(57)【要約】  自動車内板用に主に用いられ、メッキ特性及び伸び特性に優れた深加工用高強度薄鋼板およびその製造方法が提供される。  この薄鋼板は重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｐ：０．１５%以下、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｓｂ：０．０２〜０．１％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、そして２０ｎｍ以下の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を７５％以上含む。本発明によると、引張強度４４０ＭＰａ以上と優れたメッキ特性及び伸び特性を有する深加工用薄鋼板を提供することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｓｂ：０．０２〜０．１％、そして残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を含み、前記析出物のうち２０ｎｍ以下の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を７５％以上含むメッキ特性及び伸び特性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項２】
前記Ｔｉ、Ａｌ及びＮが５．２≦（Ｔｉ／３．４２Ｎ）＋（Ａｌ／１．９２Ｎ）≦２１．１の関係を満たし、そして前記Ｎｂ、Ｃｒ及びＣが１．２≦（Ｎｂ／７．７５Ｃ）＋（Ｃｒ／４．３Ｃ）≦１２．１の関係を満たすメッキ特性及び伸び特性に優れた請求項１に記載の高強度薄鋼板。
【請求項３】
前記Ｍｎ、Ｃｕ及びＳが６．７≦（Ｍｎ／１．７Ｓ）＋（Ｃｕ／１．９６Ｓ）≦１４．６の関係を満たすメッキ特性及び伸び特性に優れた請求項１に記載の高強度薄鋼板。
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｓｂ：０．０２〜０．１％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを再加熱し、オーステナイト単相域である８８０℃以上で熱間仕上げ圧延を終了した後、７００℃以下で巻取し、６５％以下の圧下率で冷間圧延した後、７８０〜８３０℃の温度範囲で連続焼鈍するメッキ特性及び伸び特性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記Ｔｉ、Ａｌ及びＮが５．２≦（Ｔｉ／３．４２Ｎ）＋（Ａｌ／１．９２Ｎ）≦２１．１の関係を満たし、そして前記Ｎｂ、Ｃｒ及びＣが１．２≦（Ｎｂ／７．７５Ｃ）＋（Ｃｒ／４．３Ｃ）≦１２．１の関係を満たすメッキ特性及び伸び特性に優れた請求項４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記Ｍｎ、Ｃｕ及びＳが６．７≦（Ｍｎ／１．７Ｓ）＋（Ｃｕ／１．９６Ｓ）≦１４．６の関係を満たすメッキ特性及び伸び特性に優れた請求項４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車内板用に主に用いられている薄鋼板に関するものである。より詳細には４４０ＭＰａ以上の引張強度を確保し、優れたメッキ特性及び伸び特性を有する深加工用薄鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車内板用の鋼板に主に用いられる深加工用高強度鋼板は優れた成形性のため、その適用用途が急激に増加している。このような深加工用高強度鋼板は高い強度のみではなく、伸び特性が非常に優れて加工時成形不良の発生可能性が著しく低いためである。
【０００３】
このような特性は、最近、自動車業界における顧客の要求及び嗜好の変化に積極的に対応するため、より高い強度及び優れた成形性を有する鋼板を要求していることと密接に関わっている。しかし、自動車用鋼板の高強度化は成形性の悪化を齎すため、強度及び成形性を同時に満たすことは非常に困難で、より高次元の製造技術が必要である。
【０００４】
一方、自動車用鋼板は環境的な側面で鋼板表面にメッキを行い表面がきれいな鋼板が要求されている。しかし、鋼板の高強度化のため添加される不純物元素により表面がきれいな鋼板表面を確保することが困難であるということは既によく知られている。
