JP2011047038A - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】自動車等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１００％未満、Ｓｉ：０．４０％未満、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％超０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．３％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．３０％未満、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、必要に応じて、Ｎｂ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇの少なくとも１種、［Ｍｎｅｑ］：２．０以上２．８以下、残部鉄および不可避不純物からなり、更に、特定元素で構成される複数のパラメータ式を満足する鋼組成と、ミクロ組織が、フェライトと第２相を有し、第２相は、体積率を特定した、マルテンサイトと残留γを備えた複合組織鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。

従来、フード、ドア、トランクリッド、バックドア、フェンダー等の耐デント性の要求される自動車外板パネルには、ＴＳ：３４０ＭＰａクラスのＢＨ鋼板（焼付け硬化型鋼板、以後、３４０ＢＨと呼ぶ）が適用されてきた。

３４０ＢＨはＣ：０．０１質量％未満の極低炭素鋼において固溶Ｃ量をＮｂ、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の添加により制御し、Ｍｎ、Ｐで固溶強化したフェライト単相鋼である。近年、車体軽量化ニーズが更に高まり、３４０ＢＨの適用されてきた外板パネルを更に高強度化して鋼板を薄肉化する、あるいは同板厚でＲ／Ｆ（レインフォースメント：内側の補強部品）を削減する、さらには焼付け塗装工程を低温、短時間化する等の検討が進められている。

しかしながら、従来の３４０ＢＨに更にＭｎ、Ｐを多量添加して高強度化を図ると、ＹＰの増加に起因してプレス成形品の耐面歪性が著しく劣化する。ここで、面歪とは、ドアのノブ部の外周などに生じやすいプレス成形面の微小なしわ、うねり状の模様である。

面歪は自動車の外観品質を著しく損なうので、外板パネルに適用される鋼板には、プレス品の強度を高めつつも、プレス成形前の降伏応力は現状の３４０ＢＨに近い低いＹＰを有することが要求される。

また、３４０ＢＨより高強度化した鋼はＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ等の材質変動が生じやすく、面歪やプレス割れが生じやすくなる。ＹＰの高い鋼板でも材質変動が小さい場合には、プレス型形状を調整して意匠面の面歪を低減することが可能であるが、ＹＰやＴＳがコイル内の長手方向あるいは幅方向、さらにはコイル毎に変動すると、面歪を低減することは極めて難しくなる。プレス型をコイル毎に切削して面形状を調整することは量産時には不可能であり、成形圧等のプレス条件を調整しても面歪抑制効果が小さいためである。従って、このような高強度鋼板には、ＹＰを低減するとともに、コイル内やコイル毎の材質変動も同時に小さくすることが要望されている。

さらに、自動車用の鋼板には優れた耐食性も求められる。例えば、ドア、フード、トランクリッド等の部品のヘム加工部やスポット溶接周辺部は鋼板同士が密着し電着塗装時の化成皮膜がつきにくいので錆びが生じやすい。特に、水がたまりやすく長時間湿潤雰囲気に曝されるフード前方のコーナ部やドア下部のコーナ部では錆びによる穴明きがしばしば生じる。

そのため、近年、車体の防錆性能を向上させ、耐穴明き寿命を従来の１０年から１２年に拡大する検討が車体メーカで進められ、鋼板が十分な耐食性を具備していることが必要不可欠になってきている。部材の耐食性を向上させる観点からは、鋼板そのものの耐食性に加えて化成処理性を向上させることも必要である。

このような背景から、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓｉ：００．５〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有する鋼を焼鈍後３５０〜５００℃の温度域に１〜３０分保持することで、残留γを５〜１０％以上生成させて延性の高い冷延鋼板を得る技術が開示されている。

また、特許文献２には、重量比で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０２３〜０．８％を含有する鋼の焼鈍後の冷却速度を適正化し、主としてフェライトとマルテンサイトからなる複合組織を形成させることにより、低い降伏応力（ＹＰ）、高い延性（Ｅｌ）、高い焼付け硬化性（ＢＨ）を兼ね備えた高強度鋼板を得る方法が開示されている。

さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．０３％未満、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｂ：０．００２５％以下を含有する鋼にＭｏを０．０２〜１．５％添加し、さらにｓｏｌ．Ａｌ、Ｎ、Ｂ、Ｍｎ量をｓｏｌ．Ａｌ≧９．７×Ｎ、Ｂ≧１．５×１０^４×（Ｍｎ^２＋１）となるように制御してフェライトと低温変態生成相からなる組織とし、焼付硬化性と常温耐時効性の両者に優れた高強度鋼板を得る方法が開示されている。

特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｎ：０．００３０〜０．０１８０％、Ｃｒ：０．５〜０．９％、Ａｌ：０．０２０％以下を含有する鋼においてＣｒとＮの比を２５以上としフェライト面積率を８０％以上とすることで常温での耐時効性に優れ、焼付硬化性に優れた鋼板が得られることが開示されている。

特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．０８％未満、Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満、Ｃｒ：０．４％超２％以下を含有する鋼のＣｒとＭｎの組成比をＣｒ／Ｍｎ≧０．３４として焼鈍時の加熱速度を３℃／ｓ未満とすることで降伏応力が低く、焼鈍温度に対する材質変動の小さい高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。

特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．０４０％未満、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下を含有する鋼を焼鈍後５５０〜７５０℃の温度までを３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、焼付硬化性に優れた鋼板を得る方法が開示されている。

特公平６−３５６１９号公報 特公昭６２−４０４０５号公報 特許第３９６９３５０号公報 特許第４１１３０３６号公報 特開２００９−３５８１６号公報 特開２００６−２３３２９４号公報

しかしながら、特許文献１に記載の鋼板は、残留γを生成させるためにＳｉの多量添加を必要としており表面品質が劣化するので外板として使用することは困難であった。また、残留γを生成させるために３５０〜５００℃の温度域に長時間保持する必要があり、ベイナイトの多量生成によりＹＰが著しく上昇して耐面歪性が劣化するので外板パネルとしては使用することが出来なかった。

一方、上記特許文献２〜５に記載の鋼板は、いずれもＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの成分組成を制御してミクロ組織をフェライトとマルテンサイトを主体とした複合組織鋼とし、低ＹＰ化、高延性化、高ＢＨ化を図った鋼である。

しかしながら、上記特許文献１〜５に記載の鋼板のうち、Ｃｒが多量に添加された鋼は低い降伏応力を示し、材質変動も小さいが、Ｃｒ添加量の比較的少ない鋼はＹＰが高く、さらには材質変動が大きいことを示す結果が得られた。

すなわち、マルテンサイトなどの硬質な第２相を強化組織として分散させている複合組織鋼は、従来のＭｎやＰで強化した固溶強化鋼と比べて本質的に材料特性の変動が生じやすい。例えば、第２相の体積率は、鋼中の数１０ｐｐｍのＣ量の変動や、２０〜５０℃の焼鈍温度の変動により顕著に変化するので、その第２相分率の変化の影響を受けて材質変動が変動しやすい。このため複合組織鋼板において面歪を十分低減するのは容易ではなかった。

また、Ｃｒ、ＭｏならびにＳｉを多量に添加した鋼は化成処理後に化成結晶が均一微細に生成しにくく、化成結晶が付着していないスケ（化成処理後に結晶の付着していない領域）が多く認められ、化成処理性が不十分であることが明らかになった。

