(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト相、フェライト相＋パーライト相、フェライト相＋ベイナイト相、フェライト相＋マルテンサイト相、ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相の中から選ばれるいずれかの金属組織を有するとともに、少なくとも鋼板表層における清浄度（ｄｔ）が０．０５％以下で、且つ鋼板表面の粗さ曲線の高さ方向における片寄り指標であるスキューネス（Ｒｓｋ）が−１．５〜＋１．０であることを特徴とする耐衝撃特性の経時的劣化が小さい自動車用鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は耐衝撃特性の優れた鋼板、特にプレス加工後における耐衝撃特性の経時的劣化が小さい自動車用鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全性に関する法規制強化が背景となって自動車の衝突安全性に対する要求が高まりつつあり、耐衝撃特性に優れた自動車用薄鋼板の開発が盛ん行われている。
そのような技術の一つとして、特開平８−３６７８号公報では特定の成分組成の下で、フェライト相＋マルテンサイト相からなる組織の各金属相の体積比とフェライト相中の転位密度を規定した自動車用鋼板が提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
この技術は鋼板の成分および組織制御により鋼板の耐衝撃特性の改善を図ろうとするものであるが、本発明者らが調査、検討したところによれば、薄鋼板をプレス成形した材料の耐衝撃特性は経年劣化を生じ、上記従来技術のように成分や組織制御を行っても、自動車の衝突安全性に寄与する実質的な耐衝撃特性（つまり、車体製造から長期間経過した後の耐衝撃特性）が十分に得られないことが判った。すなわち、本発明者らはモデル的に自動車用の鋼板をプレス成形した試料に対して腐食促進試験を行ない、この試料について後述する高速変形特性（圧壊する際の平均崩壊荷重）を調査した結果、腐食促進試験により発錆した試料の平均崩壊荷重が、腐食促進試験前の試料のそれに較べて著しく劣っていること、つまり耐衝撃特性が経時的に劣化していることを見い出した。
【０００４】
従来、このような耐衝撃特性の経時的な劣化を抑制するという観点から、鋼板の耐衝撃特性の改善を図ろうとする技術は知られていない。
したがって本発明の目的は、耐衝撃特性の経時的な劣化が効果的に抑制され、車体製造から長期間経過した後も衝突安定性を適切に確保することができる自動車用鋼板を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上述した課題に鑑み、耐衝撃特性の経時的な劣化が抑制される鋼板を得るべく研究を重ねた結果、まず、耐衝撃特性の経時的劣化の有無を評価する方法としては、高速変形において成形部材が圧壊する際の平均崩壊荷重を測定する方法が最も適していることが判明した。このため様々な金属組織（金属相）を有する鋼板の内質および表面性状を種々変化させ、プレス加工後の各鋼板に腐食促進試験を行った後、上記平均崩壊荷重を測定することにより耐衝撃特性の経時的劣化の有無を調べた。その結果、耐衝撃特性の経時的劣化は鋼板表層での錆発生により引き起こされること、そして、このような発錆に起因した耐衝撃特性の経時的劣化を抑えるためには、下記の（１）〜（３）の条件を満足する必要があることを見い出した。
【０００６】
（１）  少なくとも鋼板表層における清浄度（ｄｔ）を所定のレベル以下とすることにより、発錆の起点を極力少なくする必要がある。
（２）  鋼板表面の表面粗度（Ｒｓｋ）を所定の範囲に規制することで、プレス加工時の潤滑性を向上させ、局所的に加工が集中することを抑制することにより、鋼板表層での腐食促進を防ぐ必要がある。
（３）  また、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）の規制による作用効果を適切に得るためには、鋼板の金属相を主にフェライト相、フェライト相＋パーライト相、フェライト相＋ベイナイト相、フェライト相＋マルテンサイト相、ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相のうちのいずれかにすることが好ましい。
【０００７】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その構成は、フェライト相、フェライト相＋パーライト相、フェライト相＋ベイナイト相、フェライト相＋マルテンサイト相、ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相の中から選ばれるいずれかの金属組織を有するとともに、少なくとも鋼板表層における清浄度（ｄｔ）が０．０５％以下で、且つ鋼板表面の粗さ曲線の高さ方向における片寄り指標であるスキューネス（Ｒｓｋ）が−１．５〜＋１．０であることを特徴とする耐衝撃特性の経時的劣化が小さい自動車用鋼板である。
ここで、スキューネス（Ｒｓｋ）は粗さ曲線の振幅分布曲線分布の中心線に対する対称性を示すものであり、下式により与えられる。
【数１】
0003620183.tif 000002
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細と限定理由について説明する。
鋼板表層の清浄度（ｄｔ）と耐衝撃特性の経時的劣化との関係を調べるため、以下のような試験を行った。供試鋼板として化学成分、金属相および強度が同一で、表層の清浄度（ｄｔ）が種々異なる薄鋼板（板厚１．６ｍｍ）を作製した。これら薄鋼板の表層の清浄度（ｄｔ）は、鋼の精錬及び鋳造条件を制御することで調整し、また、圧延以降の製造条件を同じにすることで金属相および強度がほぼ同一になるようにした。各鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）は、製造工程の最終での調質圧延により−１．５〜＋１．０の範囲となるよう調整した。
