JP2012031466A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた耐チッピング性、低いYP、高いBH、高いElを有し、さらにはコイル内の材質変動を低減した高強度鋼板およびその製造方法を安価に提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.015超0.100未満、Si:0.50未満、Mn:1.0超2.0未満、P: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:0.35未満、B:0.0010以上0.0050以下、Mo:0.15未満、Ti:0.030未満を含み、2.1≦[Mneq]≦3.1を満足し、残部鉄及び不可避不純物からなり、フェライトと第2相を有する高強度鋼板。[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*、B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、B^*≧0.0022のときはB^*=0.0022とする。
【選択図】図１

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、フェンダーといった優れた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、単に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、Si、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、これらの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Si、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。同様に、素材のTSが変動すると、プレス品のスプリングバック量が変化して、面歪を発生させる原因となる。このため、面歪の低減にはYSを低く抑えるだけでなくコイル内のTSの変動を低減することも必要である。

また、このような用途に使用される鋼板には、優れた張り出し成形性も要求され、高い延性(El)がコイル内で安定して得られることが求められる。

さらに、このような自動車ボディ外板部品に使用される鋼板には優れた耐食性も要求される。すなわち、自動車の走行時に石が飛散して鋼板に押し傷が発生した場合、その部分では錆が発生しやすくなり穴あきの原因となる。このような腐食を抑制するためには、耐チッピング性が従来の340BHと同等かそれ以上に優れていることが必要である。

このような背景から、例えば、特許文献1には、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)を兼ね備えた合金化亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。

特許文献2には、mass%で、C:0.005〜0.04%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.10%以下、S:0.03%以下、Al:0.01〜0.1%、N:0.008%未満、Cr:0.2〜1.0%を含有し、かつ、Mn+1.29Crを2.1〜2.8としてフェライトと3.0%以上10.0%未満の体積率のマルテンサイトからなる組織とすることで、延性に優れ、BHの高い鋼板を得る方法が開示されている。

また、特許文献3には、質量%にて、C:0.02〜0.033%、Mn:1.5〜2.5%、Cr:0.03〜0.5%、Mo:0〜0.5%を含有する鋼のMn、Cr、Moの合計量を1.8〜2.5%とすることでYPが300MPa以下で延性(El)や伸びフランジ成形性(穴拡げ率、λ)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4には、質量%にて、C:0.03〜0.09%、Mn：1.0〜2.0%、sol.Al:0.005〜0.1%、B:0.001〜0.003%を含有する鋼において、CとMnの組成範囲をC+Mn/20≧0.12%に制御することで焼付硬化性、常温耐時効性に優れた高強度冷延鋼板が得られることが開示されている。

さらに、特許文献5には、重量%にて、C≦0.05%、Mn≦0.5%、N≦0.005%、B≦0.005%を含有する軟質冷延鋼板において、NとBの組成範囲をN-14/11B≦10(ppm)に制御して微細AlNの析出量を低減することでコイル内の材質変動を低減する手法が開示されている。

特公昭57-57945号公報 特開2007-211338号公報 特許第3613129号公報 特開2009-174019号公報 特開2001-73074号公報

しかしながら、上記特許文献１〜4に記載されている鋼板は、従来の340BHと比べてMnやCrを多量に添加してフェライト組織に主としてマルテンサイトからなる第2相を適量分散させた複合組織鋼板であり、以下に示すいくつかの問題を有していた。

まず、特許文献1〜3に記載された鋼板の多くは、従来の340MPa鋼（340BH）と比べて耐チッピング性が著しく劣る。例えば、0.6%のCrを含有する複合組織鋼板を用いてドアを模擬した部品を作製し、その鋼板表面に砕石を吹付け、さらに耐食性の評価を行ったところ、最大穴あき深さは従来の340MPa鋼（340BH）と比べて約２倍になることが明らかになった。つまり、このような鋼板は、プレス成形性に優れていても、従来鋼と比べて穴あき寿命が約半分に低下してしまうので、実車への適用は難しい。

また、特許文献1〜4に記載の成分鋼の一部には複合組織であってもBHやElが低い、あるいはYSが高い鋼板が認められた。つまり、材質の更なる向上が必要である。

一方、特許文献1〜4に記載の鋼の中で、B添加鋼の一部では、MoやCrといった高価な元素を低減でき、耐チッピング性や化成処理性も良好である。しかも比較的低いYSと高いBHを示すが、大きな材質変動が生じるという問題を有していることが明らかになった。例えば、質量%で、C:0.025%、Mn:1.8%、Cr:0.2%、P:0.02%、sol.Al:0.06%、B:0.0025%、N:0.002%を含有するコイルを熱延工程でCT:640℃で巻取り、ついで冷間圧延後、CGLで770℃×40secの焼鈍を施したコイルでは、コイル幅方向の最エッジ部ではTS:460MPaを有しているが、コイル幅方向の中央部ではTS:430MPaまで強度が低下する。つまり、コイルの幅方向で30MPaものTSの変動を生じる。同様にコイルの長手方向でも約30MPaのTSの変動が生じる。また、このようなコイルではTSの変動に対応してElもコイル内で3%変動し、Elのコイル内安定性も著しく劣り、プレス成形性の安定性が劣る。さらにこのようなコイルはTSやElの焼鈍温度依存性が大きい。このような現象は材質を向上させる目的でBを0.001%以上添加した鋼で生じる。