さらに、本発明者等がＣｒを多量に添加した鋼板の実部品における耐食性を詳細に調査したところ、これらの鋼では、フードやドアのヘム加工部あるいはスポット溶接部の耐食性が十分でなく、Ｃｒを０．４０％添加した鋼では穴明き寿命が約１年低下し、Ｃｒを０．６０％添加した鋼では穴明き寿命が２．５年低下することが新規に知見された。つまり、従来、平板の大気暴露環境ではＣｒは耐食性を僅かに向上させる作用があると考えられていたが、鋼板合せ部の様に長時間湿潤雰囲気に曝され、腐食生成物が蓄積しやすい環境では逆に耐食性を著しく劣化させ、このような用途に使用する鋼板ではＣｒを大幅に低減しなければならないことが明らかになった。

なお、特許文献６に記載の手法は、焼鈍後に１００℃／ｓ以上の急速冷却を必要とするので、水冷設備や気水冷却設備が無ければ適用することが難しく、また、水冷や気水冷却を行った板は平坦度が著しく低下するので、外板パネルとしては使用できない。

このように、複合組織鋼において、従来の低ＹＰを維持しつつ、更に、材質安定性、耐食性および化成処理性に優れるものはこれまで得られておらず、これらの特性を同時に備えたものが自動車メーカからは強く要望されていた。

そこで、本発明は、上記課題を解決する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、従来の、降伏強度の低い複合組織鋼板を対象に、化成処理性、耐食性を改善しつつ、さらにコイル内やコイル間の材質変動を低減するため鋭意検討を行い以下のミクロ組織、成分組成に関する知見を得た。
（１）自動車用外板として適用するに十分な化成処理性は、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの重み付け当量式の総量を所定量に制御することで得られ、十分な耐食性はＣｒ含有量を０．３０質量％未満に低減しＰを積極的に活用することで確保できる。
（２）ＹＰあるいはＹＲを低下させつつ、コイル内やコイル間のＹＰの変動を低減するには、パーライトおよびベイナイトの生成を抑制しつつ、フェライトと、主としてマルテンサイトおよび残留γからなる第二相を備えた複合組織とし、第二相の平均粒子径が０．９〜５μｍとなるように第二相を均一粗大に分散させ、さらに第二相に占める残留γの比率を３０〜８０％に制御することが有効である。
（３）上記の鋼組織はＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｐを含む鋼の焼入れ性指標（Ｍｎ当量）を高めるとともに、Ｐによる以下の効果を活用してＭｎ、Ｍｏの含有量を削減すること、ならびに焼鈍後の冷却速度を適正化することにより得られる。
イ．微量添加でも大きな焼入性の向上効果
ロ．第２相をフェライト粒界の３重点に均一かつ粗大に分散させる効果や残留γを残存させる効果
ハ．耐食性を向上させる効果
本発明は、以上の知見を基に、更に検討をくわえてなされたもので、すなわち、本発明は、
１）鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１００％未満、Ｓｉ：０．４０％未満、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％超０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．３％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．３０％未満、更にＭｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｂ：０．００５０％以下を含有し、下記（１）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、ミクロ組織が、体積率％で、フェライトと３〜１２％の第２相を有する複合組織で、第２相として１．０〜１０％のマルテンサイトと１．０〜５．０％の残留γを含み、さらに第２相におけるマルテンサイトおよび残留γが合計して７０％以上、第２相における残留γの比率が３０〜８０％、第２相の平均粒子径が０．９〜５μｍであることを特徴とする高強度冷延鋼板。
０．６［％Ｓｉ］＋［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ］＜０．３５ （１）
但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
２）更に、下記（２）、（３）式を満足することを特徴とする上記１）に記載の高強度冷延鋼板。
２．０≦［Ｍｎｅｑ］≦２．８ （２）
［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９ （３）
但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）で、［Ｍｎｅｑ］＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊＋２［％Ｖ］＋３．３［％Ｍｏ］
Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
［％Ｂ］＝０の場合、Ｂ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２の場合、Ｂ^＊＝０．００２２
３）更に、下記（４）式を満足することを特徴とする上記１）または２）に記載の高強度冷延鋼板。
０．４２≦１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊≦０．９３ （４）
但し、Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
［％Ｂ］＝０のときはＢ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２のときはＢ^＊＝０．００２２
なお、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
４）更に、下記（５）式を満足することを特徴とする上記１）乃至３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
０．４９≦１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊≦０．９３ （５）
但し、Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
［％Ｂ］＝０のときはＢ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２のときはＢ^＊＝０．００２２
なお、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
５）更に、質量％で、Ｎｂ：０．０２％未満、Ｗ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする上記１）乃至４）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
６）上記１）乃至５）のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、７５０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から４８０℃までの温度範囲は３〜４０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却し、４８０℃から下記（６）式で与えられるＴｃ（℃）までの温度範囲は８〜８０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で２次冷却し、さらに前記Ｔｃ（℃）から２００℃までの温度範囲は０．３〜３０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３次冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔｃ＝４３５−４０×［％Ｍｎ］−３０×［％Ｃｒ］−３０×［％Ｖ］ （６）
但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す

本発明によれば、自動車部品の高強度化、薄肉化に好適な、化成処理性や耐食性に優れ、ＹＰが低く、さらには材質変動の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法が得られ産業上極めて有用である。

ＹＰと１２Ｐ＋１５０Ｂ^＊の関係を示す図。 焼鈍温度に対するＹＰの変動量（ΔＹＰ）と１２Ｐ＋１５０Ｂ^＊の関係を示す図。 各種鋼板のＹＰとＹＰの変動量（ΔＹＰ）の関係を示す図。

本発明では、成分組成とミクロ組織を規定する。
１）成分組成（説明において％は質量％とする）
Ｃ：０．０１５％超０．１００％未満
Ｃは所望する量の第２相やマルテンサイトの体積率を確保するために必要な元素である。Ｃ量が少ないとマルテンサイトが形成されなくなり、ＹＰが著しく増加するとともに降伏点伸びが発生して外板への適用が困難になる。

また、焼鈍温度が変化した時のＹＰの変化も大きくなる。さらに、複合組織鋼に特長の高いＢＨや優れた耐時効性といった諸特性も得られなくなる。

所定量のマルテンサイトの体積率を確保し十分低いＹＰを得るため、Ｃ量は０．０１５％超とし、耐時効性を向上させ、ＹＰやＹＲをさらに低減する観点からは０．０２０％以上とすることが望ましい。

一方、Ｃ量が０．１００％以上となると第２相やマルテンサイトの体積率が多くなりすぎてＹＰが増加し、焼鈍温度や鋼組成が変化したときの材質変動が増大する。また、溶接性も劣化する。したがって、Ｃ量は０．１００％未満、より低いＹＰを得つつ材質変動を低減するためにはＣ量は０．０６０％未満とすることが好ましく、０．０４０％未満とすることがさらに好ましい。

Ｓｉ：０．４０％未満
Ｓｉは微量添加することで熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面外観品質を改善する効果、鋼板のミクロ組織を均一、粗大化して焼鈍温度や鋼組成が変動したときの材質変動を低減する効果等があり、このような観点から添加する。

しかしながら、０．４０％以上添加するとスケール模様の発生により表面外観品質が劣化して外板パネルへの適用が難しくなるとともにＹＰの上昇を招くので、０．４０％未満とする。

表面品質を向上させ、ＹＰを低減する観点からは０．３０％未満とすることが望ましく、特に美麗な表面品質を得る観点からは０．２０％未満とすることがさらに望ましい。さらにＳｉは後述するように、化成処理性を劣化させるので、ＣｒやＭｏとともにその添加量は制御されなければならない。

