WO2013046476A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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義彦 小野
健二 ▲高▼橋
金晴 奥田
祐介 伏脇
櫻井　理孝
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet for press forming used in automobiles, home appliances and the like through a press forming process and a method for manufacturing the same.
  • 340MPa class BH steel sheet (bake hardening type steel sheet, hereinafter simply referred to as 340BH) Has been applied.
  • 340BH is a ferrite single phase in which the amount of solid solution C is controlled by the addition of carbonitride forming elements such as Nb and Ti in an ultra-low carbon steel with C: less than 0.01% by mass, and solid solution strengthened with Si, Mn, and P. It is steel.
  • the surface distortion resistance of the press-formed product is significantly deteriorated due to the increase in YP.
  • the surface distortion is a fine wrinkle or wavy pattern on the press-molded surface that is likely to occur on the outer periphery of the knob portion of the door. Since surface distortion significantly impairs the appearance quality of automobiles, the steel sheet applied to the outer panel may have a low YP that is close to the current level of 340BH, while increasing the strength of the pressed product while the strength of the pressed product is increased. Required.
  • the TS of the material fluctuates, the amount of spring back of the pressed product changes, which causes surface distortion. For this reason, in order to reduce the surface distortion, it is necessary not only to keep YS low but also to reduce fluctuations in TS in the coil.
  • steel sheets used for such applications are required to have excellent stretch formability, and high ductility (El) is required to be stably obtained in the coil.
  • Patent Document 1 includes steel containing C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 2.0%, and Cr: 0.023 to 0.8%. Discloses a method for obtaining an alloyed galvanized steel sheet having both low yield stress (YP) and high ductility (El) by optimizing the cooling rate after annealing and forming a composite structure mainly composed of ferrite and martensite. Has been.
  • YP low yield stress
  • El high ductility
  • Patent Document 3 discloses, in mass%, C: 0.02 to 0.033%, Mn: 1.5 to 2.5%, Cr: 0.03 to 0.5%, Mo: 0 to By making the total amount of Mn, Cr and Mo of steel containing 0.5% 1.8 to 2.5%, YP is 300 MPa or less, ductility (El) and stretch flange formability (hole expansion ratio, ⁇ It is disclosed that an excellent steel sheet can be obtained.
  • Patent Document 4 C: 0.03 to 0.09%, Mn: 1.0 to 2.0%, sol. Bake hardenability by controlling the composition range of C and Mn to C + Mn / 20 ⁇ 0.12% in steel containing Al: 0.005 to 0.1% and B: 0.001 to 0.003% It is disclosed that a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in normal temperature aging resistance can be obtained.
  • N in a soft cold-rolled steel sheet containing C ⁇ 0.05%, Mn ⁇ 0.5%, N ⁇ 0.005%, and B ⁇ 0.005% by weight%, N And the composition range of B and N are controlled to be N-14 / 11B ⁇ 10 (ppm) to reduce the amount of fine AlN deposited, thereby reducing the material variation in the coil.
  • Patent Documents 1 to 4 are composite structure steel sheets in which Mn and Cr are added in a large amount as compared with the conventional 340BH, and an appropriate amount of the second phase mainly composed of martensite is dispersed in the ferrite structure. And had the following problems.
  • Patent Documents 1 to 4 Some of the component steels described in Patent Documents 1 to 4 were found to have steel sheets with low BH and El or high YS even in a composite structure. That is, further improvement of the material is necessary.
  • the annealed coil has TS: 460 MPa at the outermost edge in the coil width direction, but the strength decreases to TS: 430 MPa at the center in the coil width direction. That is, a TS variation of 30 MPa occurs in the width direction of the coil. Similarly, a TS variation of about 30 MPa occurs in the longitudinal direction of the coil. Further, in such a coil, El also varies by 3% in the coil corresponding to the variation of TS, and the stability of El in the coil is remarkably inferior, and the stability of press formability is also inferior. Furthermore, such a coil is highly dependent on the annealing temperature of TS and El. Such a phenomenon occurs in steel to which B is added in an amount of 0.001% or more for the purpose of improving the material.
  • the present invention has been made to solve such a problem, and has a high-strength steel plate having excellent chipping resistance, low YP, high BH, high El, and reduced material fluctuation in the coil, and It aims at providing the manufacturing method cheaply.
  • the present inventors have intensively studied a technique for simultaneously achieving low YP, high BH, high El, and material fluctuation reduction while improving chipping resistance, for a conventional composite steel sheet having low yield strength. The following conclusions were obtained.