また、特許文献5に記載の材質変動を低減する手法をB添加した複合組織鋼板に活用することも試みたが、材質変動は改善されなかった。

このように、上記特許文献に開示された方法では、優れた耐チッピング性を有し、なおかつ低いYP、高いBH、高いElを有し、さらに材質変動も小さい鋼板を得るのは困難であった。

本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、優れた耐チッピング性、低いYP、高い BH、高いElを有し、さらにはコイル内の材質変動を低減した高強度鋼板およびその製造方法を安価に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、耐チッピング性を改善しつつ、低YP、高BH、高El、材質変動の低減を同時に達成する手法について鋭意検討を行い以下の結論を得た。

（Ｉ）耐チッピング性はCr含有量を0.35%未満、Pを0.05%以下に低減することで大幅に改善される。これにより、従来の340MPa鋼（340BH）と同等以上の特性が得られる。

（II）低YP、高BH、高El特性を得るには、まず、フェライトと少量の体積率の第2相を有する組織とし、第2相中のパーライトやベイナイトを抑制し、マルテンサイトおよび残留γの比率を増加させることが重要である。このためには、焼入れ性向上元素であるMn、Mo、Cr、P、Bなどを所定量含有させる必要がある。そして、より一層低いYPや高いElを得つつBHも向上させるには、フェライト粒や第2相を均一に粗大化させつつ、所定量の固溶Cを残存させる必要があり、焼入元素の中でもMn、Moを低減しつつ、Cr、P、Bを積極的に活用するのがよい。ただし、耐チッピング性と両立するには、CrやPの過剰添加は避ける必要があり、上記元素の中ではBを最大限活用することが最も望ましい。

（III）Bを活用した鋼において、Bを10ppm以上含有させることで材質は向上するが、反面、材質変動が顕在化する。このような材質変動は、固溶したBが熱延板中に残存して難固溶性の炭化物を生成するためであり、このような炭化物の生成を抑制することで材質変動は低減される。また、このような炭化物は、鋼中のN量、Ti量、sol.Al量、B量に応じて適正な巻取温度を選択することで低減される。

すなわち、低YP、高BH化の観点からBを10ppm以上含有した鋼では、熱延で巻取った時点でNと結合しなかったわずかな固溶Bが存在する。あるいは、sol.Alを一定量含む鋼では、巻取った後のコイルの徐冷却中にAlNの析出が生じて固溶Bが生じる。このようにして固溶Bが生じると、鋼中のFe,Mn,Cと共に安定な炭化物をコイル冷却中に生成してCを消費する。しかも、このような炭化物の生成量は、巻取温度等の熱延条件に依存して顕著に変化する。このような炭化物はセメンタイト（Fe₃C）と比べて非常に安定であるので、焼鈍終了時にも析出物の状態で残存し、その炭化物の生成量の多いコイル部位ではマルテンサイトの生成量が著しく減少する。その結果としてB添加した複合組織鋼ではコイル内の材質変動が顕著に生じることが明らかになった。このような現象は、強化組織としてマルテンサイトを含んでいない従来の軟質冷延鋼板では認められなかった現象である。

したがって、このような現象を回避するには、熱延板中の固溶B量を低減するか、僅かに固溶Bが生成しても安定な炭化物の生成を抑制すればよい。それには、N、Ti、sol.Al、B量に応じて生じる固溶B量に対して巻取温度を適切に制御すればよいことを見出した。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

[1] 鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.100%未満、Si:0.50%未満、Mn:1.0%超2.0%未満、P: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:0.35%未満、B:0.0010%以上0.0050%以下、Mo:0.15%未満、Ti:0.030%未満を含有し、更に2.1≦[Mneq]≦3.1を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、鋼の組織として、フェライトと第2相を有し、第2相の体積率が2.0〜12.0%、第2相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が60%以上、フェライト粒内に存在しておりアスペクト比が3.0以下で直径0.25〜0.90μmの炭化物粒子の存在個数が10000個/mm²以下であることを特徴とする高強度鋼板。
ここで、[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*、B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]はMn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。B^*≧0.0022のときはB^*=0.0022とする。

[2] 更に、質量%で、Nb:0.030%未満、V:0.2%以下、W:0.15%以下、Zr:0.1%以下のうちの少なくとも1種を含有することを特徴とする[1]に記載の高強度鋼板。

[3] 更に、質量%で、Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下、Mg:0.01%以下のうちの少なくとも1種を含有することを特徴とする[1]または[2]に記載の高強度鋼板。