Ｍｎ：１．０％以上、１．９％以下
Ｍｎは焼入性を高め、第２相中のマルテンサイトの比率を増加させるために添加される。しかしながら、その含有量が１．９％を超えると、焼鈍過程におけるα→γ変態温度が低くなり、再結晶直後の微細なフェライト粒界あるいは再結晶途中の回復粒の界面にγ粒が生成するので、フェライト粒が展伸して不均一になるとともに第２相が微細化してＹＰが上昇する。

また、第２相が微細化して第２相の体積率１％あたりのＹＰ、ＴＳの変化量が大きくなり、焼鈍温度やＣ等の鋼組成の変動が生じて第２相の分率が変化した際のＹＰ、ＴＳの変動が大きくなって、コイル内やコイル毎の材質変動が大きくなる。

一方、Ｍｎ量が少なすぎると他の元素を多量に添加しても十分な焼入性を確保することは困難となり、ＭｎＳが微細に多数分散して耐食性も劣化する。十分な焼入性ならびに耐食性を確保するために少なくとも１．０％以上添加する必要がある。

さらに耐食性を向上させる観点からは１．２％以上とすることが望ましく、さらに低ＹＰ化し材質変動を低減する観点からは１．８％以下とすることが望ましい。

Ｐ：０．０１５％超０．０５％以下
Ｐは本発明において優れた耐食性や化成処理性を確保しつつ第２相を均一粗大化しつつ残留γを生成させてコイル内やコイル毎の材質変動を低減する重要な元素である。Ｐを所定量含有させて焼鈍後に適度な緩冷却を行い４８０℃以下の温度域を速やかに冷却することで粗大な残留γが生成し、低ＹＲ化、材質変動の低減に寄与することが新規に知見された。

Ｐ添加による低ＹＲ化、材質変動の低減、耐食性および化成処理性の改善効果を得るには少なくとも０．０１５％超添加する必要がある。

一方、０．０５％を超えて添加されると焼入性向上効果や組織の均一化、粗大化効果が飽和するとともに、固溶強化量が大きくなり過ぎて低いＹＰが得られなくなる。

また、鋳造時の偏析が顕著になりプレス後にしわ状の欠陥が生じ、外板への適用が困難になる。また、溶接性も劣化するので、０．０５％以下とする。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは適量含有させることで鋼板の一次スケールの剥離性を向上させ、表面外観品質を向上させる作用があるので、含有させることが出来る。しかしながら、その含有量が多いと鋼中に析出するＭｎＳが多くなりすぎ鋼板の伸びや伸びフランジ成形性を低下させる。

また、スラブを熱間圧延する際に熱間延性を低下させて、表面欠陥を発生させやすくし、さらには耐食性を僅かに低下させるため、０．０３％以下とする。伸びフランジ成形性や耐食性を向上させる観点からは、製造コストが許す範囲内において低下させることが望ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．３％以下
Ａｌは介在物を低減して外板品質レベルの表面品質を確保し、Ｎを固定してＢの焼入性向上効果を促進する目的で添加する。介在物起因の欠陥を低減して外板品質レベルの表面品質を確保するためにはｓｏｌ．Ａｌとして０．０１％以上含有させることが必要で、０．０１５％以上含有させることが望ましい。Ｎを固定してＢの焼入性を向上させる観点からは０．０４％以上とすることがさらに望ましい。

一方、０．３％を超えて含有させると鋳造時の粗大ＡｌＮの析出により鋳造性を劣化させて表面品質を劣化させるため外板としての使用が困難になる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌは０．３％以下とする。さらに美麗な表面品質を確保する観点からは０．２％以下が望ましい。

Ｎ：０．００５％以下
Ｎは鋼中でＣｒＮ、ＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素で、ＣｒＮやＡｌＮの形成によりフェライト粒や第２相を微細化し、ＹＰを上昇させる。また、Ｂ添加鋼では、ＢＮを形成してＢ添加による低ＹＰ化の効果を消失させる。

Ｎ含有量が０．００５％を超えるとＹＰが上昇し、Ｂ添加の効果も消失するので、０．００５％以下とする。ＹＰを低減する観点からは０．００４％以下にすることが望ましい。

Ｃｒ：０．３０％未満
Ｃｒは本発明において重要な元素であり、材質変動を低減させる作用がある反面、ヘム加工部の耐食性や化成処理性を劣化させる作用がある。Ｃｒはヘム加工部の耐食性や化成処理性を劣化させないように０．３０％未満とし、耐食性を向上させる観点からは０．２５％未満とすることが望ましい。Ｃｒは以下に示す[Ｍｎｅｑ]を適正化し、マルテンサイトを生成させる観点から任意に添加することができる元素であり、下限は規定しないが(Ｃｒ:０％を含む)、低ＹＰ化の観点からはＣｒは０．０２％以上添加するのが好ましく、０．０５％以上添加するのがさらに好ましい。

Ｍｏ：０．１５％未満（０を含む）、Ｖ：０．４％以下（０を含む）、Ｔｉ：０．０２％以下（０を含む）、Ｂ：０．００５０％以下（０を含む）
Ｍｏは焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、低ＹＲ化、高ＢＨ化する観点から添加する。しかしながら、第２相ならびにフェライト粒を微細化する作用が強く、過剰に添加されるとＹＰを著しく増加させ、材質変動を増加させる。

また、極めて高価な元素であり、さらには化成処理性も著しく劣化させる。したがって、ＹＰおよび材質変動の低減、低コスト化、化成処理性改善の観点から、０．１５％未満に限定する（０％を含む）。より一層低ＹＰ化する観点からは０．０５％以下とすることが望ましく、さらにＭｏは無添加（０．０２％以下）とすることが好ましい。

Ｖは焼入性を向上させる元素であり、ＹＰや材質変動に及ぼす影響は小さく、表面品質、耐食性、化成処理性を劣化させる作用も小さいので、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒの代替として活用することができる。Ｖは上記の観点から０.００２％以上添加するのが好ましく、０.０１％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、Ｖは極めて高価で０．４％を超えて添加すると著しく高コストとなるので０．４％以下とする（０％を含む）。

Ｔｉは、Ｎを固定してＢの焼入性を向上させる効果、耐時効性を向上させる効果や鋳造性を向上させる効果があり、このような効果を補助的に得るために添加する。

しかし、その含有量が多くなると鋼中でＴｉＣやＴｉ（Ｃ、Ｎ）などの微細な析出物を形成して著しくＹＰを上昇させるとともに、焼鈍後の冷却中にＴｉＣを生成してＢＨを減少させる作用があるので、添加する場合は０．０２％以下とする。Ｔｉの含有量は０％であってもよいが、ＴｉＮの析出によりＮを固定してＢの焼入性の向上効果を発揮させるためには０．００２％以上とするのが好ましく、ＴｉＣの析出を抑えて低いＹＰを得るためには０．０１０％以下とするのが好ましい。

Ｂはフェライト粒やマルテンサイトを均一、粗大化する作用、焼入性を向上させてパーライトを抑制する作用がある。このため、後述する所定量の［Ｍｎｅｑ］を確保しつつＭｎをＢで置換することでＰと同様に低ＹＰ化しつつ材質変動を低減するが０．００５％を超えて添加すると鋳造性や圧延性が著しく低下するため、０．００５０％以下とする（０％を含む）。低ＹＰ化や材質変動低減の効果を発揮させるには０．０００２％以上添加するのがよく、さらには０．００１０％超添加するのがよい。