  • the amount of the solid solution B in the hot-rolled sheet may be reduced, or the formation of stable carbides may be suppressed even if the solid solution B is slightly generated.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Al 0.01% or more and 0.3% or less
  • N 0.005% or less
  • Cr less than 0.35%
  • B 0.0010% or more and 0.0050% or less
  • Mo less than 0.15%
  • Ti containing less than 0.030%, further satisfying 2.1 ⁇ [Mneq] ⁇ 3.1, consisting of the balance iron and inevitable impurities, having a steel and a second phase as a steel structure, The volume ratio of the two phases is 2.0 to 12.0%, the ratio of the volume ratio of martensite and residual ⁇ in the second phase is 60% or more, and it is present in the ferrite grains, and the aspect ratio is 3.0 or less.
  • [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
  • [% Mn], [% Cr], [% Mo], [% P], [% B], [% Ti] and [% Al] are Mn, Cr, Mo, P, B, Ti, sol.
  • Each content of Al is represented.
  • B * ⁇ 0.0022, B * 0.0002.
  • the coiling temperature CT is set to sol.
  • it is controlled within the range shown in the formula (1), and after cold rolling at a cold rolling rate of 50 to 85%, in a continuous hot dip galvanizing line (CGL) or a continuous annealing line (CAL), 740 ° C.
  • CGL continuous hot dip galvanizing line
  • CAL continuous annealing line
  • a method for producing a high-strength steel sheet characterized by holding and annealing at an annealing temperature of 830 ° C. or lower for 25 seconds or longer.
  • [% B], [% N], [% Ti], and [% Al] are B, N, Ti, sol.
  • CT represents a coiling temperature (° C.).
  • CT-560 ⁇ CT-560 is set to 0 (zero).
  • sol. When B ⁇ 0, sol. B is calculated as 0 (zero).
  • a high-strength steel sheet having excellent chipping resistance, low YP, high BH and El, and small material fluctuation in the coil can be produced at low cost.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has excellent corrosion resistance, excellent surface strain resistance, excellent overhang formability, excellent dent resistance, and excellent material stability. Make it possible.
  • % showing the quantity of a component means the mass%.
  • Cr is an element that can be arbitrarily added from the viewpoint of optimizing [Mneq] shown below, and the lower limit is not specified (including Cr: 0%), but from the viewpoint of low YP, Cr is 0. It is preferable to add 02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • this pearlite and bainite are as fine as 1 to 2 ⁇ m and are formed adjacent to martensite, for example, even if a sample corroded with a nital or repeller corrosion solution is observed with an optical microscope, it has a different structure from martensite. It is difficult to identify as a structure different from martensite, and it is necessary to observe at a magnification of 3000 times or more using SEM. For example, when the structure of conventional 0.03% C-1.5% Mn-0.5% Cr steel is examined in detail, it is coarse in observation with an optical microscope or SEM at a magnification of about 1000 times.
  • B * is 0.0022 or more, the effect of improving hardenability by B is saturated, so B * is 0.0022.
  • [Mneq] When this [Mneq] is 2.1 or more, low YP, high El, and high BH are obtained. Furthermore, from the viewpoint of low YP and high El, [Mneq] is preferably 2.2 or more, and more preferably 2.3 or more. When [Mneq] exceeds 3.1, the amount of Mn, Cr, and P added is too large, and it becomes difficult to ensure a sufficiently low YP and excellent chipping resistance at the same time. Therefore, [Mneq] is set to 3.1 or less.
  • Mn more than 1.0% and less than 2.0%
  • Mn equivalent steel composition In order to further reduce YP and ensure high El and high BH, it is better that the content of Mn is small even in the same Mn equivalent steel composition. This is because if the amount of Mn is too large, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation temperature in the annealing process is lowered, and ⁇ grains are generated before recrystallization is completed, resulting in a non-uniform structure in which the ferrite grains and the second phase are partially refined. This is because YP increases and El decreases, and the amount of dissolved C after annealing decreases and BH decreases. From the viewpoint of low YP, high El, and high BH, the amount of Mn is less than 2.0%.
  • Mn if the amount of Mn is too small, it becomes difficult to ensure sufficient hardenability even if a large amount of other elements are added. Further, many MnS are finely dispersed, and the corrosion resistance and chipping resistance deteriorate. In order to ensure sufficient hardenability and corrosion resistance, Mn must be added in an amount exceeding 1.0%.
  • the Mn content is more than 1.0% and less than 2.0%. Furthermore, from the viewpoint of improving corrosion resistance and chipping resistance, Mn is desirably 1.2% or more.