[4] [1]乃至[3] のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程において、巻取温度CTをsol.Bに応じて(1)式に示す範囲に制御し、50〜85%の冷間圧延率で冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン(CGL)もしくは連続焼鈍ライン(CAL)において、740℃以上830℃以下の焼鈍温度で25sec以上保持して焼鈍することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

CT(℃)≦670-50000×sol.B ・・・ (1)式
ここで、
sol.B=[%B]-{[%N]/14-[%Ti]/48×0.8-[%Al]/27×0.0005×(CT-560)}×10.8・・・(A)式
(A)式において、[%B]、[%N]、[%Ti]、[%Al]は、B、N、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表し、CTは巻取温度(℃)を表す。CT-560≦0のときはCT-560は0（ゼロ）とする。ただし、sol.B≦0のときはsol.Bは0（ゼロ）として算出する。

本発明によれば、耐チッピング性に優れ、YPが低く、BHおよびElが高く、さらにはコイル内の材質変動の小さい高強度鋼板を低コストで製造できるようになった。本発明の高強度鋼板は、優れた耐食性、優れた耐面歪性、優れた張出し成形性、優れた耐デント性、優れた材質安定性を兼ね備えているため、自動車部品の高強度化、薄肉化を可能にする。

sol.B、CTと幅方向のTS変動の関係を示す図。 CTの異なる鋼板のコイル幅方向のTSの変化を示す図。

以下、本発明の詳細を説明する。なお、成分の量を表す%は、特に断らない限り質量%を意味する。

1)鋼の成分組成
Cr:0.35%未満
Crは焼入れ性を向上させて所定量のマルテンサイトを生成させる作用、フェライト粒を微細化せずマルテンサイトを均一に分散させる作用によりYPを低減し、Elを向上させるので、材質面からは添加することが望ましい元素であるが、耐チッピング性を著しく劣化させる。したがって、良好な耐チッピング性を確保するためには、Crの含有量は0.35%未満とする必要がある。さらに優れた耐チッピング性を付与するためには、Crは0.30%未満とすることが望ましい。Crは以下に示す[Mneq]を適正化す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。

[Mneq]：2.1以上3.1以下
低いYP、高いEl、高いBH、さらには優れた耐時効性を確保するためには、少なくとも鋼組織としてフェライトと主としてマルテンサイトおよび残留γを有する第2相を有する複合組織とする必要がある。従来鋼では、YPが高い鋼板やElの低い鋼板が多く見られ、その原因を調査した結果、これらの鋼板では第2相としてマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトやベイナイトが生成していることが明らかになった。

このパーライトやベイナイトは、1〜2μm程度と微細でありマルテンサイトに隣接して生成しているので、例えばナイタールやレペラー腐食液で腐食したサンプルを光学顕微鏡で観察してもマルテンサイトと別の組織として識別することは難しく、厳密にマルテンサイトと別の組織として識別するにはSEMを用いて3000倍以上の倍率で観察する必要がある。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2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、3000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2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と高いElを同時に得ることが出来る。

焼鈍後、焼鈍温度から480℃付近までの1次冷却（例えば、CGLではめっき浴浸漬までの冷却）、あるいは480℃から350℃付近までの2次冷却（例えば、CGLではめっき浴浸漬後の冷却、CALでは過時効帯までの冷却）における冷却速度がおよそ1〜200℃/secのCGLやCALの熱履歴において、このような微細なパーライトもしくはベイナイトを十分に低減するためには、焼入性に関する以下の各元素の重み付け当量式を2.1〜3.1に制御すればよい。ただし、BはTiやAlと複合で添加すると焼入性向上効果が顕著に増加するが、所定量以上添加しても焼入性の向上効果は飽和するので、これらの効果は次式の様に表される。
[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*
B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025
但し、B^*≧0.0022のときはB^*=0.0022とする。
ここで、[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]はMn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。

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となる。

この[Mneq]を2.1以上とすることで低いYP、高いEl、高いBHが得られる。さらに低YP、高El化の観点からは[Mneq]は2.2以上とすることが望ましく、2.3以上とすることがさらに望ましい。[Mneq]が3.1を超える場合には、Mn、Cr、Pの添加量が多くなりすぎ、十分低いYP、優れた耐チッピング性を同時に確保することが困難になる。したがって、[Mneq]は3.1以下とする。

Mn:1.0%超2.0%未満
より一層YPを低下させ、高いEl、高いBHを確保するには同一Mn当量の鋼組成においてもでMnの含有量は少ない方がよい。これは、Mnが多すぎると、焼鈍過程におけるα→γ変態温度が低くなり、再結晶完了前にγ粒が生成してフェライト粒と第2相が部分的に微細化した不均一な組織になり、YPが上昇するとともにElが低下すること、および焼鈍後の固溶C量が減少してBHが低下するためである。低YP化、高El化、高BH化の観点からMn量は2.0%未満とする。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になる。また、MnSが微細に多数分散して耐食性、耐チッピング性が劣化する。十分な焼入性ならびに耐食性を確保するためにMnは少なくとも1.0%超添加する必要がある。