【０００５】
一般的に、鋼板の強度及び成形性を向上させるためには、鋼中の不純物を最小化した高純度鋼で強度向上元素（Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素）及び加工性向上元素（Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素）を添加することにより製造することが普通である。しかし、鉄鋼材料の特性上、強度と成形性を同時に確保することが簡単でない上、強度向上のために添加する強度向上元素（Ｍｎ、Ｓｉ等）は焼鈍過程でＭｎ、Ｓｉ系酸化物がメッキ表面に溶出してメッキ鋼板の表面特性の低下を齎すため、表面がきれいなメッキ鋼板を製造することに多くの困難があった。結局、強度向上のため添加される合金元素は加工性及びメッキ特性を阻害する要素として作用することが普通である。
【０００６】
通常深加工用薄鋼板を製造するためには良好な成形性確保のため製鋼工程でＣ、Ｎのような侵入型の固溶元素の量を５０ｐｐｍ以下に低め、別途で炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ等を単独または複合添加した極低炭素ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ）鋼を用いて製造することが普通である。
【０００７】
上記のようにメッキ特性に優れた高強度及び高加工用鋼板を製造するために日本の高炉社を中心に開発された深加工用薄鋼板の製造方法に対する従来技術がある。上記ＩＦ鋼を用いた深加工用薄鋼板の製造方法に対する親特許としては現日本ＮＳＣの前身である八幡で世界最初に出願したＴｉ添加鋼を始め米国Ａｒｍｃｏ社のＮｂ添加鋼、ＮＳＣの改良Ｔｉ添加鋼、ＫＳＣのＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼等がある。上記親特許の他にも成分、組成方法及び製造条件において、その限定条件が多少相違な数多くの関連特許が全世界的に出願されていることが既によく知られている。
【０００８】
また、これらの共通点は、極低炭素鋼に加工性確保のためＴｉまたはＮｂ等の炭窒化物形成元素を０．０１〜０．０７％添加し製造することが一般的である。しかし、この場合、結晶粒界を強化させる役割をする侵入型の固溶元素が鋼中に存在しないため、2次加工脆性が発生する上、加工特性も大きく改善されないという問題点がある。
【０００９】
一方、強度向上のため添加する固溶強化元素（Ｐ、Ｍｎ、Ｓｉ等）により粒界強度はさらに弱くなるが、これを改善するための従来技術には、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５がある。上記従来技術は約５〜１０ｐｐｍ程度のＢを添加して上記の問題点を改善している。しかし、Ｍｎ、Ｓｉ及びＢの添加により焼鈍時鋼板表面にＭｎ、Ｓｉ系酸化物が溶出されることによりメッキ鋼板の特性を著しく低下させ表面がきれいなメッキ製品を製造することに多くの困難がある。
【００１０】
【特許文献１】日本公開特許公報平５−００９５８７号
【特許文献２】日本公開特許公報平５−２７９７９８号
【特許文献３】日本公開特許公報平５−２１４４８７号
【特許文献４】日本公開特許公報平６−０５７３７３号
【特許文献５】日本公開特許公報平７−１７９９４６号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、上記の従来の問題点を改善するためのもので、合金元素を適切に制御することにより、引張強度４４０ＭＰａ以上の高強度を有しながらメッキ特性及び伸び特性に優れた深加工用高強度薄鋼板及び製造方法を提供することにその目的がある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記目的を達成するための本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｓｂ：０．０２〜０．１％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、そしてＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を含み、上記析出物のうち２０ｎｍ以下の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を７５％以上含むメッキ特性及び伸び特性に優れた高強度薄鋼板に関するものである。
