JP5910396B2

JP5910396B2 - Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP5910396B2
Application number: JP2012168696A
Authority: JP
Inventors: 菊地　祐久; 祐久菊地; 林　宏太郎; 宏太郎林
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-07-30
Filing date: 2012-07-30
Publication date: 2016-04-27
Anticipated expiration: 2032-07-30
Also published as: JP2014025132A

Description

本発明は、溶融めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車の足回り部品やメンバー等の補強部材のように優れた穴拡げ性や曲げ性が要求される用途に好適な溶融めっき鋼板およびその製造する方法に関する。 The present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet suitable for applications that require excellent hole expansibility and bendability, such as reinforcing members such as undercarriage parts and members of automobiles, and a method of manufacturing the same.

近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（ＴＳ）≧７８０ＭＰａである高強度鋼板へのニーズが高まっている。しかしながら、ただ単に高強度であればよいわけではない。例えば、成形性の観点からは延性の他に、良好な穴拡げ性や良好な曲げ性が求められている。また、防錆性の観点からは、溶融めっきを施した鋼板が求められている。 In recent years, there has been a demand for improvement in fuel efficiency of automobiles in order to protect the global environment. In automobile steel sheets, there is a need for high-strength steel sheets with a tensile strength (TS) ≧ 780 MPa in order to reduce the weight of the vehicle body and ensure safety. Is growing. However, it does not have to be just high strength. For example, from the viewpoint of formability, in addition to ductility, good hole expansibility and good bendability are required. Further, from the viewpoint of rust prevention, a steel plate subjected to hot dip plating is required.

一般的に鋼の強化手法としては固溶強化、析出強化および変態強化があり、これらを組み合わせることにより、所定の引張強度を達成する。これらの組合せにより、同一引張強度であっても延性、曲げ性、等が異なる。したがって、自動車用途として、上述の要求性能を高度にバランスさせるには、強化手法を適正にバランスさせることが重要である。 Generally, steel strengthening methods include solid solution strengthening, precipitation strengthening and transformation strengthening, and a predetermined tensile strength is achieved by combining these. Depending on these combinations, ductility, bendability, etc. differ even with the same tensile strength. Therefore, in order to balance the above-mentioned required performance to a high degree as an automobile application, it is important to appropriately balance the strengthening technique.

上記強化手法のうち、変態強化を用いると、比較的容易に高強度化を達成することができる。例えば、特許文献１ではＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによりフェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得て、ＴＳ≧７８０ＭＰａを達成している。また、特許文献２では、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ加工性と高強度化を達成している。 Of the above-described strengthening methods, when transformation strengthening is used, it is possible to achieve high strength relatively easily. For example, in Patent Document 1, a large amount of Si, Mn, Cr, and Mo is added, and the cooling rate is controlled to obtain a mixed structure of ferrite, bainite, and martensite, and TS ≧ 780 MPa is achieved. In Patent Document 2, bending workability and high strength are achieved by obtaining tempered martensite.

これらの技術によると、フェライトと硬質相の混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図れるが、マルテンサイトを多く含む混合組織を用いると、組織間の硬度差が大きくなり、その組織界面から穴拡げ加工初期や曲げ加工初期にきれつが発生するために、穴拡げ性や曲げ性に劣るという欠点がある。 According to these technologies, the strength can be increased relatively easily by using a mixed structure of ferrite and hard phase. However, if a mixed structure containing a large amount of martensite is used, the hardness difference between the structures increases. Since cracks are generated from the tissue interface at the initial stage of the hole expanding process and the initial stage of the bending process, there is a drawback that the hole expandability and the bendability are inferior.

そのため、穴拡げ性や曲げ性を劣化させず、高強度化を図るためには、析出強化を用いることが多い。析出強化はＴｉやＮｂを主に添加するが、その中で安価かつ添加量に対する強度上昇量が多いＴｉを多く添加することが一般的である。さらに、Ｔｉの添加はフェライト粒を微細化する効果があり、Ｔｉ炭窒化物による析出強化に加え、フェライト粒の微細化による高強度化を図れるメリットもある。Ｔｉ析出強化を用いた高張力溶融亜鉛めっき鋼板溶融亜鉛めっき鋼板の従来技術としては、例えば特許文献３が挙げられる。 Therefore, precipitation strengthening is often used in order to increase the strength without deteriorating hole expandability and bendability. For precipitation strengthening, Ti and Nb are mainly added, and among them, it is common to add a large amount of Ti which is inexpensive and has a large increase in strength with respect to the addition amount. Furthermore, the addition of Ti has the effect of refining the ferrite grains, and has the advantage of increasing the strength by refining the ferrite grains in addition to precipitation strengthening by Ti carbonitride. As a prior art of a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet using Ti precipitation strengthening, for example, Patent Document 3 is cited.

しかしながら、Ｔｉを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライトの微細化や強化に寄与する微細なＴｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物の他に、粗大なＴｉＮが生成する。このＴｉＮのうちでも晶出したＴｉＮは、Ｔｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物が数十ｎｍの微細な析出物であるのに対し、高温で生成するためにその大きさは２〜２０μｍと粗大であり、フェライトの微細化や強度上昇には全く寄与しないばかりか、その粗大な析出物が穴拡げ性や曲げ加工時の割れの起点となり、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる原因となる。したがって、Ｔｉ添加量の増加による延性ならびに穴拡げ性や曲げ性の向上には、限界があった。 However, when Ti is added and ferrite refinement or precipitation strengthening is used, coarse TiN is generated in addition to fine Ti-based carbides, nitrides, and carbonitrides that contribute to ferrite refinement and strengthening. Among the TiN, TiN crystallized is a fine precipitate of several tens of nanometers in size of Ti-based carbides, nitrides, and carbonitrides. It is coarse and does not contribute at all to the refinement and strength increase of ferrite, but the coarse precipitates become the starting point of hole expansibility and cracking during bending, causing deterioration of hole expansibility and bendability. . Therefore, there is a limit to the improvement of ductility, hole expansibility and bendability by increasing the amount of Ti added.

このように、従来技術においては、高い強度とともに優れた延性、穴拡げ性および曲げ性を得るには限界があり、穴拡げ性や曲げ性に関する近年のさらなる高い要求に応えることが困難であった。 As described above, in the prior art, there is a limit to obtain high ductility, hole expansibility and bendability with high strength, and it has been difficult to meet recent high demands regarding hole expansibility and bendability. .

特開平４−１７３９４６号公報JP-A-4-173946 特開平６−１０８１５２号公報JP-A-6-108152 特開２００２−１６１３３６号公報JP 2002-161336 A

本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適な、高い強度を有しながら良好な延性、穴拡げ性および曲げ性をも有する溶融めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above situation, and is suitable as a material for structural members used in automobiles and various industrial machines, particularly as a material for structural members represented by automobile members and suspension parts. An object of the present invention is to provide a hot-dip plated steel sheet having good ductility, hole expansibility and bendability while having strength, and a method for producing the same.

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。
その結果、ＴｉとＢを多量添加するという高強度化に安価な強化手法を使用しつつも、鋼板内部のＴｉ−Ｂ系の析出物や鋼組織を適正化することによって、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら良好な延性、穴拡げ性および曲げ性を具備する溶融めっき鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。 The present inventors have intensively studied to solve the above problems.
As a result, high tensile strength of 780 MPa or more can be obtained by optimizing Ti-B-based precipitates and steel structure inside the steel sheet while using an inexpensive strengthening method for increasing strength by adding a large amount of Ti and B. A new finding was obtained that a hot-dip plated steel sheet having good ductility, hole expansibility and bendability can be obtained while having strength.