したがって、Mn量は1.0%超2.0%未満とする。さらに耐食性、耐チッピング性を向上させる観点からはMnは1.2%以上とすることが望ましい。

Mo:0.15%未満
Moは焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、所定の強度を確保する観点から添加することができる。しかしながら、MoはMnと同様に第2相を微細化する作用が強く、フェライト粒を微細化する作用も強い。したがって、Moは過剰に添加するとYPを著しく増加させる。また、Moは冷延鋼板として使用する場合に、化成処理性を著しく劣化させる。また、極めて高価な元素である。したがって、YPの低減、化成処理性の向上、低コスト化の観点からMoの添加量は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。

P: 0.05%以下
Pは本発明において焼入性元素として利用でき、Mn、Cr、Moの代替元素として活用することで、低YP化、高BH化、高El化を達成する元素である。つまり、Pは微量添加でも大きな焼入性の向上効果を有していること、さらに第2相をフェライト粒界の3重点に均一に分散させる効果があるので、同一Mn当量でもMnを活用するよりもPを活用した方がYPが低くなるとともに、BHが高くなる。また、Elも高くなる。このようなP添加による低YP化、高BH化、高El化の効果を得るにはPは0.015%以上添加するのが望ましい。

しかしながら、Pは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、地鉄とめっき層の合金化反応が著しく遅延して耐パウダリング性が劣化し、その結果耐チッピング性が劣化する。したがって、P量は0.05%以下とする。

B:0.0010%以上0.0050%以下
Bはフェライト粒やマルテンサイト粒を均一、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。また、B自体にBHを増加させる作用がある。このため、所定量の[Mneq]を確保しつつMnをBで置換することで、低YP化と高BH化が同時に図られる。このような効果を十分得るには、Bは0.0010%以上添加する必要がある。しかしながら、Bは0.0050%を超えて添加すると鋳造性や圧延性が著しく低下する。したがって、Bは0.0050%以下とする。B添加による低YP化、高BH化の効果をさらに発揮させるにはBは0.0013%以上添加するのがよい。

C:0.015%超0.100%未満
Cは所定量の第2相の体積率を確保するために必要な元素である。C量が少ないと第2相が形成されなくなり、YPが著しく増加するとともに強度と延性のバランスが劣化する。また、高いBHや優れた耐時効性なども得られなくなる。所定量の第2相の体積率を確保し十分低いYPを得るためには、Cは0.015%超とする必要がある。耐時効性を向上させ、YPをさらに低減する観点からはCは0.02%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相の体積率が多くなりすぎてYPが増加し、ElやBHが低下する。また、溶接性も劣化する。したがって、C量は0.100%未満とする。より低いYPを得つつ高いElや高いBHを確保するためには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:0.50%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品質を改善する効果、めっき浴中あるいは合金化処理中の地鉄と亜鉛の合金化反応を適度に遅延させる効果、鋼板のミクロ組織をより均一、粗大化して低YR化、高El化する効果等があるので、このような観点から添加することができる。しかしながら、Siを0.50%以上添加すると溶融亜鉛めっき鋼板ではスケール模様や不めっきが発生し、冷延鋼板ではスケール模様が発生して外板パネルへの適用が難しくなる。また、化成処理性を劣化させ、YPの上昇を招く。このため、Si量は0.50%未満とする。さらに表面品質を向上させ、YPを低減する観点からSiは0.30%未満とするのが望ましい。Siは任意に添加できる元素であり、下限は規定しないが(Si:0%を含む)、上記の観点からSiは0.01%以上添加するのが好ましく、0.02%以上添加するのがさらに好ましい。

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、冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の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、Sは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、表面欠陥を発生させやすくする。さらには耐食性を低下させる。このため、S量は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、Sは0.02%以下とすることが望ましく、0.01%以下とすることがさらに望ましい。

sol.Al:0.01%以上0.3%以下
AlはNを固定してBの焼入性向上効果を促進する目的、耐時効性を向上させる目的、介在物を低減して表面品質を向上させる目的で添加される。Bの焼入性向上効果や耐時効性を向上させる観点からsol.Alの含有量は0.01%以上とする。このような効果をより発揮させるためには、sol.Alは0.015%以上含有させることが望ましく、0.04%以上とすることがさらに望ましい。一方、sol.Alを0.3%を超えて添加しても固溶Bを残存させる効果や耐時効性を向上させる効果は飽和し、徒にコストアップを招く。また、鋳造性を劣化させて表面品質を劣化させる。このためsol.Alは0.3%以下とする。優れた表面品質を確保する観点からはsol.Alは0.2%未満とするのが望ましい。

N:0.005%以下
Nは鋼中でBN、AlN、TiN等の窒化物を形成する元素であり、Bの材質向上効果をBNの形成を通じて消失させる弊害がある。また、微細なAlNを形成して粒成長性を低下させ、YPの上昇をもたらす。N含有量が0.005%を超えるとYPが上昇するとともに耐時効性が劣化し、外板パネルへの適用性が不十分となるので、Nの含有量は0.005%以下とする。AlNの析出量を軽減してより一層YPを低減する観点からはNは0.004%以下にすることが望ましい。