０．６［％Ｓｉ］＋［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ］：０．３５未満
但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
本パラメータ式は、化成処理性の指標となるもので、化成処理性を向上して、自動車外板に適用可能ならしめるため０．３５未満に規定する。０．３５以上の場合、鋼板表面に化成結晶が付着し難い酸化物等が形成され、化成結晶の核が均一微細に生成せずに化成結晶の付着していないスケが多く認められ、このような鋼板で化成処理後に鋼板に到達するクロスカットをいれて耐食性を評価しても十分な耐食性が得られないが、０．３５未満に制御した鋼は化成結晶が均一微細に生成し、クロスカットを施した鋼板の耐食性も良好であった。

［Ｍｎｅｑ］：２．０以上２．８以下
［Ｍｎｅｑ］（Ｍｎ当量式）は、焼鈍後に緩冷却が施されるＣＡＬ熱履歴において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｐ等の各種元素の焼入性向上効果の指標で、微細なパーライトもしくはベイナイトを安定して低減するため２．０以上２．８以下とするのが好ましい。

［Ｍｎｅｑ］が２．０以上で焼鈍後に緩冷却が施されるＣＡＬ熱履歴においてもパーライトならびにベイナイトが十分抑制され、焼鈍温度が変動しても材質変動が小さく抑えられる。さらにＹＰを低減し材質変動を低減する観点からは２．２以上とすることが望ましく、２．４以上とすることがさらに望ましい。

一方、２．８を超える場合には、冷却中のγ→α変態が抑制されてγへのＣの濃化が不十分となり所定量の残留γの体積率を確保することが困難になるとともに、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｐの添加量が多くなりすぎ、十分低いＹＰ、優れた耐食性を同時に確保することが困難になる。

尚、本発明では、［Ｍｎｅｑ］＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊＋２［％Ｖ］＋３．３［％Ｍｏ］で、Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５とする。但し、［％Ｂ］＝０の場合はＢ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２のときはＢ^＊＝０．００２２とする。

Ｂ^＊は、Ｂ、Ｔｉ、Ａｌ添加により固溶Ｂを残存させて焼入性を向上させる効果を表す指標であり、Ｂが無添加の鋼ではＢ添加による効果は得られないのでＢ^＊＝０である。また、Ｂ^＊が０．００２２以上である場合、Ｂによる焼入性の向上効果は飽和するので、Ｂ^＊は０．００２２とする。
［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］、［％Ｖ］、［％Ｍｏ］、［％Ｔｉ］、［％ｓｏｌ．Ａｌ］は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ、ｓｏｌ．Ａｌのそれぞれの含有量を表す。

［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９
本パラメータ式は低ＹＰ化しつつ材質変動を低減するため、Ｍｎ量、Ｍｏ量を規定する重み付け当量式である。本パラメータ式が１．９を超えるとＹＰが上昇し、材質変動が増加するので１．９以下とするのが好ましい。

０．４２≦１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊≦０．９３
本パラメータ式は、第２相を均一、粗大に分散させ、所定量の残留γ量を確保して低ＹＰ、かつ材質変動量を小さくするための、Ｐ量、Ｂ量を規定するＰとＢ^＊の重み付け当量式である。残留γの生成量は本パラメータ式の増加に伴い増加する。

本パラメータ式が０．４２未満では、ＹＰが高く、かつ材質変動量が大きいため０．４２以上とするのが好ましい。一方、０．９３を超えるとＰを０．０５％を超えて添加することが必要になるので、材質変動は低減するがＰの固溶強化が大きくなりすぎて十分低いＹＰが得られなくなるので０．９３以下とするのが好ましい。さらに好ましくは０．４９以上０．９３以下とする。

図１、２に、材質変動におよぼす本パラメータ式の効果を示す。図１は、焼鈍後、調質圧延を施した鋼板（Ｐ添加鋼で、◆はＢ：０．０００２〜０．０００５％、◇はＢ：０．０００９〜０．００１４％）のＹＰと本パラメータ式の関係を示す図、図２は図１に用いた鋼板の材質変動の大きさを評価するため、各鋼板の冷延板を用いて焼鈍温度を７７０〜８２０℃で変化させて焼鈍温度が５０℃変化した時のＹＰの変化量ΔＹＰと本パラメータ式の関係を示す図である。

図１、２より、１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊が０．４２以上でＹＰが低くなるとともに、焼鈍温度に対するＹＰの変動ΔＹＰが顕著に低減される。さらに、１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊が０．４９以上になると、低いＹＰを維持しつつより一層材質変動が低減されることが認められる。

ＹＰは、Ｍｎ主体の鋼（×）やＭｏ添加した鋼（●）と同等か低く、Ｃｒ添加した鋼（○）に近い低い値を示す。材質変動ΔＹＰはＭｎ主体の鋼やＭｏ添加鋼より小さく、Ｃｒ添加鋼と同等もしくはさらに小さい値を示す。なお、上記の鋼は何れもＴＳ：４４６〜４６１ＭＰａの範囲の強度を有している。

さらに、図３にこれらの鋼のＹＰとΔＹＰの関係を示す。なお、図３では本発明鋼を◆で示し、Ｍｎ主体の鋼（×）、Ｍｏ添加した鋼（●）、Ｃｒ添加した鋼（○）以外の比較鋼を◇で示した。図３より、本発明鋼はＹＰ、ΔＹＰの両特性とも小さく抑えられていることがわかる。Ｃｒ添加した鋼以外の鋼はＹＰもしくはΔＹＰのいずれか、もしくは両者が高い。

図示した結果は以下の要領による試験結果である。

供試鋼は、Ｃ：０．０２５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｐ：０．００２〜０．０６５％、Ｓ：０．００３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６％、Ｃｒ：０．１０％、Ｎ：０．００３％、Ｂ：０．０００２〜０．００１４％として、［Ｍｎｅｑ］が２．４でほぼ一定となるようにＭｎの添加量とＰ、Ｂの添加量をバランスさせた鋼とし、真空溶解により溶製した。

比較鋼として、Ｃ：０．０１５または０．０２２％、Ｐ：０．００８％、Ｂ：無添加、Ｃｒ：無添加としてＭｎ：２．３４％、としたＭｎ主体の成分鋼、Ｐ：０．００８％、Ｂ：無添加としてＭｎ：１．８％、Ｃｒ：０．４０％としたＣｒ添加した成分鋼、Ｐ：０．００８％、Ｂ：０．０００８％としてＭｎ：１．６％、Ｃｒ：無添加、Ｍｏ：０．１７％としたＭｏ添加した成分鋼を併せて溶解した。

得られたインゴットから２７ｍｍ厚のスラブを切り出して１２００℃に加熱後、仕上圧延温度８７０℃で２．８ｍｍまで熱間圧延し、圧延後ただちに６２０℃まで水スプレー冷却を行い、その後ブロアを用いて４℃／ｓｅｃで５７０℃まで強制空冷し、さらに５７０℃で１ｈｒ保持の巻取処理を施した。

得られた熱延板を０．７５ｍｍまで圧延率７３％で冷間圧延した。得られた冷延板を焼鈍する際に、６８０℃〜７４０℃の温度範囲の平均加熱速度が１．８℃／ｓｅｃとなるように加熱して、その後７７５〜７８５℃×４０ｓｅｃの均熱処理を施し、焼鈍温度から４８０℃までを平均冷却速度１０℃／ｓｅｃで１次冷却した。その後、４８０℃から３００℃までを急速冷却することにより、４８０℃から（６）式で表されるＴｃまでの平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃとなるように冷却した。さらに、Ｔｃから２００℃までを平均冷却速度０．５〜１℃／ｓｅｃの範囲となるように３次冷却した。その後室温まで２０℃／ｓｅｃで冷却した。

得られた焼鈍板に０．１％の伸長率で調質圧延を施した。得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を実施した。