本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、
前記鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：２．１％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．００２９％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１６％以上０．３０％以下およびＢ：０．００２１％以上０．０１００％以下を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２以下である鋼組織を有し、
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を有すること
を特徴とする溶融めっき鋼板。 This invention is based on the said new knowledge, The summary is as follows.
(1) In a hot dip plated steel sheet having a hot dip plated layer on the steel sheet surface,
The steel plate
In mass%, C: 0.03% to 0.20%, Si: 0.005% to 0.5%, Mn: 2.1% to 4.0%, P: 0.0004% or more 0.1% or less, S: 0.0029% or less, sol. Al: 0.0002% or more and 2.0% or less, N: 0.0080% or less, Ti: 0.16% or more and 0.30% or less, and B : 0.0021% or more and 0.0100% or less , The balance: having a chemical composition consisting of Fe and impurities ,
In area%, ferrite is contained more than 40% and less than 95% and one or more kinds selected from the superhard phase group consisting of martensite, retained austenite and cementite in total of 3% or more and 20% or less. The average particle size of the ferrite is 2.5 μm or less, the average particle size of the superhard phase group is 2.0 μm or less, and the average interval of the superhard phase that is the average value of the closest distance of the superhard phase group is 2. Having a steel structure in which the number density of Ti-B-based precipitates of 0 μm or less and the equivalent circle diameter of 1 μm or more is 500 pieces / mm 2 or less,
Tensile strength: 780 MPa or more, total elongation: 10% or more, hole expansion ratio: 35% or more, minimum value of inner radius at which bending does not occur in a bending test at a bending angle of 180 °: 3.5 times or less of plate thickness A hot-dip galvanized steel sheet characterized by having mechanical properties.

（２）前記化学組成が、Ｂｉ：０．５質量％以下をさらに含有し、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５０個／ｍｍ^２以内であることを特徴とする（１）項に記載の溶融めっき鋼板。 (2) The chemical composition further includes Bi: 0.5% by mass or less, and the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 50 pieces / mm ^{2 or} less ( The hot-dip galvanized steel sheet according to 1).

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）項または（２）項に記載の溶融めっき鋼板。 (3) The chemical composition is mass%, Nb: 1.0% or less, V: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% The following (1) or (2), further comprising one or more selected from the group consisting of Cu: 1.0% or less and Ni: 1.0% Hot dipped steel sheet.

（４）前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）項から（３）項までのいずれか1項に記載の溶融めっき鋼板。 (4) The chemical composition is selected from the group consisting of REM: 0.1% or less, Mg: 0.05% or less, Ca: 0.05% or less, and Zr: 0.05% or less in mass%. The hot-dip galvanized steel sheet according to any one of items (1) to (3), further comprising one or more types.

（５）下記工程（ａ）〜（ｄ）を有することを特徴とする、面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ ^２以下である鋼組織を有し、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を有する溶融めっき鋼板の製造方法：
（ａ）（１）項から（４）項までのいずれか1項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程より得られた熱延鋼板に、酸洗および３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、８００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して、溶融めっき鋼板とする連続溶融めっき工程。 (5) It is characterized by having the following steps (a) to (d) , and is selected from the group of super hard phases consisting of more than 40% and less than 95% ferrite, and martensite, retained austenite and cementite. 1 type or 2 types or more are contained in a total of 3% or more and 20% or less, the average particle size of the ferrite is 2.5 μm or less, the average particle size of the super hard phase group is 2.0 μm or less, It has a steel structure in which the average distance of the super hard phase, which is the average value of the closest distances of the hard phase group, is 2.0 μm or less, and the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 500 pieces / mm ² or less. Tensile strength: 780 MPa or more, total elongation: 10% or more, hole expansion ratio: 35% or more, minimum value of inner radius at which bending does not occur in a bending test at a bending angle of 180 °: 3.5 times or less of plate thickness Machine special Method for producing a hot dip plated steel sheet having:
(A) The molten steel having the chemical composition according to any one of items (1) to (4) is cast in the ingot casting direction in a temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the molten steel. A casting process in which the average cooling rate of the vertical cross section is set to 0.3 ° C./second or more;
(B) The slab obtained by the casting step is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher for 2.0 hours or more and hot-rolled, and after completion of the hot rolling, an average cooling rate of 2 ° C./second or more. The steel sheet is cooled at a temperature range of 750 ° C. or less within 10 minutes from the end of the heating, and then cooled to a temperature range of 150 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./hour or more to obtain a hot-rolled steel sheet. Hot rolling process;
(C) a pickling / cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet obtained from the hot rolling process is subjected to pickling and cold rolling at a rolling reduction of 30% or more to obtain a cold-rolled steel sheet; and (d) The cold rolled steel sheet obtained by the cold rolling step is held in a temperature range of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower for 5 seconds or longer and 1000 seconds or shorter, and then at an average cooling rate of 2 ° C./second or higher and 70 ° C./second or lower. A continuous hot dipping process in which a hot dipped steel sheet is obtained by cooling to a temperature range of 300 ° C. or lower and then hot dipping.

本発明の鋼板は、高強度でありながら延性、穴拡げ性および曲げ性に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。 The steel sheet of the present invention is excellent in ductility, hole expansibility and bendability while having high strength. Therefore, it is optimal as a material for structural members used in automobiles and various industrial machines, particularly as a material for structural members represented by automobile members and undercarriage parts. Moreover, since it can be manufactured at a low cost, it has a remarkable industrial effect.

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の限定理由について説明する。化学組成についての「％」は「質量％」の意味である。 The reason for limitation of the hot dip galvanized steel sheet of the present invention will be described. “%” For chemical composition means “mass%”.

１．化学組成
（Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下）
Ｃは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。 1. Chemical composition (C: 0.03% to 0.20%)
C has a function of generating a hard phase such as pearlite, bainite, martensite, and retained austenite and improving the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.03%, it is difficult to ensure a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the C content is 0.03% or more. In order to obtain a tensile strength of 980 MPa or more, the C content is preferably 0.04% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, the weldability is significantly lowered. Therefore, the C content is 0.20% or less.

（Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下）
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超では、溶融めっきとの塗れ性が悪化して不めっき部が多く存在するようになり耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。 (Si: 0.005% to 0.5%)
Si has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.005%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the Si content is 0.005% or more. On the other hand, if the Si content is more than 0.5%, the wettability with hot-dip plating deteriorates and there are many unplated parts, and the corrosion resistance is significantly deteriorated. Therefore, the Si content is 0.5% or less.

（Ｍｎ：２．１％以上４．０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が２．１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は２．１％以上とする。好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは３．０％以下である。 (Mn: 2.1% to 4.0%)
Mn has the effect of increasing the strength of the steel sheet by increasing the hardenability of the steel. If the Mn content is less than 2.1%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the Mn content is 2.1% or more. Preferably it is 2.3% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the hardenability is excessively increased, the martensite area ratio is excessive, and the bendability is remarkably lowered. Therefore, the Mn content is 4.0% or less. Preferably it is 3.0% or less.

（Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下）
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０．００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．０００４％以上とする。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０．１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。 (P: 0.0004% to 0.1%)
P has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. If the P content is less than 0.004%, it is difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, the P content is 0.0004% or more. On the other hand, since P is an element that easily segregates, a large amount thereof causes a decrease in weldability. If the P content exceeds 0.1%, the weldability is significantly reduced due to segregation. Therefore, the P content is 0.1% or less.

（Ｓ：０．００２９％以下）
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０．００２９％超では穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．００２９％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。 (S: 0.0029% or less)
S is contained as an impurity and has a function of forming a sulfide in the steel and reducing the bendability. If the S content exceeds 0.0029%, the hole expandability and bendability are significantly reduced. Therefore, the S content is 0.0029% or less. Preferably it is 0.0020% or less. The lower the S content, the better. Therefore, it is not necessary to define the lower limit of the S content, but it is preferably 0.0002% or more from the viewpoint of steelmaking cost.

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、曲げ性および耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。 (Sol.Al: 0.0002% to 2.0%)
Al has the effect | action which deoxidizes steel and makes a steel plate healthy. sol. If the Al content is less than 0.0002%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, sol. The Al content is 0.0002% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.0%, coarse alumina-based inclusions increase, and the bendability and fatigue resistance are significantly deteriorated. Therefore, sol. The Al content is 2.0% or less.

（Ｎ：０．００８０％以下）
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．００８０％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。 (N: 0.0080% or less)
N is contained as an impurity, and has a function of forming a nitride in the steel and lowering the bendability. If the N content exceeds 0.0080%, the bendability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.0080% or less. The lower the N content, the better. Therefore, it is not necessary to define the lower limit of the N content, but from the viewpoint of steelmaking cost, it is preferably 0.0002% or more.