Ti:0.030%未満
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任意に添加できる元素である。しかし、その含有量が多くなると鋼中でTiCやTi(C,N)といった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Tiの含有量は適正範囲に制御する必要がある。Tiの含有量が0.030%以上になると著しくYPが増加する。したがって、Tiの含有量は0.030%未満とする。Tiは任意に添加できる元素であり、下限は規定しないが(Ti:0%を含む)、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Tiの含有量は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Tiの含有量は0.010%未満とするのが望ましい。

残部は、鉄および不可避不純物であるが、更に以下の元素を所定量含有させることもできる。

下記のV、Nb、WおよびZrのうちの少なくとも1種：
V:0.2%以下
Vは高強度化の観点から添加することができる。強度上昇の観点からは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、0.2%を超えて添加すると著しいコスト増になるので、Vは0.2%以下で添加することが望ましい。

Nb:0.030%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。また、熱間圧延での再結晶を遅延させる効果やその後の変態を遅延させる効果が大きいので、Nbの微量添加により集合組織を改善して、圧延直角方向のr値を低減して45度方向のr値を向上させる効果がある。このため、Nbを0.002〜0.015%添加することでΔrやYPの面内異方性が小さくなる。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、0.030%以上添加するとYPが著しく上昇するので、Nbは0.030%未満で添加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Wは0.15%以下で添加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Zrは0.1%以下で添加することが望ましい。

下記のSn、Sb、Cu、Ni、Ca、Ce、LaおよびMgのうちの少なくとも1種：
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Snは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Snは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。また、溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させてめっき外観品質を向上させることが出来る。窒化や酸化を抑制する観点からSbは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Sbは0.2%以下で含有させるのが望ましい。

Cu:0.5%以下
Cuは耐チッピング性を僅かに向上させるので、耐チッピング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。耐チッピング性向上の観点からCuは0.01%以上添加するのが好ましく、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、Cuは0.5%以下とするのが望ましい。

Ni:0.5%以下
Niも耐チッピング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は0.01%以上添加するのが好ましく、0.02%以上添加するのがさらに望ましい。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、Niは0.5%以下とする。

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、耐チッピング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Caは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。したがって、Caの含有量は0.01%以下とする。

Ce:0.01%以下
Ceも鋼中のSを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐チッピング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、Ceは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、伸びフランジ成形性ならびに耐チッピング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、Laは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)組織
本発明の鋼板組織は、主としてフェライト、マルテンサイト、残留γ、パーライト、ベイナイト、この他に微量の炭化物を含む。最初にこれらの組織形態の測定方法を説明する。

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、鋼板1/4厚み位置においてSEMで3000倍の倍率にて8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、いずれの方向においても測定した第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、やや黒いコントラストの領域をフェライトとした。炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している場合には、この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としてそれぞれの面積率を求めた。ただし、TEMによる観察結果を元に、白いコントラストの粒子のうちフェライト粒内に分散している直径0.90μm以下の粒子は後述する炭化物粒子と判断し、マルテンサイトもしくは残留γの体積率からは除外した。第2相の体積率はこれらの組織の総量とし、マルテンサイトおよび残留γの体積率は、白いコントラストの領域の面積率の総量とした。なお、マルテンサイトと残留γの識別を行うことはSEM写真では難しく、ここでは両相の合計面積率にて組織を規定したが、X線による解析結果から、マルテンサイトと残留γの体積率のうちマルテンサイトがおよそ60%、残留γがおよそ40%であることを確認している。

なお、連続焼鈍においてCALの過時効帯を通過するような場合、およそ350℃以下でマルテンサイトが生成した後に、その温度域で長時間保持されるので、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。

TEMの観察結果から、フェライト粒内に分散している直径0.5μm前後の球状あるいは楕円状粒子はFe,Mn,C,B系の炭化物であり、この析出物がB添加鋼の材質変動を生じさせている原因となっていることが明らかになったので、SEM写真上でフェライト粒内に分布しているアスペクト比が3.0以下で平均粒子直径が0.25〜0.90μmの粒子をFe,Mn,C,B系の炭化物として、その個数を測定した。SEM写真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。

第2相の体積率:2.0〜12.0%
低いYPを得るためには、第2相の体積率を2.0%以上とする必要がある。しかしながら、第2相の体積率が12.0%を超えるとYPが上昇するとともにELやBHが劣化する。したがって、第2相の体積率は2.0〜12.0%の範囲とする。さらに低いYPと高いBHを得るためには第2相の体積率は10.0%以下とするのが好ましく、8.0%以下とすることが更に好ましく、6.0%以下とすることがより一層好ましい。

第2相に占める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：60%以上
第2相のうちパーライトならびにベイナイトを十分抑制して低いYPと高いElを同時に確保するためには、第2相に占める体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率を60%以上とする必要がある。