以上が、本発明の基本成分組成で、残部は、鉄および不可避不純物である。更に所望の特性を向上させる場合、以下のＮｂ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇの少なくとも１種を含有させることができる。

Ｎｂ：０．０２％未満
Ｎｂは組織を細粒化するとともにＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を析出させ鋼板を強化する作用があるので、高強度化の観点から添加することができる。Ｎｂは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、０．０２％以上添加するとＹＰが著しく上昇するので、０．０２％未満とすることが望ましい。

Ｗ：０．１５％以下
Ｗは焼入性元素、析出強化元素として活用できる。Ｗは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、その添加量が多すぎるとＹＰの上昇を招くので０．１５％以下とすることが望ましい。

Ｚｒ：０．１％以下
Ｚｒも同様に焼入性元素、析出強化元素として活用できる。Ｚｒは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、その添加量が多すぎるとＹＰの上昇を招くので０．１％以下とすることが望ましい。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは耐食性を向上させるので、耐食性向上の観点から添加することが望ましい。また、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。
耐食性向上の観点からは０．０１％以上添加するのが望ましく、０．０３％以上添加するのがさらに望ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、０．５％以下とするのが望ましい。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉも耐食性を向上する作用のある元素である。また、ＮｉはＣｕを含有させる場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。したがって、耐食性を向上させつつ表面品質を改善する観点からＮｉを添加する場合は０．０２％以上添加するのが望ましい。しかし、Ｎｉの添加量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。したがって、添加する場合は０．５％以下とする。

Ｓｎ：０．２％以下
Ｓｎは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数十ミクロン領域の脱炭や脱Ｂを抑制する観点から添加するのが望ましい。これにより、疲労特性、耐時効性、表面品質などが改善される。窒化や酸化を抑制する観点から０．００５％以上添加することが望ましいが、０．２％を超えるとＹＰの上昇や靱性の劣化を招くので０．２％以下で含有させるのが望ましい。

Ｓｂ：０．２％以下
ＳｂもＳｎと同様に鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数十ミクロン領域の脱炭や脱Ｂを抑制する観点から添加するのが望ましい。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表層においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止したり、Ｂの減少により焼入性が低下するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善する。窒化や酸化を抑制する観点から０．００５％以上添加することが望ましいが、０．２％を超えるとＹＰの上昇や靱性の劣化を招くので０．２％以下で含有させるのが望ましい。

Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは鋼中のＳをＣａＳとして固定し、さらには腐食生成物中のｐＨを増加させ、ヘム加工部やスポット溶接部周辺の耐食性を向上させる作用がある。また、ＣａＳの生成により伸びフランジ成形性を低下させるＭｎＳの生成を抑制し、伸びフランジ成形性を向上させる作用がある。このような観点から０．０００５％以上添加することが望ましい。しかしながら、Ｃａは溶鋼中で酸化物として浮上分離しやすく、鋼中に多量に残存させることは難しいため、添加する場合は０．０１％以下とする。

Ｃｅ：０．０１％以下
Ｃｅも鋼中のＳを固定し、耐食性や伸びフランジ成形性を向上させる目的で添加することができる。Ｃｅは上記の観点から０．０００５％以上添加するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。したがって、０．０１％以下で添加するのが望ましい。

Ｌａ：０．０１％以下
Ｌａも鋼中のＳを固定し、耐食性や伸びフランジ成形性を向上させる目的で添加することができる。Ｌａは上記の観点から０．０００５％以上添加するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。したがって、０．０１％以下で添加するのが望ましい。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは酸化物を微細分散させ、組織を均一化する観点から添加することが出来る。Ｍｇは上記の観点から０．０００５％以上添加するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多いと表面品質が劣化するので、Ｍｇは０．０１％以下で添加することが望ましい。

２）ミクロ組織
ミクロ組織は、フェライトと体積率が３〜１２％の第２相を有する複合組織で、前記第２相は１．０〜１０％の体積率のマルテンサイトと１．０〜５．０％の体積率の残留γを含むものとする。第２相の体積率が変化しても材質変動が小さく抑えられ、コイル内やコイル毎の材質変動が小さく抑えられるように、フェライト粒ならびに第２相は均一、粗大とする。また、第２相の大部分はフェライト粒の粒界同士が交わる粒界の３重点に分散させる。

但し、パーライトあるいはベイナイトが生成している複合組織鋼板ではＹＰが高くなるため、パーライトあるいはベイナイトはミクロ組織において低減させる。複合組織鋼におけるパーライトやベイナイトは、１〜２μｍ程度と微細でマルテンサイトに隣接して生成しているので、光学顕微鏡ではマルテンサイトと識別することは難しく、ＳＥＭを用いて３０００倍以上の倍率で観察することで識別できる。

例えば、従来の０．０３％Ｃ−１．５％Ｍｎ−０．５％Ｃｒ鋼の組織を詳細に調査すると、光学顕微鏡での観察や１０００倍程度の倍率でのＳＥＭでの観察では粗大なパーライトのみが識別され、第二相の体積率に占めるパーライトもしくはベイナイトの体積率は１０％程度と測定されるが、４０００倍のＳＥＭ観察で詳細に調査を行うと、パーライトもしくはベイナイトの第二相の体積率に占める割合は３０〜４０％を占める。このようなパーライトもしくはベイナイトを抑制することで低いＹＰを同時に得ることが出来る。

さらに前記第２相におけるマルテンサイトおよび残留γの合計の体積率の比率は７０％以上で、前記第２相における残留γの体積率の比率を３０〜８０％に規定する。

第２相の体積率：３〜１２％
低いＹＰを得つつ高いＢＨや優れた耐時効性を得るためには、第２相の体積率を３％以上とする必要がある。しかしながら、第２相の体積率が１２％を超えるとＹＰが上昇するとともに焼鈍温度に対する材質変動が大きくなる。

したがって、第２相の体積率は３〜１２％の範囲とする。さらに低いＹＰを得つつ材質変動を低減するためには第２相の体積率は１０％以下とするのが好ましく、８％以下とすることが更に好ましく、６％以下とすることがより一層好ましい。

マルテンサイトの体積率：１．０〜１０％
低いＹＰを得つつ高いＢＨや優れた耐時効性を得るためには、マルテンサイトの体積率を１．０％以上とする必要がある。しかしながら、マルテンサイトの体積率が１０％を超えるとＹＰが上昇するとともに焼鈍温度に対する材質変動が大きくなる。

したがって、マルテンサイトの体積率は１．０〜１０％の範囲とする。さらに低いＹＰを得つつ材質変動を低減するためにはマルテンサイトの体積率は８％以下とするのが好ましく６％以下とすることが更に好ましい。

残留γの体積率：１．０〜５．０％
本発明において残留γは重要な組織である。つまり、本発明においては、鋼の成分組成ならびにＣＡＬにおける冷却速度が適正化されているので、残留γは比較的粗大に生成している。また、残留γはマルテンサイトやベイナイトと比べると軟質であり、マルテンサイトの周囲に形成される焼入歪も有していない。

その結果、本発明で得られる残留γはマルテンサイトやベイナイト等と比べてＹＰを上昇させる効果が極めて小さく、その体積率が数％変化しても殆どＹＰに変化は生じないことが明らかになった。

一方、残留γは塑性変形を加えるとマルテンサイトに変態して強度上昇をもたらす。このため、第２相中の残留γの生成比率が多い鋼は同一ＴＳレベルの鋼と比べてＹＲが低く、なおかつ鋼組成や焼鈍温度が変動して第２相分率が変化しても残留γの生成比率の高い鋼板ではＹＰの変動も小さく抑えられることが明らかになった。