【００１３】
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、P：０．１５％以下、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜 ０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｓｂ：０．０２〜０．１％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを再加熱し、オーステナイト単相域である８８０℃以上で熱間仕上げ圧延を終了した後、７００℃以下で巻取し、65％以下の圧下率で冷間圧延した後、７８０〜８３０℃の温度範囲で連続焼鈍するメッキ特性及び伸び特性に優れた高強度薄鋼板の製造方法に関するものである。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によると、薄鋼板は引張強度４４０ＭＰａ以上の高強度及び優れた伸び特性を確保することができる。また、酸化物の表面溶出を抑え表面欠陥のないメッキ特性に優れた高強度薄鋼板を提供することができる効果がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１６】
本発明者は、Ｓｉ、Ｍｎの添加による表面欠陥の問題を解決するための方法を研究している中、Ｓｂを適切に添加すると酸化物が鋼板表面に濃化され粗大化されることを抑えることができることを究明した。即ち、Ｓｂを添加することにより酸化物が粒界に移動することを妨害しＳｉ、Ｍｎによる表面欠陥の発生可能性を著しく改善しＳｉ及びＭｎを添加しても優れたメッキ特性を確保することができる。
【００１７】
また、本発明はＳｏｌ．Ａｌを適切に制御することにより、比較的低い焼鈍温度でも深加工性を安定的に確保することができることに特徴がある。即ち、本発明でＳｏｌ．Ａｌは炭窒化物であるＴｉ、Ｎｂ系析出物の形成挙動に影響を与え析出物の大きさを粗大化することにより｛１１１｝系列の集合組織を発達させ通常のＩＦ鋼に比べＴｉ、Ｎｂを少量添加してもより良好な加工性を確保することができる。
【００１８】
従って、本発明は鋼板にＳｏｌ．Ａｌを適切に添加することにより深加工性を向上させ成形性に優れた鋼板を確保することができる。先ず、本発明の鋼成分の組成範囲を説明する。
【００１９】
Ｃ：０．０１％以下が好ましい。上記Ｃは侵入型の固溶元素で、冷延及び焼鈍時鋼板の集合組織の形成過程で加工性に有利な｛１１１｝集合組織の形成を阻害する。また、上記Ｃを多量に含有するようになると炭窒化物の形成元素であるＴｉ、Ｎｂの添加量を高めなくてはならず、これにより経済的に不利であるため、上記Ｃの含量は０．０１％以下に制限することが好ましい。
【００２０】
Ｓｉ：０．３％以下が好ましい。上記Ｓｉは固溶強化元素で、強度向上の側面では有利であるが、焼鈍時表面にＳｉ系酸化物が溶出しメッキ表面特性を劣化させるため、出来るだけ少なく添加することが好ましいが、本発明で目標とする強度を確保するために上記Ｓｉの含量は０．３％以下に制限することが好ましい。
【００２１】
Ｍｎ：０．０３〜０．２％が好ましい。上記Ｍｎは鋼中の固溶ＳをＭｎＳで析出し固溶Ｓによる赤熱脆性（Ｈｏｔ  Ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防ぐ元素として知られている。本発明ではＭｎとＳの含量を有機的に制御し非常に微細なＭｎＳが析出されることができるようにＭｎの含量を０．０３〜０．２％に管理することにより強度及び面内異方性を大きく改善している。その含量が０．０３％未満であると、上記の効果を確保することが困難である反面、０．２％を越えると粗大なＭｎＳ析出物が形成され耐時効性が劣悪になる可能性が高いため、上記Ｍｎの含量は０．０３〜０．２％に制限することが好ましい。
【００２２】
Ｐ：０．１５％以下が好ましい。上記ＰはＭｎと共に強度上昇のために添加する代表的な固溶強化元素で、本発明鋼であるＴｉ−Ｎｂ系成分系では強度上昇のみではなく、結晶粒の微細化及び粒界偏析等によりｒ値に有利な｛１１１｝集合組織が発達される。０．１５％を超えると伸び率の急激な下落と共に脆性が大きく増加するため、上記Ｐの含量は０．１５％に制限することが好ましい。
【００２３】