フェライト粒内に存在しておりアスペクト比が3.0以下で直径0.25〜0.90μmの炭化物粒子の存在個数：10000個/mm²以下
鋼組成および熱延での巻取温度や焼鈍温度、保持時間が適正化されていない鋼板にはコイル幅方向、長手方向に顕著に材質変動が生じる。このような部位にはフェライト粒内にアスペクト比がおよそ3.0以下で直径0.25μm以上0.90μm以下の球状あるいは楕円状の炭化物が10000個/mm²を超えて分散している。この炭化物を10000個/mm²以下に低減することでコイル内の材質変動はほぼ解消する。したがって、フェライト粒内に存在しておりアスペクト比が3.0以下で直径0.25〜0.90μmの炭化物粒子の存在個数は10000個/mm²以下とする。なお、本発明鋼において平均フェライト粒径や第2相の平均直径は規定しないが、平均フェライト粒径は7〜12μmの範囲であり、第2相の平均直径は0.8〜1.3μmの範囲であった。

このような組織形態は、Mn、Cr、P、B、sol.Al、Ti、N等の組成範囲を適正化し、なおかつ熱延時のCT、CALやCGLでの焼鈍温度と保持時間を適正化することにより得られる。

3)製造条件
本発明の鋼板は、上述したように、上記のように限定された成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程において巻取温度CTをB、sol.Al、Ti、Nの含有量に応じて適正範囲に制御し、次いで50〜85%の冷間圧延率で冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）あるいは連続焼鈍ライン（CAL）において、740℃以上830℃以下の焼鈍温度で25sec以上保持して焼鈍する方法により製造できる。

熱間圧延:
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などで行える。熱間圧延は、例えば、スラブ加熱温度は1100〜1300℃、仕上圧延温度はAr₃変態点〜Ar₃変態点+150℃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、熱延後の平均冷却速度は20℃/sec以上とすることが望ましい。

Bを0.0010%以上含有したB添加鋼においてコイル内の材質変動を低減するためには、巻取温度をB、sol.Al、Ti、Nの含有量に応じて適正範囲に制御する必要がある。各元素と適正CTの関係について調査した結果について以下に述べる。

表1に示すB、sol.Al、Ti、N量の異なる５種類の鋼を溶製した。得られたスラブに熱間圧延を施し、3.2mmの熱延コイルを得た。このとき、スラブ加熱温度は1220℃、仕上げ圧延温度は850℃とした。圧延後直ちに690℃まで急冷してその後ランナウトテーブル上でラミナー冷却を施し、500〜675℃の範囲で巻取った。得られた熱延板を酸洗し、さらに0.70mm厚まで冷間圧延を施し、次いでCGLにて780℃×40secの焼鈍を行った。冷却途中で亜鉛めっき浴に浸漬して、めっき処理し、次いで合金化処理を施した後、室温まで冷却して伸長率0.4%の調質圧延を施した。得られたコイルから圧延方向と平行にJIS5号引張試験片を採取してコイル幅方向の機械的特性を調査した。また、先に述べた方法で金属組織を調査した。

図１にCTを種々変化させた各成分鋼のコイル幅方向のTSの変動の有無を調査した結果を示す。ここで、sol.Bは、(A)式により算出した値であり、熱延板での固溶状態にあるB量を推定した値である。
sol.B=[%B]-{[%N]/14-[%Ti]/48×0.8-[%Al]/27×0.0005×(CT-560)}×10.8・・・(A)
[%B]、[%N]、[%Ti]、[%Al]は、B、N、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表し、CTは巻取温度(℃)を表す。CT-560≦0のときはCT-560は0（ゼロ）とし、sol.B≦0のときはsol.Bは0（ゼロ）とする。

つまり、固溶B量はN量に対して余剰にBが添加されている場合に生じると予想されるが、TiやAlが添加されている場合には、N量に対してこれらの析出量を考慮する必要がある。Tiはスラブ加熱時に添加量の80%がTiNとして析出しており、残部はTiCとして析出する。AlはCTが560℃を超えると析出が生じ、その析出量はCTの増加に伴い増加する。このような挙動を考慮して、含有するN量からTiNやAlNとして析出するN量を差し引いた残部のN量を求め、添加したB量からこの残部のN量を差し引いたものが(A)式である。

図１は、このようにして(A)式から得られたsol.B、CTとコイル幅方向の材質変動の有無の関係をプロットしたものである。なお、幅方向のTSは、JIS5号引張試験片を圧延方向と平行に採取し、引張試験を実施して評価した。試験片のコイル長手方向の採取位置については、コイル長手の中央位置とし、幅方向の採取位置については、試験片の中心線が幅方向のエッジから18mm内側となる位置から採取を開始し、順次、強度の変化が十分確認できるように幅方向に30mm〜600mm間隔で採取した。このようにして得られた幅方向のTSの最大値と最小値の差が20MPa未満のコイルを○で、20MPa以上生じていたコイルを●で示した。●で示した条件のコイルはコイル幅方向および長手方向の材質変動が顕著に生じている。また、図中には、(1)式で表されるCTとsol.Bの関係式で得られる境界線を併せて示した。