  • Mo Less than 0.15% Mo can be added from the viewpoint of improving hardenability, suppressing the formation of pearlite, and ensuring a predetermined strength.
  • Mo like Mn, has a strong effect of refining the second phase and a strong effect of refining ferrite grains. Therefore, when Mo is added excessively, YP is remarkably increased.
  • Mo when Mo is used as a cold-rolled steel sheet, the chemical conversion processability is remarkably deteriorated.
  • it is an extremely expensive element. Therefore, the addition amount of Mo is limited to less than 0.15% (including 0%) from the viewpoints of YP reduction, chemical conversion processability improvement, and cost reduction. From the viewpoint of further reducing the YP, it is desirable that the content be 0.05% or less, and it is preferable that Mo is not added (0.02% or less).
  • P 0.05% or less
  • P is an element that can be used as a hardenable element in the present invention and achieves low YP, high BH, and high El by using it as an alternative element of Mn, Cr, and Mo. is there. That is, P has a great effect of improving hardenability even when added in a small amount, and further has an effect of uniformly dispersing the second phase at the triple point of the ferrite grain boundary, so that Mn is utilized even with the same Mn equivalent.
  • YP decreases and BH increases.
  • El also becomes high.
  • the P content is 0.05% or less.
  • B 0.0010% or more and 0.0050% or less B has an effect of uniformly and coarsening ferrite grains and martensite grains and an effect of suppressing pearlite by improving hardenability. Further, B itself has an effect of increasing BH. For this reason, by replacing Mn with B while ensuring a predetermined amount of [Mneq], low YP and high BH can be achieved at the same time. In order to obtain such an effect sufficiently, it is necessary to add 0.0010% or more of B. However, when B is added over 0.0050%, the castability and rollability are remarkably lowered. Therefore, B is 0.0050% or less. In order to further exhibit the effects of lowering YP and increasing BH by adding B, B is preferably added in an amount of 0.0013% or more.
  • C more than 0.015% and less than 0.100% C is an element necessary for ensuring a predetermined volume ratio of the second phase.
  • the amount of C is small, the second phase is not formed, YP increases remarkably and the balance between strength and ductility deteriorates. Also, high BH and excellent aging resistance cannot be obtained.
  • C needs to be more than 0.015%. From the viewpoint of improving aging resistance and further reducing YP, C is preferably 0.02% or more.
  • the amount of C is 0.100% or more, the volume fraction of the second phase becomes too large, YP increases, and El and BH decrease.
  • the C content is less than 0.100%.
  • the C content is preferably less than 0.060%, and more preferably less than 0.040%.
  • Si Less than 0.50%
  • the effect of improving the surface quality by delaying the scale formation in hot rolling by adding a small amount of Si, and the alloying reaction between base metal and zinc in the plating bath or alloying treatment Since there is an effect of appropriately delaying, an effect of making the microstructure of the steel sheet more uniform and coarse, lowering YR, increasing El, etc., it can be added from this viewpoint.
  • 0.50% or more of Si is added, a scale pattern or non-plating occurs in the hot-dip galvanized steel sheet, and a scale pattern occurs in the cold-rolled steel sheet, making it difficult to apply to the outer panel.
  • chemical conversion property is deteriorated and YP is increased. For this reason, the Si amount is less than 0.50%.
  • Si is desirably less than 0.30%.
  • Si is an element that can be added arbitrarily, and the lower limit is not specified (including Si: 0%).
  • Si is preferably added in an amount of 0.01% or more, and 0.02% or more is added. Further preferred.
  • S 0.03% or less S can be contained because it has the effect of improving the primary scale peelability of the steel sheet and improving the appearance quality of the cold-rolled steel sheet or hot-dip galvanized steel sheet by containing an appropriate amount of S.
  • MnS precipitated in the steel becomes too much, and the elongation of the steel sheet and the stretch flangeability are deteriorated.
  • hot-rolling a slab hot ductility is reduced and surface defects are easily generated. Furthermore, corrosion resistance is reduced. For this reason, the amount of S is made into 0.03% or less.
  • S is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.01% or less.
  • sol. Al 0.01% or more and 0.3% or less
  • Al is the purpose of fixing N to promote the effect of improving the hardenability of B, the purpose of improving aging resistance, and improving the surface quality by reducing inclusions. Add for purpose.
  • sol. Al is 0.01% or more.