【０００９】
これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を施した後、複合サイクル腐食試験（「０．５％ＮａＣｌ水溶液（３５℃）によるＳＳＴ試験を３時間→６５℃、湿度１０〜１５％雰囲気にて乾燥を６時間→５５℃、湿度９０％以上の雰囲気にて３時間」を１サイクルとし、計５０サイクル実施）を実施し、試験後の各鋼板について高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。また、同様の条件で上記プレス加工ままの鋼板についても平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いの指標となるΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求め、このΔＦａｖｅ（このΔＦａｖｅ値のマイナス値が大きい程、耐衝撃特性の経時的劣化が大きい）と鋼板表層の清浄度（ｄｔ）との関係を調べた。その結果を図１に示す。なお、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）はＪＩＳ  Ｇ  ０５５５の方法により測定された、鋼板表面から板厚方向でｔ／８（但し、ｔ：板厚）の深さまでの部分の測定値である。
【００１０】
図１によれば、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）が０．０５％以下ではΔＦａｖｅのマイナス値は低いレベルを示し、耐衝撃特性の劣化はほとんど見られないが、清浄度（ｄｔ）が０．０５％を超えるとΔＦａｖｅのマイナス値が急激に増大し、耐衝撃特性の劣化が生じている。このような表層の清浄度（ｄｔ）が０．０５％を超える鋼板の複合サイクル腐食試験後の表面を観察した結果、多数の点錆が認められ、断面検鏡では錆発生部からのクラック発生も観察された。
以上の結果から本発明では、耐衝撃特性の経時的劣化を生じさせない条件として、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）を０．０５％以下と定めた。なお、このように清浄度を規制する“鋼板表層”とは、鋼板表面から板厚方向で最大でもｔ／８（但し、ｔ：鋼板板厚）を超えない範囲の鋼板表層を対象とすることが好ましい。
【００１１】
このような鋼板表層の清浄度（ｄｔ）：０．０５％以下は、鋼の溶製後の二次精錬および鋳造時の介在物の巻込み対策を適切に行なうことにより達成できる。なお、本発明では鋼板の板厚中央部（板厚方向において上記“鋼板表層”以外の部分）の清浄度（ｄｔ）は特に規定しないが、特に厳しいプレス成形が行われる用途の鋼板については、上述した点錆の発生を抑制するという観点から、板厚中央部の清浄度（ｄｔ）についても０．０５％以下とすることが好ましい。
【００１２】
次に、鋼板のプレス加工後の錆発生とそれに伴う耐衝撃特性の経時的劣化を抑制するという観点から、鋼板表面の粗さパターンと上記耐衝撃特性の経時的劣化との関係を調べるため、以下のような試験を行った。供試鋼板として化学成分、金属相および強度が同一で、表面の粗さパターンが種々異なる薄鋼板（板厚１．６ｍｍ）を作製した。これら薄鋼板表面の粗さパターンは最終での調質圧延により調整し、また、圧延以降の他の製造条件を同じにすることで金属相および強度がほぼ同一になるようにした。また、各鋼板表層の清浄度（ｄｔ）は、鋼の精錬および鋳造条件を制御することで０．０５％以下に調整した。
【００１３】
これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を施した後、図１の試験と同様に複合サイクル腐食試験（試験条件も図１の試験と同様）を実施した鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いの指標となるΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求め、このΔＦａｖｅと鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）との関係を調べた。その結果を図２に示す。
【００１４】
図２によれば、鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）が−１．５未満および＋１．０超になるとΔＦａｖｅが急激に増加し、耐衝撃特性の著しい経時的劣化を生じている。特に、鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）が−１．５未満の場合にはプレス加工時に局部的な型のかじりが発生し、その部位で発錆が多く認められたことから、Ｒｓｋ＜−１．５において耐衝撃特性が劣化した原因は、スキューネス（Ｒｓｋ）の過度の低下によってプレス加工時に局部的な加工の集中が発生したためであると考えられる。すなわち、スキューネス（Ｒｓｋ）が低くなりすぎるとプレス加工時の潤滑油の油だまりが少なくなって摺動抵抗が増し、この結果、プレス加工時の面圧が高くなって局部的な加工の集中が生じることにより型のかじりが発生し、この部位の発錆が著しくなったものと考えられる。一方、スキューネス（Ｒｓｋ）が＋１．０超の場合にはＲｓｋ＜−１．５の場合のような型のかじりは見られないが、発錆がランダムに認められたことから、Ｒｓｋ＞＋１．０において耐衝撃特性が劣化する原因は、スキューネス（Ｒｓｋ）が高くなりすぎると粗さ曲線のパターンが凸型で局部的にとがった状態になるため、プレス加工時に上記凸型の先端部が接触する金型との面圧が高くなり、その部分で局所的な加工の集中を生じる結果、発錆しやすくなるためであると考えられる。
【００１５】
以上の結果から本発明では、耐衝撃特性の経時的劣化を生じさせない条件として、鋼板表面の粗さ曲線の高さ方向における片寄り指標であるスキューネス（Ｒｓｋ）を−１．５〜＋１．０と定めた。
このようなスキューネス（Ｒｓｋ）で規定される表面粗度は、熱間圧延、冷間圧延、調質圧延等において適切にダル加工されたロールを用いて鋼板を圧延することによって得ることができる。