CT (℃)≦ 670-50000×sol.B ・・・(1)式
ただし、sol.B≦0のときはsol.Bは0（ゼロ）として算出する。

図1より、(A)式より推定されたsol.Bに応じてTSが安定するCT範囲が存在しており、その適正範囲はsol.Bが増加するほど低温化していることがわかる。そして、その境界は(1)式で与えられ、種々の成分鋼に対してこの式のCT以下の低い温度で巻取ることでB添加鋼においても材質変動が抑制されることがわかる。以上より、CTは(1)式で表される範囲に限定する。

図2に鋼1についてCT:620℃、530℃とした時の幅方向のTSの変化を示す。同一の鋼組成の鋼であっても、CTが適正化されていないと著しい材質変動が生じていることがわかる。ここで、幅方向に20MPa以上の強度変動が生じていたコイルにはアスペクト比が3.0以下で直径0.25〜0.90μmの炭化物粒子が10000個/mm²超認められる。

外板用の美麗なめっき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、粗圧延終了温度を1080℃以下、仕上圧延温度を900℃以下とするのが望ましい。例えば、Cr含有量が0.40%以上であった従来鋼ではスラブ加熱時の一次スケールが圧延後にも残存しやすくCAL,CGLでの焼鈍後の外観品質を劣化させる要因になっていたが、Crを0.35%未満に低減し、さらにスラブ加熱温度を1250℃以下にするとともに、デスケーリングを高圧スプレーで十分行い、粗圧延終了温度を1080℃以下、仕上圧延圧延温度を900℃以下に制御することで、自動車外板パネルに必要な美麗な外観品質を得ることができる。

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、CGLあるいはCALで焼鈍および必要に応じて溶融亜鉛めっき処理、又は溶融亜鉛めっき処理後さらに合金化処理が施される。焼鈍温度は740℃以上830℃以下とする。740℃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℃超ではパーライトやベイナイトが生成しやすくなり十分低いYPが得られなくなる。炭化物を固溶させる観点から均熱時の保持時間は25sec以上より好ましくは40sec以上とし、生産性を確保する観点から300sec以下とすることが好ましい。

均熱後は、焼鈍温度から480℃までの温度範囲を2〜200℃/secの冷却速度で冷却すればよく、3〜50℃/secとするのが低YP化の観点から好ましい。

その後、CGLでは亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきするが、必要に応じてさらに470〜650℃の温度域で40sec以内保持することにより合金化処理を施すこともできる。亜鉛めっき処理後もしくは合金化処理を施す場合は合金化処理後、100℃以下までの温度域を5〜200℃/secの平均冷却速度で冷却するのがベイナイトの生成を抑制して低YP化する観点からは好ましい。

CALでは480℃からさらに室温まで2〜200℃/secの平均冷却速度で冷却するか、過時効帯を有する炉の場合は、370℃以下まで5〜200℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後100℃以下まで0.1〜200℃/secの平均冷却速度で冷却すればよい。

得られた亜鉛めっき鋼板あるいは冷延鋼板に、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施すことができる。その場合は、低YP、高El化の観点からスキンパス伸長率は0.1〜0.6%とするのが好ましい。

表2に示す鋼番A〜Uの鋼を溶製後、230mm厚のスラブに連続鋳造した。

このスラブを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、15〜35℃/secの平均冷却速度で冷却し、450〜670℃の温度範囲で巻取った。得られた熱延板は70〜77%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、表3に示すように、CGLもしくはCALにおいて焼鈍温度ATにおいて焼鈍した。このとき、740℃以上の温度域の保持時間が15〜150secとなるように焼鈍し、焼鈍温度ATから480℃までの平均冷却速度を10℃/secで冷却した。その後、CGLでは溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、さらに合金化処理を施した後に、もしくは亜鉛めっき後合金化処理しないものは、亜鉛めっき後、めっき浴温から100℃までの平均冷却速度25℃/secとなるように100℃以下にまで冷却した。亜鉛めっきは、浴温：460℃、浴中Al:0.13%で行い、合金化処理は、めっき浴浸漬後、15℃/secの平均加熱速度で480〜540℃まで加熱してめっき中Fe含有量が9.5〜11.5%の範囲になるように10〜25sec保持して行った。めっき付着量は片側あたり45g/m²とし両面に付着させた。CALでは、480℃から370℃までの温度範囲が平均冷却速度10℃/secとなるように冷却し、その後、過時効帯において平均冷却速度1℃/secで100℃まで冷却し、さらに室温まで平均冷却速度10℃/secで冷却した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板および冷延鋼板に0.4%の伸長率の調質圧延を施し、サンプル採取した。

得られたサンプルについて、先に述べた方法にて第2相の体積率、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（第2相中のマルテンサイトおよび残留γの比率）、フェライト粒内に存在しておりアスペクト比が3.0以下で直径0.25〜0.90μmの炭化物粒子の存在個数（粒内炭化物密度）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（降伏強度）、TS（引張強度）、YR（降伏比）、El（全伸び）を評価した。また、コイルの幅方向にJIS5号引張試験片を圧延方向と平行に採取し、幅方向のTSの変化量（ΔTS）を調査した。