Ｓ：０．００３〜０．０１５％が好ましい。上記Ｓの含量が０．００３％未満である場合、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物量が少ない上、析出物が非常に粗大になり強度及び耐時効性を阻害する可能性が高い。一方、０．０１５％を越えると固溶Ｓの含量が多くなり延性及び成形性を大きく阻害し、赤熱脆性の恐れがあるため、上記Ｓの含量は０．００３〜０．０１５％に制限することが好ましい。
【００２４】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜０．４％が好ましい。上記Ｓｏｌ．Ａｌは鋼中の溶存酸素量を十分に低い状態で維持しながら比較的低い焼鈍温度でも深加工性を安定的に確保することができるようにする役割をする。即ち、本発明で上記Ｓｏｌ．Ａｌは（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ析出物の大きさを粗大化し、Ｐの再結晶の抑制作用を妨害する役割をすることにより再結晶を促進させる上、｛１１１｝系列の集合組織を発達させる。また、本発明で上記Ｓｏｌ．Ａｌは炭窒化物であるＴｉ、Ｎｂ系析出物の形成挙動に影響を与え析出物の大きさを粗大化することにより通常のＩＦ鋼に比べＴｉ、Ｎｂを少量添加してもより良好な加工性を確保することができる。その含量が０．１％未満である場合、上記効果を確保することができない反面、０．４％を超える場合、費用上昇及び連鋳の操業性を低下させるため、上記Ｓｏｌ．Ａｌの含量は０．１〜０．４％に制限することが好ましい。
【００２５】
Ｎ：０．０１％以下が好ましい。上記Ｎは固溶状態で存在する場合、加工性を大きく低下させ、０．０１％を超えると析出物で固定するためのＴｉ及びＮｂ添加量を増加させなければならないため、その含量を０．０１％以下に制限することが好ましい。
【００２６】
Ｔｉ：０．００３〜０．０１％が好ましい。上記Ｔｉの含量が０．００３％未満である場合、ＡｌＮで析出されず残存している窒素を効果的に析出させることができないため、加工時時効現象が発生し、加工表面が劣位する可能性高い。一方、０．０１％を超える場合、メッキ時Ｔｉ系酸化物が表層に溶出されメッキ表面特性を劣位させるため、上記Ｔｉの含量は０．００３〜０．０１％に制限することが好ましい。
【００２７】
Ｎｂ：０．００３〜０．０４％が好ましい。上記Ｎｂの含量が０．００３％未満である場合、鋼中に存在する固溶元素（Ｍｎ、Ｓｉ等）を効果的に制御することが出来ず加工性が劣位されることができる反面、０．０４％を超える場合、製造原価の上昇のみではなく未析出の固溶Ｎｂにより加工性が返って劣位されることができる。従って、上記Ｎｂの含量は０．００３〜０．０４％に制限することが好ましい。
【００２８】
Ｂ：０．０００２〜０．００２％が好ましい。上記Ｂは粒界強化元素で、点溶接部の疲労特性を向上させ、Ｐ粒界脆性を防ぐことができる有用な元素である。その含量が０．０００２％未満である場合、上記の効果を確保することが困難である反面、０．００２％を超えると加工性が急激に低下しメッキ鋼板の表面特性が劣化するため、上記Ｂの含量は０．０００２〜０．００２％に制限することが好ましい。
【００２９】
Ｍｏ：０．０５％以下が好ましい。上記Ｍｏは、耐２次加工脆性及びメッキ性を改善する元素で、その含量が０．０５％を超える場合、上記の効果が大きく減少する上、経済的にも不利であるため、上記Ｍｏの含量は０．０５％以下に制限することが好ましい。
【００３０】
Ｃｕ：０．００５〜０．２％が好ましい。上記Ｃｕは鋼板の強度を増加させ、その含量が０．００５％未満である場合、本発明で目標とする強度を確保することが困難である反面、０．２％を超える場合、返ってＣｕ系析出物が粗大化され強度向上の側面でそれ程有利ではなく、製造原価も増加する。従って、上記Ｃｕの含量は０．００５〜０．２％に制限することが好ましい。
【００３１】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％が好ましい。上記Ｃｒは焼鈍時Ｃｒ系炭化物（ＣｒＣ）を形成し鋼中に存在する固溶Ｃを析出させることにより伸び特性を向上させる要素として作用する。この含量が０．０５％未満である場合、十分なＣｒＣを析出することができず加工性が劣位する反面、０．５％を超えると経済的な側面で不利であるため、上記Ｃｒの含量は０．０５〜０．５％に制限することが好ましい。
【００３２】