また、上記した鋼板表層の清浄度（ｄｔ）を規制することによる作用効果を適切に得るためには、鋼板の金属組織が主にフェライト相、フェライト相＋パーライト相、フェライト相＋ベイナイト相、フェライト相＋マルテンサイト相、ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相のいずれかであることが好ましい。なお、これらの金属相中には、一般に鋼中に不可避的に存在する金属間化合物や非金属介在物等の相が含まれていることを妨げない。
【００１６】
また、本発明は様々な強度を有する鋼板に適用することができる。すなわち、自動車用鋼板としては上記した様々な金属組織を有する鋼板が使用されるが、所望の強度に応じて、例えば以下のような使い分がなされる。
フェライト相→２７０〜５００Ｎ／ｍｍ２
フェライト相＋パーライト相→４００〜８００Ｎ／ｍｍ２
フェライト相＋ベイナイト相→４５０〜７５０Ｎ／ｍｍ２
フェライト相＋マルテンサイト相→５００〜９００Ｎ／ｍｍ２
ベイナイト相→５００〜９００Ｎ／ｍｍ２
フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相→７００〜９００Ｎ／ｍｍ２
フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相→７００〜９００Ｎ／ｍｍ２

【００１７】
また、本発明の鋼板は、同じ強度レベルであっても要求される加工性の種類に応じて金属組織が適宜選択されることが好ましい。すなわち、鋼板に高い伸びフランジ性（バーリング性）が要求される場合には、フェライト相よりもフェライト相＋マルテンサイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相またはフェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相の方が好ましく、また上記フェライト相＋マルテンサイト相よりもフェライト相＋ベイナイト相の方がより好ましく、さらにはこのフェライト相＋ベイナイト相よりもベイナイト相の方がより好ましい。また、鋼板に高い延性（全伸び）が要求される場合には、ベイナイト相よりもフェライト相の方が好ましく、またこのフェライト相よりもフェライト相＋マルテンサイト相またはフェライト相＋ベイナイト相の方が好ましく、さらにはこのフェライト相＋ベイナイト相よりもフェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相またはフェライト相＋オーステナイト相＋ベイナイト相＋マルテンサイト相の方が好ましい。
【００１８】
また、本発明の作用効果は通常の冷延鋼板だけでなく、本発明が規定する鋼板の表面粗さが損われない限度で化成処理を施した鋼板においても得られるものであり、したがって本発明が対象とする鋼板にはこのような化成処理を施した鋼板も含まれる。
【００１９】
【実施例】
［実施例１］
化学成分が０．０９％Ｃ−０．０１％Ｓｉ−０．５０％Ｍｎ−０．１００％Ｐの４４０ＭＰａ級のフェライト＋パーライト鋼からなり、表１に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚１．６ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表１に示す。
【００２０】
表１によれば、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．３では複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．４〜Ｎｏ．６は、本発明の規定する鋼板表層の清浄度（ｄｔ）、鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）のいずれかを満足していないため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００２１】
【表１】
0003620183.tif 000003
【００２２】
［実施例２］
化学成分が０．００３％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−２．００％Ｍｎ−０．０７５％Ｐ−０．０７％Ｔｉの４４０ＭＰａ級のフェライト鋼からなり、表２に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚１．６ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表２に示す。
【００２３】
表２によれば、本発明例であるＮｏ．７では複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．８は、鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）が本発明の規定する上限を超えているため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００２４】
【表２】
0003620183.tif 000004
【００２５】
［実施例３］
化学成分が０．１０％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−１．４０％Ｍｎ−０．０１５％Ｐの５９０ＭＰａ級のフェライト＋パーライト鋼からなり、表３に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚１．６ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表３に示す。
【００２６】
表３によれば、本発明例であるＮｏ．９は複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．１０は、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）が本発明の規定する上限を超えているため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００２７】