  • sol. Al is preferably contained in an amount of 0.015% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • sol. Al Even if Al is added in excess of 0.3%, the effect of leaving the solid solution B and the effect of improving the aging resistance are saturated, and the cost is increased. In addition, the castability is deteriorated and the surface quality is deteriorated. For this reason, sol. Al is 0.3% or less. From the viewpoint of ensuring excellent surface quality, sol. Al is preferably less than 0.2%.
  • N 0.005% or less
  • N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, TiN, etc. in steel, and has the detrimental effect of eliminating the material improvement effect of B through the formation of BN.
  • fine AlN is formed to lower the grain growth property and increase YP. If the N content exceeds 0.005%, the YP increases and the aging resistance deteriorates, and the applicability to the outer panel becomes insufficient. Therefore, the N content is set to 0.005% or less. From the viewpoint of further reducing YP by reducing the amount of precipitated AlN, N is preferably 0.004% or less.
  • Ti Less than 0.030% Ti has the effect of improving the hardenability of B by fixing N, the effect of improving aging resistance, and the effect of improving castability. It is an element that can be optionally added to obtain. However, when the content increases, fine precipitates such as TiC and Ti (C, N) are formed in the steel to significantly increase YP, and TiC is generated during cooling after annealing to reduce BH. Since there exists an effect
  • the content of Ti is preferably 0.002% or more, and the Ti content is desirably less than 0.010% in order to suppress the precipitation of TiC and obtain a low YP.
  • the balance is iron and inevitable impurities, but the following elements can also be contained in predetermined amounts.
  • V 0.2% or less
  • V can be added from the viewpoint of increasing the strength. From the viewpoint of increasing the strength, it is preferable to add 0.002% or more, and more preferably 0.01% or more. However, if added over 0.2%, the cost increases significantly, so it is desirable to add V at 0.2% or less.
  • Nb less than 0.030% Since Nb has the effect of refining the structure and precipitating NbC and Nb (C, N) to strengthen the steel sheet, it can be added from the viewpoint of increasing the strength. In addition, since the effect of delaying recrystallization in hot rolling and the effect of delaying subsequent transformation are great, the texture is improved by adding a small amount of Nb, and the r value in the direction perpendicular to the rolling is reduced to the 45 degree direction. This has the effect of improving the r value. For this reason, by adding 0.002 to 0.015% of Nb, the in-plane anisotropy of ⁇ r and YP is reduced. From the above viewpoint, Nb is preferably added in an amount of 0.002% or more, and more preferably 0.005% or more. However, since YP increases remarkably when 0.030% or more is added, Nb is preferably added at less than 0.030%.
  • W 0.15% or less W can be used as a hardenable element and a precipitation strengthening element. From the above viewpoint, W is preferably added in an amount of 0.002% or more, and more preferably 0.005% or more. However, if the amount added is too large, YP is increased, so it is desirable to add W at 0.15% or less.
  • Zr 0.1% or less Zr can also be used as a hardenable element and a precipitation strengthening element. Zr is preferably added in an amount of 0.002% or more, more preferably 0.005% or more from the above viewpoint. However, if the amount added is too large, YP will increase, so it is desirable to add Zr at 0.1% or less.
  • At least one of the following Sn, Sb, Cu, Ni, Ca, Ce, La and Mg: Sn: 0.2% or less Sn is preferably added from the viewpoint of suppressing decarburization and de-B in the several tens of microns region of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface. This improves fatigue properties, aging resistance, surface quality, and the like. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, it is preferable to add 0.002% or more of Sn, and more preferably 0.005% or more. However, if it exceeds 0.2%, YP increases and toughness deteriorates. Therefore, it is desirable to contain Sn at 0.2% or less.
  • Sb 0.2% or less Sb is also preferably added from the viewpoint of suppressing decarburization and de-B of the several tens of micron region of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface, similarly to Sn.
  • the steel sheet surface layer can be prevented from reducing the amount of martensite generated, and the decrease in B can prevent the hardenability from decreasing, thereby improving fatigue properties and aging resistance.
  • the wettability of hot dip galvanization can be improved and plating external appearance quality can be improved.
  • Sb is preferably added in an amount of 0.002% or more, more preferably 0.005% or more. However, if it exceeds 0.2%, YP increases and toughness deteriorates. Therefore, it is desirable to contain Sb at 0.2% or less.
  • Cu 0.5% or less Since Cu slightly improves chipping resistance, it is desirable to add from the viewpoint of improving chipping resistance. Moreover, it is an element mixed when scrap is used as a raw material, and by permitting the mixing of Cu, recycled materials can be used as raw materials and manufacturing costs can be reduced. From the viewpoint of improving chipping resistance, Cu is preferably added in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. However, if the content is too large, it causes surface defects, so Cu is preferably 0.5% or less.