（Ｔｉ：０．１６％以上０．３０％以下）
Ｔｉは本発明で重要な元素である。ＴｉＣによる析出強化に加えて、フェライト粒径を微細化させる作用を有し、これにより効果的に高強度化を図ることができる。加えて、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイト等の硬質相を微細に分散させ、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．１６％未満では上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．１６％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％超では粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまうため、却って曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。 (Ti: 0.16% to 0.30%)
Ti is an important element in the present invention. In addition to precipitation strengthening by TiC, it has the effect of refining the ferrite grain size, which can effectively increase the strength. In addition, a hard phase such as martensite, retained austenite, bainite, pearlite, and cementite is finely dispersed to improve hole expansibility and bendability. If the Ti content is less than 0.16%, the effect of the above action may not be sufficiently obtained. Therefore, the Ti content is 0.16% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.30%, a large amount of coarse crystallized TiN particles are formed, and the bendability may deteriorate instead. Therefore, the Ti content is set to 0.30% or less.

（Ｂ：０．００２１％以上０．０１００％以下）
Ｂは、Ｔｉと同様本発明で重要な元素であり、少量の含有によりフェライトの成長を抑えることができ、フェライトの微細化による高強度化を図ることができる。Ｂ含有量が０．００２１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｂの含有量は０．００２１％以上とする。好ましくは０．００３１％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％超では粗大なＢ析出物が多く形成されてしまい、却って、穴拡げ性や曲げ性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。 (B: 0.0021% to 0.0100%)
B, as well as Ti, is an important element in the present invention. By containing a small amount of B, the growth of ferrite can be suppressed, and the strength can be increased by making the ferrite finer. If the B content is less than 0.0021%, the effect of the above action may not be sufficiently obtained. Therefore, the B content is 0.0021% or more. Preferably it is 0.0031% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, a large amount of coarse B precipitates are formed, and on the contrary, the hole expandability and bendability deteriorate. Therefore, the B content is 0.0100% or less.

（Ｂｉ：０．５％以下）
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＴｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉは曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を鋼中に形成するため、Ｂｉの含有量が０．５％を超えると、穴拡げ性や曲げ性が却って劣化する。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。 (Bi: 0.5% or less)
Bi serves as an inoculum nucleus for coagulation, and has the effect of reducing the interval between dendritic arms during coagulation and making the coagulated tissue finer. As a result, segregation of elements such as Mn and Ti that are easily segregated is suppressed, the local strength difference of the steel sheet is reduced, and the hole expandability and bendability are improved. Therefore, it is preferable to contain Bi. However, Bi forms an oxide in the steel that becomes the starting point of cracking during bending, so if the Bi content exceeds 0.5%, the hole expandability and bendability deteriorate instead. Therefore, the Bi content is 0.5% or less. Preferably it is 0.03% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the Bi content is preferably 0.0002% or more.

（Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％からなる群から選択される１種または２種以上）
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてそれぞれ含有量が１．０％を超えると、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０．００５％以上とすることが好ましい。 (Nb: 1.0% or less, V: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Ni : One or more selected from the group consisting of 1.0%)
Nb, V, W, Cr, Mo, Cu, and Ni have the effect of increasing the strength of the steel sheet by increasing the hardenability of the steel in the same manner as Mn. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, when the content of Nb, V, W, Cr, Mo, Cu and Ni exceeds 1.0%, the hardenability is excessively increased, the martensite area ratio is excessive, and the hole expandability and bending are increased. The fall of the property becomes remarkable. Therefore, the contents of Nb, V, W, Cr, Mo, Cu, and Ni are as described above. In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to set any element of Nb, V, W, Cr, Mo, Cu, and Ni to 0.005% or more.

（ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上）
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭについては含有量が０．１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０．０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って曲げ性を劣化させる。したがって、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。 (REM: 0.1% or less, Mg: 0.05% or less, Ca: 0.05% or less, and Zr: one or more selected from the group consisting of 0.05% or less)
REM (rare earth element), Mg, Ca and Zr have the effect of improving bendability by finely spheroidizing oxides and sulfides formed in steel. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, when the content exceeds 0.1% for REM, and when the content exceeds 0.05% for Mg, Ca and Zr, the number of oxides and sulfides formed in the steel becomes excessive. Degradation of bendability. Therefore, the contents of REM (rare earth element), Mg, Ca and Zr are as described above. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the content of any one of REM, Mg, Ca and Zr is preferably set to 0.0002% or more.

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。 Here, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of these elements. In the case of a lanthanoid, it is industrially added in the form of misch metal.

２．鋼組織
本発明に係る溶融めっき鋼板のめっき基材である鋼板は、面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２以下である鋼組織を有する。 2. Steel structure The steel sheet which is the plating base material of the hot-dip plated steel sheet according to the present invention is selected from the group of super-hard phases composed of more than 40% and less than 95% ferrite, and martensite, retained austenite and cementite. 1 type or 2 types or more are contained in a total of 3% or more and 20% or less, the average particle size of the ferrite is 2.5 μm or less, the average particle size of the super hard phase group is 2.0 μm or less, the super hard phase It has a steel structure in which the average interval between superhard phases, which is the average value of the closest distance of the group, is 2.0 μm or less, and the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 500 pieces / mm ² or less.

（フェライト面積率：４０％超９５％以下）
フェライト面積率が４０％以下では、１０％以上の全伸びを確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は４０％超とする。一方、フェライト面積率が９５％超では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は９５％以下とする。 (Ferrite area ratio: more than 40% and 95% or less)
If the ferrite area ratio is 40% or less, it is difficult to ensure a total elongation of 10% or more. Therefore, the ferrite area ratio is more than 40%. On the other hand, if the ferrite area ratio exceeds 95%, it is difficult to ensure a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the ferrite area ratio is 95% or less.

（超硬質相群面積率：３％以上２０％以下）
マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群の合計面積率が３％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、超硬質相群の合計面積率は３％以上とする。一方、超硬質相群の合計面積率が２０％超では、超硬質相の量が過剰となり、フェライトと超硬質相の界面から発生した亀裂が早期に連結してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相の合計面積率は２０％以下とする。 (Super hard phase group area ratio: 3% or more and 20% or less)
When the total area ratio of the superhard phase group composed of martensite, retained austenite and cementite is less than 3%, it is difficult to ensure a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the total area ratio of the superhard phase group is set to 3% or more. On the other hand, when the total area ratio of the super hard phase group exceeds 20%, the amount of the super hard phase becomes excessive, and cracks generated from the interface between the ferrite and the super hard phase are connected at an early stage, resulting in hole expandability and bendability. It is difficult to make the minimum value of the inner radius at which the crack expansion does not occur in the bending test with a bending angle of 180 °, and not more than 3.5 times the plate thickness. Therefore, the total area ratio of the super hard phase is set to 20% or less.

（フェライト平均粒径：２．５μｍ以下）
フェライト平均粒径が２．５μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時におけるフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、フェライト平均粒径は２．５μｍ以下とする。好ましくは２．０μｍ以下である。フェライト平均粒径の下限は特に規定しないが、フェライトの平均粒径が０．３μｍ以下になるとＹＰが極度に高くなり、部材加工時の形状凍結性が悪くなる。したがって、フェライト平均粒径は０．３μｍ以上とすることが好ましい。 (Average ferrite particle size: 2.5 μm or less)
If the average ferrite particle diameter exceeds 2.5 μm, the strain concentration on the ferrite during hole expansion or bending becomes significant, and cracks occur early from the interface between the ferrite and the superhard phase. It is difficult to reduce the expandability and bendability, to set the hole expansion ratio to 35% or more, and to make the minimum value of the inner radius at which a crack does not occur in a bending test at a bending angle of 180 ° to 3.5 times or less of the plate thickness. Become. Therefore, the ferrite average particle diameter is 2.5 μm or less. Preferably it is 2.0 micrometers or less. The lower limit of the average ferrite particle size is not particularly defined, but when the average ferrite particle size is 0.3 μm or less, YP becomes extremely high, and the shape freezing property at the time of member processing deteriorates. Therefore, it is preferable that the average ferrite particle diameter is 0.3 μm or more.