Ｓｂ：０．０２〜０．１％が好ましい。上記Ｓｂは本発明で非常に重要な成分で、優れたメッキ特性を確保するために添加する必要な成分である。上記Ｓｂは焼鈍時Ｓｉ、Ｍｎ酸化物が鋼板表面に溶出されることを妨害することによりメッキ特性を向上させる。
【００３３】
即ち、熱間圧延後、上記Ｓｂは主に結晶粒界に偏析し結晶粒界を通じＭｎ、Ｓｉ酸化物の移動通路を遮断し表面欠陥を低下させることにより優れたメッキ特性を確保する。その含量が０．０２％未満である場合、Ｍｎ、Ｓｉ酸化物の通路抑制効果が殆どない反面、０．１％を超える場合、過剰のＳｂが固溶状態に存在し鋼の伸び特性を阻害するため、上記Ｓｂの含量は０．０２〜０．１％に制限することが好ましい。
【００３４】
本発明の鋼板は、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を含み、上記析出物のうち２０ｎｍ以下の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を７５％以上含む。析出物の大きさが２０ｎｍを超える場合、強度確保に大きく寄与できず、析出物の量が７５％未満である場合も本発明で目標とする強度を確保することができない。従って、２０ｎｍ以下の大きさを有する上記析出物を７５％以上に制限することが好ましい。
【００３５】
上記のように組成される鋼にさらに上記Ｔｉ、Ａｌ及びＮが５．２≦（Ｔｉ／３．４２Ｎ）＋（Ａｌ／１．９２Ｎ）≦２１．１の関係及び上記Ｎｂ、Ｃｒ及びＣが１．２≦（Ｎｂ／７．７５Ｃ）＋（Ｃｒ／４．３Ｃ）≦１２．１の関係を満たし、上記Ｍｎ、Ｃｕ及びＳが６．７≦（Ｍｎ／１．７Ｓ）＋（Ｃｕ／１．９６Ｓ）≦１４．６の関係を満たすことができる。
【００３６】
即ち、本発明では、優れた耐時効性、絞り性、伸び率及びメッキ特性を確保するために、上記Ｔｉ、Ｎｂの関係式を提示しているが、以下で本発明の関係式について説明する。
【００３７】
上記Ｔｉ、Ａｌ及びＮが５．２≦（Ｔｉ／３．４２Ｎ）＋（Ａｌ／１．９２Ｎ）≦２１．１の関係を満たすことが好ましい。
【００３８】
鋼中に添加されるＮは、通常ＴｉＮ及びＡｌＮで析出され鋼の加工性を向上させる。従って、Ｔｉ及びＡｌの含量が十分でないと固溶Ｎによる時効現象が発生する上、絞り性が低下される可能性が高い。しかし、鋼中の固溶Ｔｉが一定量以上に多い場合は、加工時ストレッチング性が落ちメッキ特性も低下される可能性が高い。即ち、上記の関係式が５．２未満である場合、時効現象が発生される可能性が高く絞り性の低下を齎す反面、２１．１を超える場合ストレッチング性が落ちメッキ特性が低下するため、上記関係式は５．２〜２１．１に制限することが好ましい。
【００３９】
上記Ｎｂ、Ｃｒ及びＣが１．２≦（Ｎｂ／７．７５Ｃ）＋（Ｃｒ／４．３Ｃ）≦１２．１の関係を満たすことが好ましい。
【００４０】
上記関係式は深加工性及びストレッチング性を安定的に確保するための経験式で、その値が１．２未満である場合、鋼中のＣの掃気（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）が不完全で絞り性が低下する反面、１２．１を超える場合、鋼中の固溶Ｎｂ及びＣｒ含量が増加し製造原価の上昇のみではなくストレッチング性が大きく低下するため、上記関係式は１．２〜１２．１に制限することが好ましい。
【００４１】
また、本発明ではＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物の大きさを制御するために、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの関係式を提示しているが、以下で本発明の関係式に対して説明する。
【００４２】
上記Ｍｎ、Ｃｕ及びＳが６．７≦（Ｍｎ／１．７Ｓ）＋（Ｃｕ／１．９６Ｓ）≦１４．６の関係を満たすことが好ましい。
【００４３】
上記関係式を満たす本発明の鋼板は２０ｎｍ以下の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ析出物を７５％以上含有するようになり本発明で目標とする強度を確保することができる。上記関係式の値が６．７未満である場合、析出効果が殆どなく本発明で目標とする強度を確保することが困難である反面、１４．６を超える場合、粗大な析出物が多量に形成され強度向上を阻害するため、上記関係式は６．７〜１４．６に制限することが好ましい。
【００４４】