このような残留γの効果を得るためには残留γの体積率は少なくとも１．０％以上必要である。一方、残留γの体積率が５．０％を超えると第２相中のマルテンサイト量を十分確保することが出来なくなりＹＰが上昇する。したがって、残留γの体積率は１．０〜５．０％とする。材質変動を低減する観点からは残留γの体積率は２％以上とすることが望ましい。

第２相に占めるマルテンサイトおよび残留γの合計の体積率の比率：７０％以上
パーライトやベイナイトが生成するとＹＰが上昇する。従来の残留γを活用した鋼にはベイナイトが多量に生成しておりＹＰが非常に高かったが、ベイナイトを低減しつつ残留γを生成させることでＹＲが低く抑えられる。パーライトならびにベイナイトを十分抑制して低いＹＰを確保するためには、第２相に占めるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率を７０％以上とする必要がある。

第２相に占める残留γの体積率の比率：３０〜８０％
上述したように、第２相中の残留γの生成比率の多い鋼では、その体積率の増加によりＹＰを上昇させる作用のあるマルテンサイトやベイナイトの含有比率が少ないので、鋼組成や焼鈍温度が変動して第２相分率が変化したときのＹＰの変動が小さく抑えられる。

このような効果は第２相に占める残留γの体積率の比率を３０％以上に制御することで得られる。一方、第２相中の残留γの体積率の比率が多くなりすぎると、低ＹＰ化に必要なマルテンサイトの体積率が少なくなり過ぎてＹＰの上昇や鋼組成や焼鈍温度が変動したときのＹＰの変動が逆に大きくなる。

したがって、第２相に占める残留γの体積率の比率は３０〜８０％とする。材質変動をさらに低減する観点から残留γの体積率の比率は４０％以上７０％以下とすることが好ましい。

第２相の平均粒子径：０．９〜５μｍ
ＹＰを低減しつつ、ＣやＭｎ等の鋼組成や焼鈍温度が変動したときのＹＰの変動を低減するために、第２相の平均粒子径は０．９〜５μｍとする。これにより第２相分率１％あたりのＹＰの上昇量が抑制され、材質変動が抑制される。一方、第２相の平均粒子径が５μｍを超えると、フェライト粒の個数に対する第２相の個数が少なくなりすぎＹＰを低減することが出来なくなる。したがって、第２相の平均粒子径は０．９〜５μｍとする。

このような組織形態は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂの組成範囲を適正化し、なおかつ焼鈍時の冷却条件を適正化することにより得られる。なお、これらの組織形態の測定方法は以下のようである。

第２相の体積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後ナイタールで腐食し、ＳＥＭで４０００倍の倍率にて１０視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して第２相の面積率を測定することにより求めた。

すなわち、本発明の鋼板は圧延方向、圧延直角方向の組織形態の差が小さく、いずれの方向に測定した第２相の面積率はほぼ同一の値を示したので、ここではＬ断面にて測定した第２相の面積率を第２相の体積率とした。

組織写真で、フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している領域をパーライトもしくはベイナイトとし、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトもしくは残留γとした。

マルテンサイトおよび残留γの体積率は、この白いコントラストの領域の面積率を測定して求めた。なお、ＳＥＭ写真上で認められる直径０．４μｍ以下の微細な点状粒子は、ＴＥＭ観察より主に炭化物であり、また、これらの面積率は非常に少ないため、材質に殆ど影響しないと考え、ここでは０．４μｍ以下の粒子径の粒子は体積率の評価から除外し、主にマルテンサイトと残留γである白いコントラストの粒子とパーライトおよびベイナイトであるラメラーもしくは点列状の炭化物を含む組織を対象として体積率を求めた。第２相の体積率はこれらの組織の総量を示す。

なお、連続焼鈍後の冷却過程において、およそ３５０℃以下でマルテンサイトが生成した後に、その温度域の冷却速度が遅い場合には生成したマルテンサイトが僅かに焼戻しされる場合がある。この僅かに焼戻されたマルテンサイトは、ここではマルテンサイトとして扱った。なお、焼き戻されたマルテンサイトとベイナイトの識別は以下による。すなわち、焼戻しマルテンサイト内の炭化物はベイナイト内に分散している炭化物と比べて非常に微細であるので、個々のマルテンサイト粒、ベイナイト粒の内部に分散している炭化物の平均粒子径を測定することでこれらを識別することができる。ここでは、粒内の炭化物の平均粒子径が０．１５μｍ以下の場合は焼戻しマルテンサイトとし、０．１５μｍを超える場合はベイナイトとした。

残留γの体積率は、鋼板を板厚方向に１／４厚減厚した面にて、Ｘ線源としてＣｏＫα線を使用し、スキャンスピード０．１°／ｍｉｎとしてＸ線回折によりαの｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面、γの｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面の積分強度を測定し、得られた各面の積分強度からそれぞれの組合せについて残留γの体積率を算出し、その平均値とした。

マルテンサイトの体積率は、上記のＳＥＭ観察により求められたマルテンサイトおよび残留γの体積率からＸ線回折により求められた残留γの体積率を差し引くことにより求めた。

平均粒子径は球状粒子の場合はその直径を採用した。ＳＥＭ画面上で楕円形の粒子の場合は、その長軸ａと長軸と直角方向の単軸ｂを測定して（ａ×ｂ）^０．５をその相当粒子径とした。矩形形状を呈している粒子についてもここでは楕円形状の粒子と同様に扱い、上記の式に従い長軸と単軸を測定して粒子径を求めた。

なお、第２相同士が隣接して存在している場合は、両者の接触部分が一旦粒界と同じ幅になっているものは別々にカウントし、粒界の幅より広い場合、つまりある幅で接触している場合は一つの粒子としてカウントした。ただし、第２相が接して生成していても第２相の種類が異なる場合、すなわちマルテンサイトとパーライトが隣接している場合やマルテンサイトとベイナイトが隣接している場合は、別々の粒子として平均粒子径をそれぞれ求めた。以下、上記ミクロ組織を備えた鋼板の好ましい製造条件について説明する。

３）製造条件
上記成分組成を有する鋼スラブを、常法により、熱間圧延および冷間圧延した後、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）において焼鈍後、１〜３次冷却を行う。

熱間圧延
熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃、仕上圧延温度はＡｒ_３変態点〜Ａｒ_３変態点＋１５０℃、巻取温度は４００〜７２０℃とすればよい。ｒ値の面内異方性を低減する観点、ＢＨを向上させる観点からは、熱延後の冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましく、巻取温度は６００℃以下とするのが望ましい。

外板用の美麗な表面品質を得るためには、スラブ加熱温度は１２５０℃以下として鋼板表面に生成した１次、２次スケールを除去するためにデスケーリングを十分行い、仕上圧延温度を９００℃以下とするのが望ましい。

冷間圧延
冷間圧延では、圧延率を５０〜８５％とすればよい。ｒ値を向上させて深絞り性を向上させる観点からは圧延率は６５〜７３％とするのが好ましく、ｒ値やＹＰの面内異方性を低減する観点からは、圧延率は７０〜８５％にすることが好ましい。

焼鈍
冷間圧延後の鋼板には、ＣＡＬで焼鈍が施される。低ＹＰと焼鈍温度や鋼組成の変動による材質変動を低減する観点から、焼鈍時の６８０〜７５０℃の平均加熱速度は７℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。当該加熱速度が７℃／ｓｅｃを超えると第２相が不均一に微細分散するようになり、第２相分率が変化したときのＹＰやＴＳの変化量が大きくなる。