【表３】
0003620183.tif 000005
【００２８】
［実施例４］
化学成分が０．０９％Ｃ−０．０８％Ｓｉ−１．５５％Ｍｎ−０．０１０％Ｐの５９０ＭＰａ級のフェライト＋ベイナイト鋼からなり、表４に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚３．０ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表４に示す。
【００２９】
表４によれば、本発明例であるＮｏ．１１は複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．１２は、鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）が本発明の規定する上限を超えているため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００３０】
【表４】
0003620183.tif 000006
【００３１】
［実施例５］
化学成分が０．０９％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−０．７５％Ｍｎ−０．０７０％Ｐからなる５９０ＭＰａ級のフェライト＋マルテンサイト鋼からなり、表５に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚１．６ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表５に示す。
【００３２】
表５によれば、本発明例であるＮｏ．１３は複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．１４は、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）が本発明の規定する上限を超えているため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００３３】
【表５】
0003620183.tif 000007
【００３４】
［実施例６］
化学成分が０．１０％Ｃ−１．０８％Ｓｉ−１．６４％Ｍｎ−０．０１０％Ｐの５９０ＭＰａ級のフェライト＋オーステナイト＋ベイナイト鋼からなり、表６に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚１．６ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表６に示す。
【００３５】
表６によれば、本発明例であるＮｏ．１５は複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．１６は、鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）が本発明の規定する上限を超えているため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００３６】
【表６】
0003620183.tif 000008
【００３７】
［実施例７］
化学成分が０．１５％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−２．３０％Ｍｎ−０．１００％Ｐからなる７８０ＭＰａ級のフェライト＋パーライト鋼からなり、表７に示すような表層の清浄度（ｄｔ）を有する鋼板（板厚３．０ｍｍ）を調質圧延して、同表に示す表面粗度（Ｒｓｋ）に調整した。これらの鋼板をプレス加工し、次いで電着塗装を行なった後、複合サイクル腐食試験（試験条件は図１の試験と同様）を実施し、錆の発生状況を観察した。また、図１の試験と同様に、複合サイクル腐食試験を実施した上記鋼板とプレス加工ままの鋼板について、高速変形（変形速度：１１ｍ／ｓｅｃ）により圧壊する際の平均崩壊荷重を測定した。これら平均崩壊荷重の測定値に基づき、耐衝撃特性の経時的劣化の度合いを示すΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）を求めた。その結果を表７に示す。
【００３８】
表７によれば、本発明例であるＮｏ．１７は複合サイクル腐食試験後でも発錆はみられず、したがってΔＦａｖｅも小さい値となっており、耐衝撃特性の経時的劣化が効果的に抑制されていることが判る。これに対して比較例であるＮｏ．１８は、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）が本発明の規定する上限を超えているため、複合サイクル腐食試験後に発錆し、このためΔＦａｖｅも大きくなっており、耐衝撃特性の経時的劣化が生じていることが判る。
【００３９】
【表７】
0003620183.tif 000009
【００４０】
【発明の効果】
以上述べたように本発明によれば、鋼板表層の清浄度（ｄｔ）と鋼板の表面粗度（Ｒｓｋ）を適正化することによって、耐衝撃特性の経時的劣化の小さい薄鋼板を提供することができ、これを自動車用鋼板として利用することにより、製造から長期間経過した車体についても衝突安全性の向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板表層の清浄度（ｄｔ）と鋼板の耐衝撃特性の経時的劣化の指標となるΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）との関係を示すグラフ
【図２】鋼板表面のスキューネス（Ｒｓｋ）と鋼板の耐衝撃特性の経時的劣化の指標となるΔＦａｖｅ（＝［複合サイクル腐食試験後の鋼板の平均崩壊荷重］−［プレス加工ままの鋼板の平均崩壊荷重］）との関係を示すグラフ
【図１】
0003620183.tif 000010
【図２】
0003620183.tif 000011