（超硬質相群平均粒径：２．０μｍ以下）
超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ超では、超硬質相が過大であるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相群の平均粒径は２．０μｍ以下とする。 (Super hard phase group average particle size: 2.0 μm or less)
When the average particle size of the super hard phase group exceeds 2.0 μm, the super hard phase is excessive, so cracks occur early from the interface between the ferrite and the super hard phase, reducing hole expansibility and bendability. Therefore, it is difficult to make the minimum value of the inner radius at which the crack expansion does not occur in a bending test with a bending angle of 180 ° and a hole expansion rate of 35% or more and 3.5 times or less of the plate thickness. Therefore, the average particle size of the superhard phase group is 2.0 μm or less.

（超硬質相平均間隔：２．０μｍ以下）
超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時において、超硬質相間に存在するフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相平均間隔は２．０μｍ以下とする。 (Super hard phase average spacing: 2.0 μm or less)
When the average distance between the super hard phases, which is the average value of the closest distance of the super hard phase group, exceeds 2.0 μm, the strain concentration on the ferrite existing between the super hard phases becomes significant during hole expansion and bending. Therefore, cracks occur early from the interface between the ferrite and the super-hard phase, reducing the hole expandability and bendability, setting the hole expansion rate to 35% or more, and generating cracks in a bending test at a bending angle of 180 °. It becomes difficult to make the minimum value of the inner radius not to be 3.5 times or less of the plate thickness. Accordingly, the average interval between the super hard phases is set to 2.0 μm or less.

残部組織は特に規定しないが、ベイナイトやパーライトなどの鋼組織の面積率を調整することで、所望する強度の鋼板を得ることができる。 The remaining structure is not particularly defined, but a steel sheet having a desired strength can be obtained by adjusting the area ratio of a steel structure such as bainite or pearlite.

（円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度：５００個／ｍｍ^２以下）
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を具備させるために、本発明においては、析出強化と鋼組織の細粒化強化とを積極的に利用する。このため、０．１６％以上のＴｉとともに０．００２１％以上のＢを含有させる。 (Number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more: 500 pieces / mm ² or less)
Tensile strength: 780 MPa or more, total elongation: 10% or more, hole expansion ratio: 35% or more, minimum value of inner radius at which bending does not occur in a bending test at a bending angle of 180 °: 3.5 times or less of plate thickness In order to provide mechanical characteristics, in the present invention, precipitation strengthening and steel grain refinement strengthening are actively utilized. For this reason, 0.0021% or more of B is contained together with 0.16% or more of Ti.

しかし、このようにＴｉおよびＢの含有量を高めると、加工時の割れの起点となる粗大なＴｉＢ_２やＴｉＢといったＴｉ−Ｂ系析出物が鋼組織内に形成され易くなり、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる。 However, when the content of Ti and B is increased in this way, coarse Ti-B-based precipitates such as TiB ₂ and TiB, which are the starting points of cracks during processing, are easily formed in the steel structure, Degradation of bendability.

具体的には、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２超となると、穴拡げ性や曲げ性の劣化が顕著となり、上記機械特性を得ることが困難となる。したがって、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度は５００個／ｍｍ^２以下とする。 Specifically, when the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeds 500 pieces / mm ² , hole expandability and bendability are significantly deteriorated, and it is difficult to obtain the mechanical characteristics. Become. Therefore, the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is set to 500 pieces / mm ² or less.

円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度は５０個／ｍｍ^２以下とすることが好ましく、これは上述したようにＢｉを含有させることにより容易に達成することが可能となり、このようにすることで、穴拡げ率：６５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の１．０倍以下という、さらに優れた穴拡げ性と曲げ性とを得ることが可能となる。 The number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is preferably 50 pieces / mm ² or less, and this can be easily achieved by including Bi as described above. By making the hole expansion rate: 65% or more, the minimum value of the inner radius where cracks do not occur in a bending test with a bending angle of 180 °: 1.0 times or less of the plate thickness, further excellent hole expandability and bendability And can be obtained.

なお、円相当直径１μｍ未満の微細なＴｉ−Ｂ系の析出物は、粒径が小さ過ぎるため割れの起点となり難く、穴拡げ性や曲げ性への影響が小さいため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物の規定は円相当直径が１μｍ以上であるものを対象とする。 Note that fine Ti-B-based precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 1 μm are less likely to start cracking because the particle size is too small, and the effects on hole expansibility and bendability are small. The definition of the object is one whose circle equivalent diameter is 1 μm or more.

３．溶融めっき層
本発明は、鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板であるが、溶融めっき層の種類は特に限定されるものではない。溶融めっき層として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層の上層に有機系または無機系の被膜を設けても構わない。 3. Hot-dip plated layer Although this invention is a hot-dip plated steel plate which has a hot-dip plated layer on the steel plate surface, the kind of hot-dip plated layer is not specifically limited. Examples of the hot dip plating layer include hot dip galvanizing, alloyed hot dip galvanizing, hot dip aluminum plating, hot dip Zn-Al alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating and the like. . Further, an organic or inorganic coating may be provided on the hot-plated layer.

めっき付着量も特に制限されないが、耐食性の観点からは３ｇ／ｍ^２以上とすることが好ましく、１０ｇ／ｍ^２以上とすることがさらに好ましい。また、溶接時におけるブローホールなどの欠陥を防止する観点からは８００ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましく、２００ｇ／ｍ^２以下とすることがさらに好ましい。 Without being particularly limited coating weight, preferably to 3 g / m ² or more from the viewpoint of corrosion resistance, still more preferably a 10 g / m ² or more. Further, from the viewpoint of preventing defects such as blowholes during welding, it is preferably 800 g / m ² or less, and more preferably 200 g / m ² or less.

溶融めっき層を溶融亜鉛めっきとする場合には、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきとすると、めっきの密着性が向上するので好ましい。溶融めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合には、めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上２０質量％以下とすることが好ましい。めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上とすることで合金化によるめっきの密着性の向上をより確実にすることができる。また、めっき層におけるＦｅ濃度を２０質量％以下とすることにより良好なパウダリング性を確保することができる。めっき層におけるＦｅ濃度は、７質量％以上１５質量％以下とすることがさらに好ましい。 When the hot-dip galvanized layer is used as the hot-dip galvanized layer, it is preferable to further perform an alloying treatment to obtain an alloyed hot-dip galvanized because the adhesion of the plating is improved. When the hot-dip galvanized layer is an alloyed hot-dip galvanized layer, the Fe concentration in the plated layer is preferably 3% by mass or more and 20% by mass or less. By making the Fe concentration in the plating layer 3% by mass or more, it is possible to more reliably improve the adhesion of the plating by alloying. Moreover, favorable powdering property is securable by making Fe density | concentration in a plating layer into 20 mass% or less. The Fe concentration in the plating layer is more preferably 7% by mass or more and 15% by mass or less.

４．製造方法
次に、本発明の溶融めっき鋼板の製造方法の限定理由について説明する。 4). Manufacturing method Next, the reason for limitation of the manufacturing method of the hot dipped steel sheet of the present invention will be described.

（鋳造工程）
（ａ）上記化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３℃／秒以上として鋳造する。上記平均冷却速度はＴｉの偏析に大きく影響する。 (Casting process)
(A) Casting molten steel having the above chemical composition at an average cooling rate of a cross section perpendicular to the casting direction of the steel ingot in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the molten steel at 0.3 ° C / second or more. To do. The average cooling rate greatly affects the segregation of Ti.