  • Ni 0.5% or less
  • Ni is also an element having an effect of improving chipping resistance. Moreover, Ni has the effect
  • Ca 0.01% or less Ca has the effect of fixing S in steel as CaS, further increasing the pH in the corrosion product, and improving chipping resistance. Moreover, the production
  • Ce 0.01% or less Ce can also be added for the purpose of fixing S in steel and improving stretch flangeability and chipping resistance. Ce is preferably added in an amount of 0.0005% or more from the above viewpoint. However, since it is an expensive element, adding a large amount increases the cost. Therefore, it is desirable to add Ce at 0.01% or less.
  • La 0.01% or less
  • La can also be added for the purpose of fixing S in steel and improving stretch flangeability and chipping resistance. From the above viewpoint, La is preferably added in an amount of 0.0005% or more. However, since it is an expensive element, adding a large amount increases the cost. Therefore, it is desirable to add La at 0.01% or less.
  • Mg 0.01% or less Mg can be added from the viewpoint of finely dispersing the oxide and homogenizing the structure. From the above viewpoint, Mg is preferably added in an amount of 0.0005% or more. However, since the surface quality deteriorates when the content is large, it is desirable to add Mg at 0.01% or less.
  • the steel sheet structure of the present invention mainly contains ferrite, martensite, residual ⁇ , pearlite, bainite, and a very small amount of carbide.
  • the volume ratio of the second phase was determined by corroding the L section (vertical section parallel to the rolling direction) of the steel sheet with Nital after polishing, observing 8 fields of view at a magnification of 3000 times with a SEM at the 1/4 thickness position of the steel sheet.
  • the obtained tissue photograph was subjected to image analysis to determine the area ratio of the second phase. That is, the steel sheet according to the present invention has a small difference in structure between the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, and the area ratio of the second phase measured in either direction showed almost the same value.
  • the measured area ratio of the second phase was defined as the volume ratio of the second phase.
  • the area with a slightly black contrast was made ferrite.
  • the area ratio was obtained by setting this region as pearlite or bainite and particles with white contrast as martensite or residual ⁇ .
  • the particles having a diameter of 0.90 ⁇ m or less dispersed in the ferrite grains among the white contrast particles are judged to be carbide particles described later, and from the volume ratio of martensite or residual ⁇ Excluded.
  • the volume ratio of the second phase was the total amount of these structures, and the volume ratio of martensite and residual ⁇ was the total amount of the area ratio of the white contrast region.
  • martensite In the case of passing through the CAL overaging zone in continuous annealing, martensite is generated at a temperature of about 350 ° C. or lower, and is kept in that temperature range for a long time. Therefore, the generated martensite is slightly tempered. There is a case. This slightly tempered martensite was treated here as martensite.
  • the discrimination between tempered martensite and bainite is as follows. That is, since the carbide in the tempered martensite is very fine compared to the carbide dispersed in the bainite, the average particle size of the carbide dispersed in each martensite grain and bainite grain is measured. These can be identified.
  • tempered martensite was used when the average particle size of the carbides in the grains was 0.15 ⁇ m or less, and bainite was used when it exceeded 0.15 ⁇ m.
  • spherical or elliptical particles having a diameter of about 0.5 ⁇ m dispersed in the ferrite grains are Fe, Mn, C, and B-based carbides, and these precipitates change the material variation of the B-added steel. Since it became clear that this is the cause of the generation, particles having an aspect ratio of 3.0 or less and an average particle diameter of 0.25 to 0.90 ⁇ m distributed in the ferrite grains on the SEM photograph The number was measured as Fe, Mn, C, B-based carbides.
  • volume ratio of second phase 2.0 to 12.0%
  • the volume fraction of the second phase needs to be 2.0% or more.
  • the volume fraction of the second phase is in the range of 2.0 to 12.0%.
  • the volume fraction of the second phase is preferably 10.0% or less, more preferably 8.0% or less, and 6.0% or less. Even more preferred.
  • Ratio of volume ratio of martensite and residual ⁇ to volume ratio in second phase 60% or more
  • the ratio of the volume ratio of martensite and residual ⁇ to the volume ratio in the phase needs to be 60% or more.
  • the number of carbide particles present in ferrite grains and having an aspect ratio of 3.0 or less and a diameter of 0.25 to 0.90 ⁇ m: 10000 / mm 2 or less Steel composition and coiling temperature and annealing temperature in hot rolling
  • material fluctuations are remarkably generated in the coil width direction and the longitudinal direction.