焼鈍温度は７５０℃以上８３０℃以下とする。７５０℃未満では炭化物の固溶が不十分となり、安定して第２相の体積率が確保できなくなる。８３０℃超えではパーライトやベイナイトが生成しやすくなったり残留γの生成量が多くなりすぎて十分低いＹＰが得られなくなる。

均熱時間は通常の連続焼鈍で実施される７５０℃以上の温度域で２０ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下とすればよく、４０ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下とすることがより好ましい。

焼鈍温度から４８０℃までの温度範囲の平均冷却速度（１次冷却速度）：３〜４０℃／ｓｅｃ
冷却中にパーライトが生成するのを抑制しつつγ粒にＭｎやＣを濃化させて所定量の残留γの体積率を確保し、低ＹＰ化とＹＰの変動の低減を図るため、焼鈍温度から４８０℃までの温度範囲の平均冷却速度を３〜４０℃／ｓｅｃとする必要がある。

４８０℃からＴｃ（℃）までの範囲の平均冷却速度（２次冷却速度）
但し、Ｔｃ＝４３５−４０×［％Ｍｎ］−３０×［％Ｃｒ］−３０×［％Ｖ］（［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）：８〜８０℃／ｓｅｃ
４８０℃〜Ｔｃの温度域では、微細で硬質なベイナイトが生成しやすく、しかもＳｉやＡｌを多量に含有していない本鋼では残存しているγから炭化物生成を伴うベイナイトが生成することにより残留γの体積率が減少する。このため、ＹＰやＹＰの変動が増加する。

したがって、４８０℃以下の温度では、急冷停止温度をＴｃ以下の温度として、４８０℃〜Ｔｃの温度域が８〜８０℃／ｓｅｃの平均冷却速度となるように速やかに冷却する必要がある。

一方、２次冷却における平均冷却速度が８０℃／ｓｅｃを超えると冷却後の板形状の平坦度が悪化するので、２次冷却速度は８〜８０℃／ｓｅｃとする。

より一層ベイナイトの生成量を低減して残留γの生成量を増加させる観点からは４８０℃〜Ｔｃの温度域は１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度とするのが好ましい。

Ｔｃ（℃）から２００℃までの温度範囲の平均冷却速度（３次冷却速度）：０．３〜３０℃／ｓｅｃ
Ｔｃ（℃）から２００℃までの温度範囲を平均冷却速度０．３〜３０℃／ｓｅｃで冷却することにより、フェライトおよびマルテンサイト中に過剰に残存する固溶Ｃを析出させて低ＹＰ化や高延性化を図ることができる。

上述した製造方法で製造された高強度冷延鋼板は、焼鈍ままの状態でＹＰＥｌは０．５％未満であり、ＹＰも十分に低いので、そのままプレス成形用鋼板として使用することができる。

しかしながら、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点からスキンパス圧延を実施してもよい。スキンパス圧延を施すことで伸長率０．１％あたりＹＰは約５〜７ＭＰａ増加するので、低ＹＰ、高Ｅｌ、高ＷＨ化の観点からスキンパス圧延の伸長率は０．１〜０．６％とすることが好ましい。

表１、２に示す組成の鋼を溶製後、２３０ｍｍ厚のスラブに連続鋳造し、１１８０〜１２５０℃に加熱後、８２０〜９００℃の範囲の仕上圧延温度にて熱間圧延を施した。その後、２０〜４０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で６４０℃以下まで冷却し、巻取温度ＣＴ：４００〜６３０℃にて巻き取った。得られた熱延板は６８〜７８％の圧延率にて冷間圧延を施し、板厚０．８ｍｍの冷延板とした。

得られた冷延板を、ＣＡＬにおいて、加熱温度６８０〜７５０℃の平均加熱速度が０．９〜１５℃／ｓｅｃとなるように加熱して、焼鈍温度ＡＴで４０ｓｅｃ焼鈍し、表３、４に示す焼鈍温度ＡＴから４８０℃までの１次冷却、その後、４８０℃から前記（６）式で表されるＴｃまで２次冷却、さらに、Ｔｃから２００℃までの３次冷却後、室温まで１０〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却した。１〜３次冷却は平均冷却速度で規定した。このときの４８０℃以下の温度域での急冷停止温度は２５８〜４２５℃の範囲とした。

得られた冷延鋼板に０．１％の伸長率の調質圧延を施し、サンプル採取し、先に述べた方法で第２相の体積率、マルテンサイトの体積率、残留γの体積率、第２相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率（第２相中のマルテンサイトおよび残留γの比率）、第２相体積率に対する残留γの体積率の比率（第２相中の残留γの比率）、第２相平均粒子径を調査した。

また、ＳＥＭ観察により鋼組織の種別を分離した。さらに、圧延方向と直角方向よりＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を実施し、ＹＰ、ＴＳを評価した。

さらに、各鋼について７７０〜８２０℃で焼鈍温度を変化させたときのＹＰの変化量ΔＹＰを調査した。

さらに、ヘム加工部やスポット溶接部周辺を模擬した構造体にて各鋼板の耐食性を評価した。すなわち、得られた鋼板を２枚重ねてスポット溶接して鋼板同士が密着した状態とし、さらにリン酸亜鉛による化成処理、電着塗装を施した後にＳＡＥ Ｊ２３３４腐食サイクル条件にて腐食試験を行った。

電着塗装膜厚は２５μｍとした。３０サイクル経過後の腐食サンプルについて腐食生成物を除去し、あらかじめ測定しておいた元板厚からの板厚の減少量を求め腐食減量とした。

また、板厚×７５ｍｍ×１５０ｍｍの試験片にリン酸亜鉛による化成処理、電着塗装を塗装膜厚２５μｍとして施し、カッターナイフで試験片に鋼板に到達する深さの長さ１００ｍｍの切れ込みを２本入れ、５０℃の５％ＮａＣｌ溶液中に２４０時間浸漬したのち、粘着テープを切り込み上に貼って剥がした後の塗膜の剥離幅を測定した。

このときのクロスカット線の両側で生じた塗膜剥離の片側の剥離幅の最大値が２．５ｍｍ以下の鋼板を化成処理性良好（○と表記）、２．５ｍｍを超える鋼板を化成処理性不良（×と表記）と判定した。

表３、４に製造条件および試験結果を示す。本発明鋼板（鋼板Ｎｏ．２、３、５、６、７、１１、１２、１４、１５、１６、１８、１９、２０、２１、２４〜３５、５８〜６５）は、従来のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒの含有量や焼鈍条件が適正化されていない鋼：比較鋼板（鋼板Ｎｏ．１、４、８、９、１０、１３、１７、２２、２３、３６〜５７）と比べると鋼板合せ部の腐食減量が著しく低減して耐食性が向上しており、なおかつ化成処理後の耐食性も良好である。

さらに、本発明鋼板（鋼板Ｎｏ．２、３、５、６、７、１１、１２、１４、１５、１６、１８、１９、２０、２１、２４〜３５、５８〜６５）は、鋼成分を低減しているにも拘わらずＰ、Ｂや焼鈍条件が適正化されており鋼組織も適正化されているので、従来の鋼組成や鋼組織の適正化されていない鋼と比べると同一ＴＳレベルの鋼では同等かさらに低いＹＰ、すなわち低いＹＲを有しつつ材質変動が顕著に低減されている。

すなわち、従来のＣｒを多量に添加した鋼Ｖ、Ｗ、Ｘは腐食減量が０．４４〜０．８０ｍｍと大きい。特にＣｒ：０．６０％の鋼Ｗは穴が板を貫通して生じており、極めて耐食性が悪い。これに対して、本発明鋼の腐食減量は０．２０〜０．３８ｍｍであり耐食性が大幅に向上している。