上記平均冷却速度が０．３℃／秒未満では、凝固速度が遅すぎるため、鋳片におけるデンドライト２次アーム間隔内でのＴｉの偏析が大きくなり、粗大なＴｉ−Ｂ系の析出物が析出し易くなる。その結果、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ^２以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は０．３℃／秒以上とする。上記凝固速度の上限は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の数密度の観点からは特に規定する必要はないが、冷却速度が速過ぎると鋳片が割れてしまう場合があるので、２．０℃／秒以下とすることが好ましい。 When the average cooling rate is less than 0.3 ° C./second, the solidification rate is too slow, so that the segregation of Ti within the dendrite secondary arm interval in the slab increases and coarse Ti-B-based precipitates are precipitated. It becomes easy to do. As a result, it is difficult to make the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more 500 pieces / mm ² or less. Therefore, the average cooling rate is set to 0.3 ° C./second or more. The upper limit of the solidification rate need not be specified from the viewpoint of the number density of Ti-B-based precipitates, but if the cooling rate is too fast, the slab may be cracked, so that it is 2.0 ° C / second or less. It is preferable that

また、上述したように、Ｂｉを含有させると、Ｂｉによる凝固組織を細かくする作用により、Ｔｉの偏析がさらに低減され、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５０個／ｍｍ^２以内に減少させることが可能となる。 Further, as described above, when Bi is contained, the segregation of Ti is further reduced by the action of making the solidified structure by Bi finer, and the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 50 / mm. It becomes possible to decrease within ^two .

（熱間圧延工程）
（ｂ）上記鋳造工程により得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で冷却して熱延鋼板とする。 (Hot rolling process)
(B) The slab obtained by the above casting step is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher for 2.0 hours or more and subjected to hot rolling, and after completion of the hot rolling, an average cooling rate of 2 ° C./second or more. And is wound in a temperature range of 750 ° C. or less within 10 minutes from the end of the heating, and then cooled at a cooling rate of 2 ° C./hour or more to obtain a hot-rolled steel sheet.

熱間圧延前には、鋳片内にＴｉを極力均一化させるため、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱する。加熱温度が１１５０℃未満であったり、加熱時間が２．０時間未満であったりすると、いずれも加熱不足により、Ｔｉが鋳片内に極端に偏析した状態となり、粗大なＴｉ−Ｂ系の析出物が析出し易くなる。その結果、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ^２以下とすることが困難となる。したがって、加熱温度は１１５０℃以上、加熱時間は２．０時間以上とする。加熱温度の上限や加熱時間の上限は特に規定しないが、エネルギーコストの観点からは、加熱温度は１３５０℃以下、加熱時間は４８時間以下とすることが好ましい。 Prior to hot rolling, in order to make Ti as uniform as possible in the slab, it is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher for 2.0 hours or longer. When the heating temperature is less than 1150 ° C. or the heating time is less than 2.0 hours, Ti is extremely segregated in the slab due to insufficient heating, and coarse Ti—B system precipitation occurs. Things are likely to precipitate. As a result, it is difficult to make the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more 500 pieces / mm ² or less. Therefore, the heating temperature is 1150 ° C. or higher, and the heating time is 2.0 hours or longer. The upper limit of the heating temperature and the upper limit of the heating time are not particularly defined, but from the viewpoint of energy cost, the heating temperature is preferably 1350 ° C. or less and the heating time is preferably 48 hours or less.

熱間圧延完了温度は、特に規定しないが、８００℃以上１１００℃以下で行うことが好ましい。熱間圧延完了温度を８００℃以上とすることにより、オーステナイトとフェライトとが共存する２相域温度域における圧延を回避することが容易となり、圧延トラブルを防ぎ易くなる。また、熱間圧延完了温度を１１００℃以下とすることにより、スケールの成長が抑制され、スケール等の押し込みによる表面品質劣化を防ぐことが容易になる。 Although the hot rolling completion temperature is not particularly defined, it is preferably performed at 800 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower. By setting the hot rolling completion temperature to 800 ° C. or higher, it becomes easy to avoid rolling in a two-phase region where austenite and ferrite coexist, and it is easy to prevent rolling trouble. Moreover, by setting the hot rolling completion temperature to 1100 ° C. or lower, scale growth is suppressed, and it becomes easy to prevent surface quality deterioration due to indentation of the scale or the like.

熱間圧延完了後は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の粗大化を抑制するために、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする。 After the hot rolling is completed, in order to suppress the coarsening of the Ti-B-based precipitates, cooling is performed at an average cooling rate of 2 ° C / second or more, and the temperature is 750 ° C or less within 10 minutes from the end of the heating. After that, the steel sheet is wound in a region, and then cooled to a temperature region of 150 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./hour or more to obtain a hot rolled steel sheet.

圧延完了〜巻取りまでの平均冷却速度が２℃／秒未満であったり、巻取温度が７５０℃超であったりすると、鋼板の冷却速度が遅すぎるため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ^２以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とし、巻取り温度は７５０℃以下とする。 When the average cooling rate from the completion of rolling to winding is less than 2 ° C / second or the winding temperature is higher than 750 ° C, the cooling rate of the steel sheet is too slow, so that Ti-B-based precipitates are coarse. It becomes difficult to make the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more 500 pieces / mm ² or less. Therefore, the average cooling rate is 2 ° C./second or more, and the winding temperature is 750 ° C. or less.

また、加熱の終了から巻取りまでの時間が１０分間超では、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ^２以下とすることが困難となる。したがって、加熱の終了から巻取りまでの時間は１０分間以内とする。加熱の終了から巻き取りまでの時間の下限は特に規定しないが、設備コストの観点からは１分間以上とすることが好ましい。上記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、２００℃／秒以下とすることが望ましい。上記平均冷却速度を２００℃／秒以下とすることにより、熱延鋼板の巾方向ならびにコイル長手方向における冷却ムラが抑制され、良好な平坦を確保することが容易になる。巻取り温度の下限も特に規定しないが、設備コストの観点からは室温までとすることが好ましい。 In addition, when the time from the end of heating to winding is more than 10 minutes, the Ti-B-based precipitates are coarsened, and the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 500 / mm ^2. It becomes difficult to make the following. Therefore, the time from the end of heating to winding is within 10 minutes. The lower limit of the time from the end of heating to winding is not particularly specified, but is preferably 1 minute or more from the viewpoint of equipment cost. The upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but is preferably 200 ° C./second or less. By setting the average cooling rate to 200 ° C./second or less, uneven cooling in the width direction of the hot-rolled steel sheet and the longitudinal direction of the coil is suppressed, and it becomes easy to ensure good flatness. Although the lower limit of the coiling temperature is not particularly specified, it is preferable that the lowering temperature is room temperature from the viewpoint of equipment cost.

巻取り後の冷却速度が２℃／時未満では、巻取り後の冷却速度が遅いため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ^２以下とすることが困難となる。したがって、巻取り後の冷却速度は２℃／時以上とする。巻取り後の冷却速度の上限は特に規定する必要はない。巻取った後に水浸漬による冷却等によって急冷してもよい。 When the cooling rate after winding is less than 2 ° C./hour, the cooling rate after winding is slow, so the Ti—B based precipitates are coarsened, and the number of Ti—B based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more. It becomes difficult to make the density 500 pieces / mm ² or less. Therefore, the cooling rate after winding is 2 ° C./hour or more. There is no need to specify the upper limit of the cooling rate after winding. After winding, it may be cooled rapidly by cooling by water immersion.

この巻取り後の冷却による温度が１５０℃超の温度域であると、コイル内での析出物の生成が完了していない可能性があり、コイル内で特性ばらつきが生じる場合があるので、巻取り後に２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する。 If the temperature after cooling after the winding is in the temperature range exceeding 150 ° C., there is a possibility that the formation of precipitates in the coil may not be completed, and there may be variations in characteristics in the coil. After the removal, it is cooled to a temperature range of 150 ° C. or lower at a cooling rate of 2 ° C./hour or higher.

（酸洗・冷間圧延工程）
（ｃ）上記熱間圧延工程より得られた熱延鋼板に、酸洗および３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。 (Pickling / Cold rolling process)
(C) The hot-rolled steel sheet obtained from the hot rolling step is subjected to pickling and cold rolling at a reduction rate of 30% or more to obtain a cold-rolled steel sheet.