  • spherical or elliptical carbides having an aspect ratio of about 3.0 or less and a diameter of 0.25 ⁇ m or more and 0.90 ⁇ m or less are dispersed in the ferrite grains in excess of 10,000 pieces / mm 2 .
  • the number of carbide particles present in the ferrite grains and having an aspect ratio of 3.0 or less and a diameter of 0.25 to 0.90 ⁇ m is set to 10,000 / mm 2 or less.
  • the average ferrite particle size and the average diameter of the second phase are not specified, but the average ferrite particle size is in the range of 7 to 12 ⁇ m, and the average diameter of the second phase is 0.8 to 1.3 ⁇ m. It was in range.
  • Such an organizational form is Mn, Cr, P, B, sol. It can be obtained by optimizing the composition range of Al, Ti, N, etc., and optimizing the annealing temperature and holding time in CT, CAL, and CGL during hot rolling.
  • the steel sheet of the present invention has a coiling temperature CT of B, sol.
  • the step of hot rolling the steel slab having the limited component composition as described above.
  • the continuous hot-dip galvanizing line (CGL) or continuous annealing line (CAL) after controlling to the appropriate range according to the content of Al, Ti, N and then cold rolling at a cold rolling rate of 50 to 85% , And can be manufactured by a method of annealing by holding at an annealing temperature of 740 ° C. or higher and 830 ° C. or lower for 25 seconds or more.
  • Hot rolling In order to hot-roll steel slabs, a method of rolling the slab after heating, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, a method of rolling the slab after continuous casting by performing a short heat treatment, etc. You can do it.
  • the slab heating temperature may be 1100 to 1300 ° C.
  • the finishing rolling temperature may be Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 150 ° C.
  • the average cooling rate after hot rolling is preferably 20 ° C./sec or more.
  • the winding temperature is set to B, sol. It is necessary to control to an appropriate range according to the contents of Al, Ti, and N. The results of investigating the relationship between each element and appropriate CT are described below.
  • the obtained slab was hot-rolled to obtain a 3.2 mm hot-rolled coil. At this time, the slab heating temperature was 1220 ° C., and the finish rolling temperature was 850 ° C. Immediately after rolling, it was rapidly cooled to 690 ° C., then laminar cooled on a run-out table, and wound in the range of 500 to 675 ° C. The obtained hot-rolled sheet was pickled, cold-rolled to a thickness of 0.70 mm, and then annealed with CGL at 780 ° C. ⁇ 40 sec.
  • FIG. 1 shows the results of investigating the presence or absence of fluctuations in TS in the coil width direction of each component steel with various changes in CT.
  • sol. B is a value calculated by the equation (A), and is a value obtained by estimating the amount of B in a solid solution state in the hot-rolled sheet.
  • sol. B [% B] ⁇ ⁇ [% N] / 14 ⁇ [% Ti] /48 ⁇ 0.8 ⁇ [% Al] /27 ⁇ 0.0005 ⁇ (CT-560) ⁇ ⁇ 10.8.
  • (A) [% B], [% N], [% Ti], and [% Al] are B, N, Ti, sol.
  • CT represents a coiling temperature (° C.).
  • CT-560 ⁇ CT-560 is set to 0 (zero).
  • B ⁇ 0, sol. B is assumed to be 0 (zero).
  • the amount of dissolved B is expected to occur when B is added in excess of the amount of N.
  • Ti or Al is added, the amount of these precipitates with respect to the amount of N Need to be considered.
  • Ti is heated, 80% of the added amount is precipitated as TiN, and the remainder is precipitated as TiC.
  • Al is precipitated when CT exceeds 560 ° C., and the amount of precipitation increases as CT increases.
  • the amount of N obtained by subtracting the amount of N deposited as TiN or AlN from the amount of N contained is obtained, and the amount of B added is subtracted from the amount of N remaining (A) It is a formula.
  • FIG. 1 shows sol. Obtained from the equation (A) in this way.
  • B and CT are plotted with respect to the presence or absence of material fluctuation in the coil width direction.
  • the TS in the width direction was evaluated by collecting a JIS No. 5 tensile test piece in parallel with the rolling direction and conducting a tensile test.
  • the sampling position of the test piece in the coil longitudinal direction is the center position of the coil length, and the sampling position in the width direction is started from the position where the center line of the test piece is 18 mm inside the edge in the width direction, and sequentially.
  • the samples were collected at intervals of 30 mm to 600 mm in the width direction so that the change in strength could be sufficiently confirmed.