なお、表には記していないが、従来の３４０ＢＨ（以下、従来鋼）についても耐食性の評価を併せて行ったところ、腐食減量は０．３３〜０．３６ｍｍであった。なお、当該従来鋼の化学成分は、Ｃ：０．００２％、 Ｓｉ：０．０１％、 Ｍｎ：０．４％、 Ｐ：０．０５％、 Ｓ：０．００８％、 Ｃｒ：０．０４％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６％、 Ｎｂ：０．０１％、 Ｎ：０．００１８％、 Ｂ：０．０００８％とした。

本発明鋼は、従来鋼とほぼ同等の耐食性を有し、特に、Ｃｒ量を０．２５％未満としつつＰを積極的に添加した鋼Ｃ、Ｆ、Ｉ、Ｊや、さらにはＣｒの低減、Ｐの多量添加に加え、Ｃｅ、Ｃａ、Ｌａも複合で添加した鋼Ｍ、Ｒ、Ｓも耐食性が良好で、Ｃｕ、Ｎｉを複合で添加した鋼Ｎでは特に耐食性が良好である。

さらに、０．６［％Ｓｉ］＋［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ］（表中Ａで表示）が０．３５以上の鋼Ｖ、Ｗ、Ｙ、ＡＤは塗膜の剥離量が多く化成処理性が不十分であるが、本式が０．３５未満の鋼は化成処理性が良好である。

耐食性や化成処理性の観点からＣｒやＭｏを低減した鋼においても、Ｍｎ当量（表中、［Ｍｎｅｑ］）、Ｍｎ、Ｍｏの添加量、１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊（表中Ｃで表示）、焼鈍時の冷却条件を適正化した鋼は、パーライトやベイナイトの生成が抑制されるとともに、第２相中の残留γの生成比率が増加して低いＹＰを維持しつつ焼鈍温度や鋼組成が変動したときの材質変動が極めて小さく抑えられる。

たとえば、鋼Ａ、Ｂ、Ｃは１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊（表中Ｃで表示）を０．４２以上に制御した鋼であり、その中でも焼鈍温度や１、２、３次冷却速度が適正化されているものでは、第２相中のマルテンサイトおよび残留γの比率が７０％以上とパーライトやベイナイトが抑制されるとともに第２相平均粒子径が０．９μｍ以上で第２相中の残留γの比率が３０％以上となり、２２５ＭＰａ以下の低いＹＰと２０ＭＰａ以下のΔＹＰを有している。

また、１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊（表中Ｃで表示）が０．４９以上の鋼Ｂ、Ｃでは鋼Ａより一層ΔＹＰが低減されている。これらでは第２相中の残留γの比率が４０％以上と高い。

また、鋼Ｄ、Ｅより、［Ｍｎｅｑ］≧２．０で第２相中のマルテンサイトおよび残留γの比率が増加して低いＹＰと小さいΔＹＰが得られ、鋼Ｂ、Ｄ、Ｅを比較することで、１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊（表中Ｃで表示）を本発明範囲に制御しながら［Ｍｎｅｑ］を増加することにより一層ＹＰは低減されΔＹＰが低減することがわかる。

また、Ｃ量を順次増加させた鋼Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊも、Ｍｎ、Ｍｏ量や１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊（表中Ｃで表示）が制御されていない従来鋼と比べて同一強度レベルでは同等かより低いＹＰを維持しつつ、焼鈍温度が変動したときのＹＰの変動量ΔＹＰが小さく抑えられている。

本発明鋼は、焼鈍温度、１次、２次、３次冷却速度が所定範囲にあれば、所定の組織形態が得られ、良好な材質が得られている。なかでも、急冷停止温度を十分低くして２次冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上に制御した鋼板では、ベイナイトの生成が抑制され、第２相粒子が均一粗大に分散しているとともにマルテンサイトや残留γの体積率が増加して、より一層低いＹＰが得られる。

これに対して、［Ｍｎｅｑ］が適正化されていない鋼Ｔ、Ｘ、ＹはＹＰが高くΔＹＰも大きい。［Ｍｎｅｑ］が適正化されていても１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊（表中Ｃで表示）が適正化されていない鋼ＵはＹＰが高くΔＹＰが大きい。Ｐが過剰に添加された鋼ＡＣは材質変動は小さいがＹＰが高い。

Ｍｏが多量に添加された鋼ＡＤはＹＰが高い。Ｔｉ、Ｃ、Ｎが適正化されてない鋼ＡＥ、ＡＦ、ＡＧはいずれもＹＰが高い。

鋼組成が適正化されていても焼鈍温度や冷却条件が適正化されていない鋼では所望の組織を得ることが出来ず、ＹＰやΔＹＰが高い。例えば、４８０℃以下の急速冷却における急冷停止温度が高く、結果として２次冷却速度が小さい鋼板Ｎｏ．１、１０、１７、２２、２３では第２相中のマルテンサイトの比率が低いあるいはマルテンサイトや残留γの生成量が少なくＹＰやΔＹＰが高い。

このように、ＰやＢを積極的に活用しつつ焼鈍条件を適正化して組織形態や組織種を制御することは耐食性や化成処理性を確保しつつＹＰや材質変動を低減するのに極めて有効である。

Claims (6)

1. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１００％未満、Ｓｉ：０．４０％未満、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％超０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．３％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．３０％未満、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２％以下を含有し、更に下記（１）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、ミクロ組織が、体積率％で、フェライトと３〜１２％の第２相を有する複合組織で、第２相として１．０〜１０％のマルテンサイトと１．０〜５．０％の残留γを含み、さらに第２相におけるマルテンサイトおよび残留γの合計が７０％以上、第２相における残留γの比率が３０〜８０％、第２相の平均粒子径が０．９〜５μｍであることを特徴とする高強度冷延鋼板。
   ０．６［％Ｓｉ］＋［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ］＜０．３５ （１）
   但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
2. 更に、下記（２）、（３）式を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
   ２．０≦［Ｍｎｅｑ］≦２．８ （２）
   ［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９ （３）
   但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）で、［Ｍｎｅｑ］＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊＋２［％Ｖ］＋３．３［％Ｍｏ］
   Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
   ［％Ｂ］＝０のときはＢ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２のときはＢ^＊＝０．００２２
3. 更に、下記（４）式を満足することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
   ０．４２≦１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊≦０．９３ （４）
   但し、Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
   ［％Ｂ］＝０のときはＢ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２のときはＢ^＊＝０．００２２
   なお、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
4. 更に、下記（５）式を満足することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
   ０．４９≦１２［％Ｐ］＋１５０Ｂ^＊≦０．９３ （５）
   但し、Ｂ^＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％ｓｏｌ．Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
   ［％Ｂ］＝０のときはＢ^＊＝０、Ｂ^＊≧０．００２２のときはＢ^＊＝０．００２２
   なお、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す
5. 更に、質量％で、Ｎｂ：０．０２％未満、Ｗ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
6. 請求項１乃至５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、７５０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から４８０℃までの温度範囲は３〜４０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却し、４８０℃から下記（６）式で与えられるＴｃ（℃）までの温度範囲は８〜８０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で２次冷却し、さらに前記Ｔｃ（℃）から２００℃までの温度範囲は０．３〜３０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３次冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
   Ｔｃ＝４３５−４０×［％Ｍｎ］−３０×［％Ｃｒ］−３０×［％Ｖ］ （６）
   但し、［％Ａ］は合金元素Ａの含有量（質量％）を示す

Images