酸洗は、常法によればよく、塩酸や硫酸等によって行えばよい。
冷間圧延における圧下率を高めることにより、鋼板への歪みの蓄積を高めることができ、後述する連続溶融めっき工程における焼鈍により、フェライトの細粒化を図ることができる。圧下率が３０％未満の圧下率では、鋼板への歪の蓄積が少ないため、フェライト平均粒径を２．５μｍとすることが困難である。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。冷間圧延の圧下率の上限は特に規定しないが、設備の圧延能力の観点から９０％以下とすることが好ましい。 Pickling may be performed by a conventional method, and may be performed with hydrochloric acid, sulfuric acid, or the like.
By increasing the rolling reduction in cold rolling, the accumulation of strain on the steel sheet can be increased, and the ferrite can be refined by annealing in a continuous hot dipping process described later. When the rolling reduction is less than 30%, the accumulation of strain on the steel sheet is small, so it is difficult to set the ferrite average particle size to 2.5 μm. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is 30% or more. The upper limit of the cold rolling reduction is not particularly defined, but is preferably 90% or less from the viewpoint of the rolling ability of the equipment.

（連続溶融めっき工程）
（ｄ）上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、８００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して、溶融めっき鋼板とする。 (Continuous hot dipping process)
(D) After the cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling step is held in a temperature range of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower for 5 seconds to 1000 seconds, an average cooling of 2 ° C./second to 70 ° C./second is performed. Cool to a temperature range of 580 ° C. or lower and 300 ° C. or higher at a speed, and then perform hot dipping to obtain a hot dipped steel sheet.

焼鈍温度が８００℃未満であったり、焼鈍時間が５秒間未満であったりすると、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトがオーステナイト化せず、超硬質相群の平均粒径を２．０μｍ以下とし、超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔を２．０μｍ以下とすることが困難である。したがって、焼鈍温度は８００℃以上、焼鈍時間は５秒間以上とする。一方、焼鈍温度が１０００℃超であったり、焼鈍時間が１０００秒間超であったりすると、オーステナイトの粒成長が著しく進行してしまい、フェライトの析出核であるオーステナイト粒界が少なくなるため、フェライト平均粒径を２．５μｍ以下とすることが困難となる。したがって、焼鈍温度は１０００℃以下、焼鈍時間は１０００秒間以下とする。 When the annealing temperature is less than 800 ° C. or the annealing time is less than 5 seconds, the pearlite, bainite, and cementite generated during hot rolling do not become austenite, and the average particle size of the super hard phase group is 2.0 μm. It is difficult to make the average super hard phase interval, which is the average value of the closest distances of the super hard phase group, to 2.0 μm or less. Accordingly, the annealing temperature is 800 ° C. or higher, and the annealing time is 5 seconds or longer. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 1000 ° C. or the annealing time exceeds 1000 seconds, the austenite grain growth proceeds remarkably, and the number of austenite grain boundaries that are ferrite nuclei decreases. It becomes difficult to make the particle size 2.5 μm or less. Accordingly, the annealing temperature is 1000 ° C. or less, and the annealing time is 1000 seconds or less.

２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度が２℃／秒未満では、フェライトの生成が過剰となり、フェライト面積率が９５％超となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が７０℃／秒超では、フェライトの生成が不十分となり、フェライト面積率が４０％以下となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は７０℃／秒以下とする。 When the average cooling rate of 2 ° C./second or more and 70 ° C./second or less is less than 2 ° C./second, the generation of ferrite becomes excessive, and the ferrite area ratio may exceed 95%. Therefore, the average cooling rate is 2 ° C./second or more. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 70 ° C./second, the generation of ferrite is insufficient, and the ferrite area ratio may be 40% or less. Therefore, the average cooling rate is set to 70 ° C./second or less.

冷却停止温度が５８０℃超では、高温のためパーライトが過剰に生成してしまい、超硬質相群の合計面積率が３％未満となる場合がある。したがって、冷却停止温度は５８０℃以下とする。一方、冷却停止温度が３００℃未満では、低温すぎるためマルテンサイト等が過剰に生成してしまい、超硬質相群の合計面積率が２０％超となる場合がある。したがって、冷却停止温度は３００℃以上とする。 When the cooling stop temperature is higher than 580 ° C., pearlite is excessively generated due to the high temperature, and the total area ratio of the super hard phase group may be less than 3%. Therefore, the cooling stop temperature is set to 580 ° C. or lower. On the other hand, if the cooling stop temperature is less than 300 ° C., the martensite is excessively generated because the temperature is too low, and the total area ratio of the super hard phase group may exceed 20%. Therefore, the cooling stop temperature is set to 300 ° C. or higher.

溶融めっき層を合金化溶融亜鉛めっきとする場合には、溶融亜鉛浴に浸漬した後に鋼板表面温度が４５０℃以上７００℃以下となる温度域で合金化処理を行うことが好ましい。 When the hot dip galvanized layer is alloyed hot dip galvanized, the alloying treatment is preferably performed in a temperature range where the steel sheet surface temperature is 450 ° C. or higher and 700 ° C. or lower after being immersed in a hot dip galvanizing bath.

本発明の具体的な実施例を以下に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで２５０ｍｍ厚のスラブとした。溶鋼の冷却速度の変更は、鋳型ならびに連続鋳造機内の冷却水量を変更することによって行った。表１における下線は本発明の範囲外であることを示す。 Specific examples of the present invention will be described below.
Steels having the chemical components shown in Table 1 were melted in a converter and subjected to continuous casting using a continuous casting tester to obtain a slab having a width of 1000 mm and a thickness of 250 mm. The cooling rate of the molten steel was changed by changing the amount of cooling water in the mold and the continuous casting machine. The underline in Table 1 indicates that it is outside the scope of the present invention.

このようにして得られたスラブを加熱し、熱間圧延試験機により熱間圧延を施して熱延鋼板とした。巻取り後は１００℃以下の温度域まで冷却した。その後、塩酸による酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。その後、試験冷間圧延機にて冷間圧延を施して冷延鋼板とした。 The slab thus obtained was heated and hot-rolled by a hot rolling tester to obtain a hot-rolled steel sheet. After winding, it was cooled to a temperature range of 100 ° C. or lower. Thereafter, pickling treatment with hydrochloric acid was performed to obtain a pickled steel sheet. Then, it cold-rolled with the test cold rolling mill, and was set as the cold rolled steel plate.

このようにして得られた冷延鋼板に対して、連続溶融亜鉛めっき試験機を用いて焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。めっき付着量は２０〜１５０ｇ／ｍ^２の範囲とした。一部の鋼板においては、めっき後に５４０℃で合金化処理を施した。 The cold-rolled steel sheet thus obtained was annealed and hot-dip galvanized using a continuous hot-dip galvanizing tester. The plating adhesion amount was in the range of 20 to 150 g / m ² . Some steel plates were alloyed at 540 ° C. after plating.

これらの製造条件を表２、３に示す。 These production conditions are shown in Tables 2 and 3.

１）溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度
溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に１０ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、その値から溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、各々の冷却速度の算術計算での平均値とした。 1) Average cooling rate of the cross section perpendicular to the casting direction of the ingot in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the molten steel. Ingot in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the molten steel The average cooling rate of the cross section perpendicular to the casting direction was determined by etching the cross section of the obtained slab with picric acid, measuring the dendrite secondary arm interval λ (μm) at a pitch of 10 mm from the slab surface in the depth direction. Based on the equation, the cooling rate A (° C./second) in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the molten steel was calculated from the value, and the average value in the arithmetic calculation of each cooling rate was calculated.

λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}
２）フェライトおよび超硬質相群の評価
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトおよびセメンタイトの面積率を、画像処理により求めた。また、ＪＩＳＧ０５５２に準拠してフェライト平均粒径を測定した。 λ = 710 × A ^−0.39
2) Evaluation of ferrite and superhard phase group The thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet is observed using a scanning electron microscope, and the area ratio of ferrite, martensite, retained austenite and cementite is obtained by image processing. It was. Moreover, the ferrite average particle diameter was measured based on JIS G 0552.