  • a coil in which the difference between the maximum value and the minimum value of TS in the width direction thus obtained is less than 20 MPa is indicated by ⁇ , and a coil that has occurred at 20 MPa or more is indicated by ⁇ .
  • material fluctuations in the coil width direction and the longitudinal direction are conspicuous.
  • CT and sol. The boundary line obtained by the relational expression B is also shown.
  • the sol There is a CT range in which TS is stable according to B, and the appropriate range is sol. It can be seen that the temperature decreases as B increases. And the boundary is given by (1) Formula, and it turns out that a material change is suppressed also in B addition steel by winding at low temperature below CT of this formula to various component steel. From the above, CT is limited to the range represented by the formula (1).
  • FIG. 2 shows the change in TS in the width direction when CT is set to 620 ° C. and 530 ° C. for steel 1. It can be seen that even when the steel has the same steel composition, significant material fluctuations occur unless CT is optimized.
  • carbide particles having an aspect ratio of 3.0 or less and a diameter of 0.25 to 0.90 ⁇ m are recognized in excess of 10,000 particles / mm 2 .
  • the slab heating temperature is set to 1250 ° C. or lower, and descaling is sufficiently performed to remove the primary and secondary scales generated on the steel plate surface, and the rough rolling finish temperature is set to It is desirable that the temperature is 1080 ° C. or lower and the finish rolling temperature is 900 ° C. or lower.
  • the primary scale during slab heating is likely to remain after rolling, which has been a factor of deteriorating the appearance quality after annealing in CAL and CGL.
  • the slab heating temperature is set to 1250 ° C or lower, descaling is sufficiently performed by high-pressure spray, the rough rolling end temperature is set to 1080 ° C or lower, and the finish rolling temperature is set to 900 ° C or lower.
  • the slab heating temperature is set to 1250 ° C or lower
  • descaling is sufficiently performed by high-pressure spray
  • the rough rolling end temperature is set to 1080 ° C or lower
  • the finish rolling temperature is set to 900 ° C or lower.
  • the rolling rate may be 50 to 85%. From the viewpoint of improving the r value and improving the deep drawability, the rolling rate is preferably 65 to 73%, and from the viewpoint of reducing the r value and the in-plane anisotropy of YP, the rolling rate is 70 to 73%. 85% is preferable.
  • Annealing The steel sheet after the cold rolling is annealed by CGL or CAL and, if necessary, hot dip galvanizing treatment or further hot galvanizing treatment and further alloying treatment.
  • An annealing temperature shall be 740 degreeC or more and 830 degrees C or less. If it is less than 740 degreeC, the solid solution of a carbide
  • the holding time during soaking is preferably 25 sec or more, more preferably 40 sec or more, and from the viewpoint of ensuring productivity, it is preferably 300 sec or less.
  • the temperature range from the annealing temperature to 480 ° C. may be cooled at a cooling rate of 2 to 200 ° C./sec, and it is preferably 3 to 50 ° C./sec from the viewpoint of low YP.
  • galvanization is performed by immersing in a galvanizing bath.
  • alloying treatment can also be performed by maintaining within a temperature range of 470 to 650 ° C. within 40 seconds.
  • cooling to a temperature range of 100 ° C or less at an average cooling rate of 5 to 200 ° C / sec after alloying suppresses the formation of bainite and reduces YP.
  • cooling is performed from 480 ° C. to room temperature at an average cooling rate of 2 to 200 ° C./sec. In the case of a furnace having an overaging zone, cooling is performed to an average cooling rate of 5 to 200 ° C./sec. Thereafter, it may be cooled to 100 ° C. or lower at an average cooling rate of 0.1 to 200 ° C./sec.
  • the obtained galvanized steel sheet or cold-rolled steel sheet can be subjected to skin pass rolling from the viewpoint of stabilizing the press formability such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape.
  • the skin pass elongation rate is preferably 0.1 to 0.6% from the viewpoint of low YP and high El.
  • the slab was heated to 1180 to 1250 ° C. and then hot-rolled at a finish rolling temperature in the range of 820 to 900 ° C. Thereafter, the film was cooled at an average cooling rate of 15 to 35 ° C./sec and wound up in a temperature range of 450 to 670 ° C.
  • the obtained hot-rolled sheet was cold-rolled at a rolling rate of 70 to 77% to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.8 mm.
  • the obtained cold-rolled sheet was annealed at an annealing temperature AT in CGL or CAL.