以下、上記のように組成される鋼を有する薄鋼板の製造方法に対して詳細に説明する。
【００４５】
先ず、上記のように組成される鋼スラブを再加熱した後、オーステナイト単相域である８８０℃以上で熱間仕上げ圧延を終了する。
【００４６】
熱間仕上げ圧延温度が８８０℃未満である場合、オーステナイト単相域ではない２相域である可能性が高いため、上記熱間仕上げ圧延温度は８８０℃以上に制限することが好ましい。
【００４７】
以後、７００℃以下で巻取し、６５％以下の冷間圧下率で冷間圧延する。上記巻取温度が７００℃を超える場合、析出物が非常に粗大化され強度向上に殆ど寄与しないため、上記巻取温度は７００℃以下に制限することが好ましい。
【００４８】
また、上記の圧下率で冷間圧延を行うと加工性の評価指数であるｒ値を増加させることができる反面、６５％を超える場合、現場作業時ロール（Ｒｏｌｌ）の負荷が高くて作業トラブルがよく発生するため、上記冷間圧下率は６５％以下に制限することが好ましい。
【００４９】
次いで、上記冷延鋼板を７８０〜８３０℃温度範囲で連続焼鈍する。上記焼鈍温度が７８０℃未満である場合、伸び特性が低下される可能性が高く、８３０℃を超える場合は高温焼鈍により操業上ストリップの通板性等の問題が発生する危険性が非常に高い上、Ｓｉ、Ｍｎ酸化物の表面溶出の可能性が高くなりメッキ特性を劣位させるため、上記焼鈍温度は７８０〜８３０℃に制限することが好ましい。
【００５０】
また、連続焼鈍した本発明の鋼を通常の方法で合金化処理することができる。
【００５１】
以下、実施例を通じ本発明をより詳細に説明する。
【００５２】
［実施例］
下記表１のように組成される鋼スラブを１２００℃で再加熱しＡｒ３変態点以上である９１０℃で仕上げ熱間圧延した。次いで、下記表２のような製造条件で巻取後に冷間圧延し、下記表２の連続焼鈍温度で１０℃／秒の速度で均熱温度まで加熱し４０秒間維持した。
【００５３】
得られた焼鈍板は、機械的特性を調べるため、ＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ  Ｅ−８  ｓｔａｎ−ｄａｒｄ）による標準試片で加工した。試片は引張試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ社、Ｍｏｄｅｌ  ６０２５）を利用して降伏強度、引張強度、伸び率、塑性異方性指数（ｒｍ値）、面内異方性指数（△ｒ値）を測定した。
【００５４】
ここで、ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４、△ｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２である。耐２次加工脆性（ＤＢＴＴ）の評価は、加工比１．９の条件で成形したコップを横にして錘を落下させ延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ、Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を測定する方式で評価した。
【００５５】
また、メッキ特性は剥離幅（ｍｍ）を測定してパウダリングの等級により評価した。
【００５６】
表２は本発明鋼と比較鋼の機械的性質、耐２次加工脆性及びメッキ特性を示したものである。
【００５７】
【表１】
2009518540.tif 000002
2009518540.tif 000003
上記表１及び２で示したように、本発明の成分範囲を満たす発明鋼（１〜５）を利用して本発明の製造方法により製造された発明材（１〜９）の場合、７５％以上の２０ｎｍ以下の微細析出物を形成して引張強度４４０ＭＰａ以上の高強度を確保し、伸び率３４％以上、塑性異方性指数（ｒ値）１．８８以上等比較鋼対比伸び特性が２〜３％向上された。また、−４０℃以下の耐２次加工脆性を確保し、剥離幅も４〜５ｍｍで比較鋼対比優れたメッキ特性を確保した。
【００５８】
しかし、本発明の成分範囲を満たさない比較鋼（１、２）を利用して製造された比較材（１０〜１３）の場合、固溶強化元素であるＳｉ、Ｍｎを多量に添加して本発明で目標とする引張強度は確保したが、本発明の成分範囲を満たさず劣位な伸び特性を示した。また、比較鋼はＳｂ未添加鋼で、比較材（１０〜１３）は多量添加されたＳｉとＭｎから劣位なメッキ特性を示した。
【国際調査報告】
2009518540.tif 000004
2009518540.tif 000005