また、超硬質相群の平均粒径および平均粒子間隔を、画像処理により求めた。超硬質相平均間隔は、個々の超硬質相について最近接距離を測定し、その算術計算の平均値とした。 Moreover, the average particle diameter and average particle interval of the superhard phase group were determined by image processing. The average distance between the superhard phases was determined by measuring the closest distance of each superhard phase and calculating the average value of the arithmetic calculation.

３）Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径と数密度
Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径および数密度は、得られた鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を走査型電子顕微鏡にて、５０００倍の倍率で２００視野を撮影し、その画像処理にて算出した。 3) Equivalent circle diameter and number density of Ti-B-based precipitates The equivalent circle diameter and number density of Ti-B-based precipitates were measured with a scanning electron microscope on the plate thickness section parallel to the rolling direction of the obtained steel sheet. 200 fields of view were photographed at a magnification of 5000 times, and the image processing was performed.

４）機械特性
得られた鋼板に対して、引張試験、穴拡げ性、限界曲げ試験を実施した。 4) Mechanical properties Tensile tests, hole expansibility, and limit bending tests were performed on the obtained steel sheets.

４）−１引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳＺ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。 4) -1 Tensile test A JIS No. 5 tensile test was taken from the direction perpendicular to the rolling of each steel plate. The test method conformed to JIS Z2241. Yield point (YP), tensile strength (TS), and total elongation (El) were measured.

４）−２穴拡げ試験
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６に準拠して、穴径１０ｍｍ、クリアランス１２％で打ち抜きを行ったサンプルを頂点角６０°のポンチにて穴を押し上げ、亀裂が板厚を貫通したところの穴径ｄ１から
穴拡げ率（％）＝（ｄ１−１０）／１０×１００
にて穴拡げ率を求めた。 4) -2 Hole expansion test The hole expansion test was performed by punching a sample punched with a hole diameter of 10mm and a clearance of 12% in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996. The hole expansion rate (%) = (d1−10) / 10 × 100 from the hole diameter d1 where the crack has penetrated the plate thickness.
The hole expansion rate was obtained.

４）−３限界曲げ試験
各鋼板から、圧延直角方向を長手方向とする巾４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳＺ２２４８に準じた。曲げ内側半径は、密着から板厚の０．５倍、１．０倍、１．５倍、２．０倍、２．５倍、３．０倍、３．５倍、４．０倍、４．５倍、５．０倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する内側半径を限界曲げ半径とした。 4) -3 Limit bending test A test piece having a width of 40 mm and a length of 200 mm, whose longitudinal direction is the direction perpendicular to the rolling direction, was sampled from each steel plate. The test shape and test method conformed to JIS Z2248. Bending inner radius is 0.5 times, 1.0 times, 1.5 times, 2.0 times, 2.5 times, 3.0 times, 3.5 times, 4.0 times, It implemented by 4.5 times and 5.0 times, and made the inner side radius with respect to the board thickness which the crack does not generate | occur | produced as the limit bending radius.

試験結果を表４に示す。 The test results are shown in Table 4.

＜本発明例＞
本発明例である供試材Ｎｏ．１〜２６は、強度が７８０ＭＰａ以上であり、伸びが１３％以上、穴拡げ率が４２％以上、限界曲げ半径が０．５ｔ〜３．０ｔであり、延性、穴拡げ性および曲げ性に優れていた。 <Invention Example>
Sample No. which is an example of the present invention. Nos. 1 to 26 have a strength of 780 MPa or more, an elongation of 13% or more, a hole expansion ratio of 42% or more, and a critical bending radius of 0.5 t to 3.0 t, and are excellent in ductility, hole expandability and bendability. It was.

中でも、Ｂｉを含有する供試材Ｎｏ．１６〜２６は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の数密度が４８個／ｍｍ^２以下であるため、穴拡げ率が６５％以上であるとともに限界曲げ半径が０．５ｔ〜１．０ｔであり、特に優れていた。 Among them, the test material No. containing Bi was used. Nos. 16 to 26 are particularly excellent because the number density of Ti-B-based precipitates is 48 pieces / mm ² or less, and the hole expansion rate is 65% or more and the limit bending radius is 0.5 t to 1.0 t. It was.

＜比較例＞
供試材Ｎｏ．２７は、鋳造工程における液相線温度〜固相線温度の平均冷却速度が０．２℃／秒と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２３％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり、穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 <Comparative example>
Specimen No. 27, the average cooling rate of the liquidus temperature to the solidus temperature in the casting process is 0.2 ° C./second, which is outside the scope of the present invention, so the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 500 / beyond the mm ² it goes out of the present invention. Therefore, the hole expansion rate is 23% and the limit bending radius is 4.5 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．２８は、熱間圧延工程における加熱温度が１１３０℃と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２５％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. In No. 28, since the heating temperature in the hot rolling process was 1130 ° C. and outside the scope of the present invention, the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeded 500 / mm ² and was outside the scope of the present invention. Therefore, the hole expansion rate is 25% and the limit bending radius is 4.5 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．２９は、熱間圧延工程における加熱時間が１．５時間と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２５％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 29, because the heating time in the hot rolling process is 1.5 hours and outside the scope of the present invention, the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeded 500 / mm ² and was outside the scope of the present invention. . Therefore, the hole expansion rate is 25% and the critical bending radius is 4.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３０は、熱間圧延工程における仕上げ熱間圧延後の冷却速度が１℃／秒と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２６％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. 30, because the cooling rate after finish hot rolling in the hot rolling process is 1 ° C./second and outside the scope of the present invention, the number density of Ti—B based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeds 500 pieces / mm ^2. Outside of the present invention. Therefore, the hole expansion rate is 26% and the limit bending radius is 4.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３１は、熱間圧延工程における加熱終了からの巻き取り時間が１１分と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２２％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 31 is because the winding time from the end of heating in the hot rolling process is 11 minutes and outside the present invention, the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeds 500 / mm ² and is outside the scope of the present invention. Became. Therefore, the hole expansion rate is 22% and the limit bending radius is 4.5 t, which is inferior in hole expansion property and bending workability.

供試材Ｎｏ．３２は、熱間圧延工程における巻き取り温度が７６０℃と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２３％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. In No. 32, the winding temperature in the hot rolling step was 760 ° C. and outside the scope of the present invention, so the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeded 500 / mm ² and was outside the scope of the present invention. Therefore, the hole expansion rate is 23% and the critical bending radius is 4.5 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３３は、熱間圧延工程における巻き取り後のコイル冷却速度が１℃／時間と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２０％、限界曲げ半径が５．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 33, because the coil cooling rate after winding in the hot rolling process is 1 ° C./hour and outside the present invention, the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more exceeds 500 / mm ^2. It was out of invention. Therefore, the hole expansion ratio is 20% and the limit bending radius is 5.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３４は、冷間圧延工程における冷間圧延時の冷圧率が２８％と本発明外のため、フェライトの平均粒径が２．５μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２８％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 34 was outside the scope of the present invention because the cold pressure ratio during cold rolling in the cold rolling step was 28%, which was outside the scope of the present invention, and the average grain size of ferrite exceeded 2.5 μm. Therefore, the hole expansion rate is 28% and the limit bending radius is 4.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３５は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍温度が７８０℃と本発明外のため、超硬質相群の平均粒径が２．０μｍを超えるとともに超硬質相平均間隔が２．０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２７％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 35, because the annealing temperature in the continuous hot dip galvanizing process is 780 ° C. and outside the scope of the present invention, the average particle size of the super hard phase group exceeds 2.0 μm and the average interval between the super hard phases exceeds 2.0 μm. It was outside. Therefore, the hole expansion rate is 27% and the limit bending radius is 4.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３６は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍温度が１０２０℃と本発明外のため、フェライトの平均粒径が２．５μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２８％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 36 was outside the present invention because the annealing temperature in the continuous hot dip galvanizing step was 1020 ° C., which was outside the present invention, and the average grain size of ferrite exceeded 2.5 μm. Therefore, the hole expansion rate is 28% and the limit bending radius is 4.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３７は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍時間が４秒間と本発明外のため、超硬質相の平均粒径が２．０μｍならびに超硬質相の平均間隔が２．０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が１９％、限界曲げ半径が５．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. 37, since the annealing time in the continuous hot dip galvanizing process is 4 seconds and outside the present invention, the average particle size of the superhard phase exceeds 2.0 μm and the average interval between the superhard phases exceeds 2.0 μm. became. Therefore, the hole expansion rate is 19% and the limit bending radius is 5.0 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３８は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍時間が１０２０秒間と本発明外のため、フェライトの平均粒径が２．５μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２５％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 38 was outside the present invention because the annealing time in the continuous hot dip galvanizing process was 1020 seconds, which was outside the present invention, and the average grain size of ferrite exceeded 2.5 μm. Therefore, the hole expansion rate is 25% and the limit bending radius is 4.5 t, which is inferior in hole expansion and bending workability.