  • annealing was performed so that the holding time in the temperature range of 740 ° C. or higher was 15 to 150 seconds, and the average cooling rate from the annealing temperature AT to 480 ° C. was cooled at 10 ° C./sec.
  • the average cooling from the plating bath temperature is 100 ° C It cooled to 100 degrees C or less so that it might become a speed
  • Zinc plating is performed at a bath temperature of 460 ° C. and Al in the bath of 0.13%, and the alloying treatment is performed by plating from 480 to 540 ° C. at an average heating rate of 15 ° C./sec after immersion in the plating bath. It was held for 10 to 25 seconds so that the Fe content was in the range of 9.5 to 11.5%. The amount of plating adhered was 45 g / m 2 per side and adhered on both sides. In CAL, cooling is performed so that the temperature range from 480 ° C. to 370 ° C. is an average cooling rate of 10 ° C./sec. Cooling was performed at an average cooling rate of 10 ° C./sec. The obtained hot-dip galvanized steel sheet and cold-rolled steel sheet were subjected to temper rolling with an elongation of 0.4%, and samples were collected.
  • the volume ratio of the second phase in the method described above the ratio of the volume ratio of martensite and residual ⁇ in the second phase (ratio of martensite and residual ⁇ in the second phase)
  • the number of carbide particles present in the ferrite grains and having an aspect ratio of 3.0 or less and a diameter of 0.25 to 0.90 ⁇ m was investigated.
  • the type of steel structure was separated by SEM observation.
  • a JIS No. 5 test piece was taken from the direction perpendicular to the rolling direction and subjected to a tensile test (based on JIS Z2241).
  • YP yield strength
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • El total elongation
  • BH which is an increase in YP after heat treatment at 170 ° C. for 20 minutes with respect to the stress when 2% pre-strain was applied to the same test piece (JIS No. 5 tensile test piece) as described above, was obtained.
  • the chipping resistance of each steel plate was evaluated. That is, after chemical conversion treatment and electrodeposition coating were performed on the obtained steel plate, 500 g of crushed stone of JIS-A5001 S-13 (No. 6) was sprayed on the steel plate under a spray pressure of 490 kPa (5 kgf / cm 2 ). A corrosion test was conducted in the JASO-CCT corrosion cycle test. The electrodeposition coating film thickness was 20 ⁇ m. For hot-dip galvanized steel sheets (manufactured by CGL), the corrosion products after 90 cycles have passed, and for cold-rolled steel sheets (manufactured by CAL), the corrosion products have been removed after 30 cycles. The maximum value of the reduction of the plate thickness from the original plate thickness was determined and used as the maximum corrosion depth.
  • the steel sheet of the present invention has a significantly reduced corrosion weight loss compared to conventional steel in which the Cr content is not optimized, and has a low B content, a low Mn equivalent steel, and a steel containing a large amount of Mn.
  • steel with the same TS level has low YP, that is, low YR, and high El and high BH.
  • the conventional steels O and P to which a large amount of Cr is added have a remarkably large corrosion weight loss (maximum corrosion depth) of 0.59 to 0.75 mm.
  • Such steel is difficult to use as an outer panel because the drilling life of actual parts is reduced by 30 to 50%.
  • the maximum corrosion weight loss of the steel of the present invention is 0.29 to 0.38 mm, which is greatly reduced.
  • the corrosion weight loss of the conventional 340BH was also evaluated, and the corrosion weight loss was 0.36 mm.
  • the chemical composition of this steel (conventional 340BH) is mass%, C: 0.002%, Si: 0.01%, Mn: 0.4%, P: 0.05%, S: 0.00. 008%, Cr: 0.04%, sol.
  • the steel of the present invention has almost the same chipping resistance as that of the conventional steel.
  • the component steel having a Cr content of less than 0.30%, and the steel in which Ce, Ca, La, Cu, and Ni are added in combination have better chipping resistance.
  • the CT is a condition equal to or less than the value of the formula (1), and the annealing temperature and the soaking time are in a predetermined range are lower than the comparative steel of the same TS level. It has YP, high BH, high El, and small ⁇ TS.
  • a high-strength steel sheet having excellent chipping resistance, low YP, high El and BH, and small material fluctuation in the coil can be manufactured at low cost.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention has excellent chipping resistance, excellent surface strain resistance, excellent stretch formability, and excellent material stability, enabling high strength and thinning of automotive parts. To do.

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Abstract

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及びその製造方法を安価に提供する。　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及び残留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の炭化物の個数が10000個/mm2以下の高強度鋼板。[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。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　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％、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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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