また、上記と同一の試験片（JIS5号引張試験片）に2%の予歪を付与したときの応力に対する170℃で20minの熱処理を施した後のYPの増加量であるBHを求めた。

さらに、各鋼板の耐チッピング性を評価した。すなわち、得られた鋼板に化成処理、電着塗装を施した後に、JIS-A5001 S-13(6号)の砕石500gを噴射圧力490kPa(5kgf/cm²)の条件で鋼板に吹き付け、その後、JASO-CCT腐食サイクル試験にて腐食試験を行った。電着塗装膜厚は20μmとした。溶融亜鉛めっき鋼板(CGLにて製造)については90サイクル経過後の腐食サンプルについて、冷延鋼板(CALにて製造)については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の最大値を求め最大腐食深さとした。

結果を表3に示す。

本発明例の鋼板は、従来のCrの含有量が適正化されていない鋼と比べると腐食減量が著しく低減し、なおかつB量の少ない鋼、Mn当量の低い鋼、Mnを多量に添加した鋼、Moを添加した鋼と比べると同一TSレベルの鋼では低いYP、すなわち低いYRを有しつつ高いElや高いBHを有している。

すなわち、従来のCrを多量に添加した鋼O、Pは腐食減量（最大腐食深さ）が0.59〜0.75mmと著しく大きい。このような鋼は実部品での穴明き寿命が30〜50%も低下するので、外板パネルとしての使用が難しい。これに対して、本発明鋼の最大腐食減量は0.29〜0.38mmであり大幅に低減している。なお、表には記していないが、従来の340BH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0.36mmであった。なお、本鋼（従来の340BH）の化学成分は、質量%で、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%であった。このように、本発明鋼は、従来鋼とほぼ同等の耐チッピング性を有していることがわかる。なかでも、Cr量を0.30%未満とした成分鋼や、Ce、Ca、LaやCu、Niを複合で添加した鋼ではより一層耐チッピング性が良好である。

このようにCrを低減した鋼においても、さらにMn当量、Mn、Bの添加量、巻取温度、焼鈍温度、均熱（保持）時間を制御した鋼は、パーライトやベイナイトの生成が抑制されるとともに、フェライト粒内の炭化物の生成が低減されており、コイル内の材質変動が抑制されている。つまり、鋼A〜Lの中でCTが(1)式の値以下の条件となっており、焼鈍温度や均熱保持時間が所定範囲にあるものは、同一TSレベルの比較鋼と比べて低いYP、高いBH、高いEl、小さいΔTSを有している。

本発明によれば、耐チッピング性に優れ、YPが低く、EｌやBHが高く、さらにはコイル内の材質変動の小さい高強度鋼板を低コストで製造できるようになる。本発明の高強度鋼板は、優れた耐チッピング性、優れた耐面歪性、優れた張出し成形性、優れた材質安定性を兼ね備えているため、自動車部品の高強度化、薄肉化を可能にする。

Claims (4)

1. 鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.100%未満、Si:0.50%未満、Mn:1.0%超2.0%未満、P: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:0.35%未満、B:0.0010%以上0.0050%以下、Mo:0.15%未満、Ti:0.030%未満を含有し、更に2.1≦[Mneq]≦3.1を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、鋼の組織として、フェライトと第2相を有し、第2相の体積率が2.0〜12.0%、第2相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が60%以上、フェライト粒内に存在しておりアスペクト比が3.0以下で直径0.25〜0.90μmの炭化物粒子の存在個数が10000個/mm²以下であることを特徴とする高強度鋼板。
   ここで、[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*、B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]はMn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。B^*≧0.0022のときはB^*=0.0022とする。
2. 更に、質量%で、Nb:0.030%未満、V:0.2%以下、W:0.15%以下、Zr:0.1%以下のうちの少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。
3. 更に、質量%で、Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下、Mg:0.01%以下のうちの少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1乃至２に記載の高強度鋼板。
4. 請求項１乃至３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程において、巻取温度CTをsol.Bに応じて(1)式に示す範囲に制御し、50〜85%の冷間圧延率で冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン(CGL)もしくは連続焼鈍ライン(CAL)において、740℃以上830℃以下の焼鈍温度で25sec以上保持して焼鈍することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
   CT(℃)≦670-50000×sol.B ・・・ (1)式
   ここで、
   sol.B=[%B]-{[%N]/14-[%Ti]/48×0.8-[%Al]/27×0.0005×(CT-560)}×10.8・・・(A)式
   (A)式において、[%B]、[%N]、[%Ti]、[%Al]は、B、N、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表し、CTは巻取温度(℃)を表す。CT-560≦0のときはCT-560は0（ゼロ）とする。
   ただし、sol.B≦0のときはsol.Bは0（ゼロ）として算出する。

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