供試材Ｎｏ．３９は、焼鈍後の冷却速度が１℃／秒と本発明外であった。そのため、フェライトの面積率が９５％を超えて本発明外となった。ＴＳが７４２ＭＰａと本発明外となった。 Specimen No. No. 39 was outside the present invention, with a cooling rate after annealing of 1 ° C./second. Therefore, the area ratio of ferrite exceeded 95% and was outside the present invention. TS was outside the present invention, 742 MPa.

供試材Ｎｏ．４０は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍後の冷却速度が７５℃／秒と本発明外であった。そのため、フェライトの面積率が４０％以下となり本発明外となった。Ｅｌが８％と本発明外となった。 Specimen No. No. 40 was outside the present invention, with the cooling rate after annealing in the continuous hot dip galvanizing step being 75 ° C./second. For this reason, the area ratio of ferrite is 40% or less, which is outside the scope of the present invention. El was 8%, out of the present invention.

供試材Ｎｏ．４１は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍後の１次冷却停止温度が５９０℃と本発明外であった。そのため、超硬質相群の合計面積率が３％未満となり本発明外となった。ＴＳが７５５ＭＰａと本発明外となった。 Specimen No. No. 41 was outside the present invention, with the primary cooling stop temperature after annealing in the continuous hot dip galvanizing step being 590 ° C. Therefore, the total area ratio of the superhard phase group is less than 3%, which is outside the scope of the present invention. TS was 755 MPa, which is outside the scope of the present invention.

供試材Ｎｏ．４２は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍後の１次冷却停止温度が２８０℃と本発明外であった。超硬相の面積率が２０％を超えて本発明外となった。このため、穴拡げ率が１５％、限界曲げ半径が５．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。 Specimen No. No. 42 was outside the scope of the present invention, with the primary cooling stop temperature after annealing in the continuous hot dip galvanizing step being 280 ° C. The area ratio of the cemented carbide phase exceeded 20% and was outside the scope of the present invention. For this reason, the hole expansion rate is 15%, the limit bending radius is 5.0 t, and the hole expandability and bending workability are poor.

さらに、供試材Ｎｏ．４３は、Ｂ＝０．０１２０％であり、化学組成が本発明外であった。フェライトが生成せず、本発明外となった。このため、伸びが５％と劣る。 Furthermore, the test material No. 43 was B = 0.0120%, and the chemical composition was outside the scope of the present invention. Ferrite was not generated and was outside the scope of the present invention. For this reason, elongation is inferior with 5%.

Claims

鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、
前記鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：２．１％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．００２９％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１６％以上０．３０％以下およびＢ：０．００２１％以上０．０１００％以下を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２以下である鋼組織を有し、
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を有すること
を特徴とする溶融めっき鋼板。 In the hot dip galvanized steel sheet having a hot dip plated layer on the steel sheet surface,
The steel plate
In mass%, C: 0.03% to 0.20%, Si: 0.005% to 0.5%, Mn: 2.1% to 4.0%, P: 0.0004% or more 0.1% or less, S: 0.0029% or less, sol. Al: 0.0002% to 2.0%, N: 0.0080% or less, Ti: 0.16% to 0.30% and B: 0.0021% to 0.0100% , The balance: having a chemical composition consisting of Fe and impurities ,
In area%, ferrite is contained more than 40% and less than 95% and one or more kinds selected from the superhard phase group consisting of martensite, retained austenite and cementite in total of 3% or more and 20% or less. The average particle size of the ferrite is 2.5 μm or less, the average particle size of the superhard phase group is 2.0 μm or less, and the average interval of the superhard phase that is the average value of the closest distance of the superhard phase group is 2. Having a steel structure in which the number density of Ti-B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 0 μm or less and a circle equivalent diameter of 1 μm or more is 500 pieces / mm ² or less,
Tensile strength: 780 MPa or more, total elongation: 10% or more, hole expansion ratio: 35% or more, minimum value of inner radius at which bending does not occur in a bending test at a bending angle of 180 °: 3.5 times or less of plate thickness A hot-dip galvanized steel sheet characterized by having mechanical properties.

前記化学組成が、Ｂｉ：０．５質量％以下をさらに含有し、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５０個／ｍｍ^２以内であることを特徴とする請求項１に記載の溶融めっき鋼板。 2. The chemical composition according to claim 1, wherein the chemical composition further contains Bi: 0.5 mass% or less, and the number density of Ti—B-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 50 pieces / mm ^{2 or} less. The hot-dip galvanized steel sheet as described.

前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融めっき鋼板。 The chemical composition is mass%, Nb: 1.0% or less, V: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu The hot-dip galvanized steel sheet according to claim 1 or 2, further comprising one or more selected from the group consisting of: 1.0% or less and Ni: 1.0%.

前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか1項に記載の溶融めっき鋼板。 The chemical composition is one type selected from the group consisting of REM: 0.1% or less, Mg: 0.05% or less, Ca: 0.05% or less, and Zr: 0.05% or less in terms of mass%. The hot-dip galvanized steel sheet according to any one of claims 1 to 3, further comprising two or more kinds.

下記工程（ａ）〜（ｄ）を有することを特徴とする、面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ^２以下である鋼組織を有し、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を有する溶融めっき鋼板の製造方法：
（ａ）請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程より得られた熱延鋼板に、酸洗および３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、８００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して、溶融めっき鋼板とする連続溶融めっき工程。 1 selected from the group of ultra-hard phases consisting of martensite, retained austenite and cementite in area%, and having ferrite of more than 40% and not more than 95%, characterized by having the following steps (a) to (d) And a total of 3% or more and 20% or less of seeds or more, the average particle size of the ferrite is 2.5 μm or less, the average particle size of the superhard phase group is 2.0 μm or less, and the superhard phase group It has a steel structure in which the average distance of the closest distance of the super hard phase is 2.0 μm or less, and the number density of Ti—B based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 μm or more is 500 pieces / mm ² or less, Strength: 780 MPa or more, total elongation: 10% or more, hole expansion ratio: 35% or more, minimum value of inner radius at which bending does not occur in a bending test at a bending angle of 180 °: machine having 3.5 times or less of plate thickness Has characteristics Method for producing a melt-plated steel sheet that:
(A) A molten steel having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 is perpendicular to a casting direction of a steel ingot in a temperature range from a liquidus temperature to a solidus temperature of the molten steel. A casting process in which the average cooling rate of the cross section is set to 0.3 ° C./second or more;
(B) The slab obtained by the casting step is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher for 2.0 hours or more and hot-rolled, and after completion of the hot rolling, an average cooling rate of 2 ° C./second or more. The steel sheet is cooled at a temperature range of 750 ° C. or less within 10 minutes from the end of the heating, and then cooled to a temperature range of 150 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./hour or more to obtain a hot-rolled steel sheet. Hot rolling process;
(C) a pickling / cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet obtained from the hot rolling process is subjected to pickling and cold rolling at a rolling reduction of 30% or more to obtain a cold-rolled steel sheet; and (d) The cold rolled steel sheet obtained by the cold rolling step is held in a temperature range of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower for 5 seconds or longer and 1000 seconds or shorter, and then at an average cooling rate of 2 ° C./second or higher and 70 ° C./second or lower. A continuous hot dipping process in which a hot dipped steel sheet is obtained by cooling to a temperature range of 300 ° C. or lower and then hot dipping.