(57)【要約】本発明は、自動車外板パネル用素材などに用いられる鋼板及びその製造方法に関するものであって、より詳細には、焼付硬化性、耐食性及び耐時効性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．２５以下％（０％を除く）；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．５％；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、ニッケル（Ｎｉ）：０．３％以下（０％を除く）、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、下記関係式１を満たし、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残部フェライトを含む、焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板。
［関係式１］
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
【請求項２】
前記鋼板の表面に形成された溶融亜鉛系めっき層をさらに含む、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板。
【請求項３】
前記溶融亜鉛系めっき層が合金化溶融亜鉛系めっき層である、請求項２に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板。
【請求項４】
前記冷延鋼板は、２１０〜２７０ＭＰａの降伏強度及び０．６以下の降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を有する、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板。
【請求項５】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．２５％以下（０％を除く）；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．５％；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、ニッケル（Ｎｉ）：０．３％以下（０％を除く）、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを再加熱する段階と、
［関係式１］
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
前記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却された熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、
前記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、を含む、焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記冷間圧延時の圧下率が４０〜８０％である、請求項５に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記冷間圧延は５つ又は６つのスタンドで構成される圧延機を用いて行うことができ、最初のスタンド圧下率は２５〜３７％に設定される、請求項５に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する段階と、
前記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、
前記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階とをさらに含む、請求項５に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項９】
最終冷却段階の前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項８に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記合金化熱処理が５００〜５４０℃の温度範囲で行われる、請求項８に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記溶融亜鉛系めっき鋼板または前記合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延する段階をさらに含む、請求項９に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記調質圧延時の圧下率が０．３〜１．６％である、請求項１１に記載の焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車外板パネル用素材などに用いられる鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、焼付硬化性、耐食性及び耐時効性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の衝撃安定性の規制及び燃費効率が強調されるにつれて、自動車車体の軽量化と共に高強度化を同時に満足させるために高張力鋼が積極的に用いられており、このような傾向に伴って自動車外板にも高強度鋼の適用が拡大している実情である。
【０００３】
現在では、多くの３４０ＭＰａ級焼付硬化鋼が自動車外板に適用されているが、一部では４９０ＭＰａ級鋼板も自動車外板に適用されており、今後は５９０ＭＰａ級鋼板に適用が拡大する見込みである。
【０００４】
このように強度が増加した鋼板を外板に適用する場合、軽量化及び耐デント性は向上するが、強度が増加するにつれて加工時に成形性が劣位となるという欠点がある。したがって、最近の顧客社では、外板に高強度鋼を適用しながら不十分な加工性を補うために、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が低く、且つ延性に優れた鋼板を求めている。
【０００５】
さらに、自動車外板パネル用素材に適用するためには、一定レベル以上の焼付硬化性を有することが求められる。焼付硬化現象とは、プレス工程中に生成された転位に、塗装焼付時に活性化した固溶炭素及び窒素が固着することで降伏強度が増加する現象であって、焼付硬化性に優れた鋼は、塗装焼付前の成形が容易であり、最終製品において耐デント性が向上するという特性を有する。したがって、自動車外板パネル用素材としては非常に理想的である。また、自動車外板パネル用素材に適用するためには、一定期間以上の時効（Ａｇｉｎｇ）に対して保証できるように、一定レベルの耐時効性を有することが求められる。
【０００６】
高張力鋼板において加工性を向上させた従来技術として、特許文献１乃至３などが公知されているが、特許文献１には、マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板が開示されており、加工性を向上させるために、組織内に粒径１〜１００ｎｍの微細なＣｕ析出物を分散させた高張力鋼板の製造方法が開示されている。ところが、この技術は、微細なＣｕ粒子を析出させるために２〜５％の過量のＣｕを添加する必要があり、これはＣｕから起因する赤熱脆性が発生する可能性があり、製造コストが過度に上昇するという問題がある。
【０００７】
特許文献２には、主相であるフェライトと２相である残留オーステナイト、及び低温変態相であるベイナイトとマルテンサイトとを含む複合組織鋼板と、上記鋼板の延性と伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。ところが、この技術は、残留オーステナイト相を確保するために多量のＳｉとＡｌを添加するため、めっき品質を確保し難く、製鋼及び連鋳時に表面品質を確保し難いという問題を有している。また、変態誘起塑性により初期ＹＳ値が高く、降伏比が高いという欠点がある。
【０００８】
特許文献３には、加工性の良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供するための技術であって、微細組織として軟質フェライトと硬質マルテンサイトとを複合で含む鋼板と、その伸び及びｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ  ｖａｌｕｅ）を改善するための製造方法が開示されている。ところが、この技術は、多量のＳｉを添加するため、優れためっき品質を確保し難く、さらに、多量のＴｉとＭｏの添加により製造コストが上昇するという問題が発生する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開第２００５−２６４１７６号公報
【特許文献２】特開第２００４−２９２８９１号公報
【特許文献３】韓国公開特許第１０−２００２−００７３５６４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の好ましい一側面は、焼付硬化性、耐食性及び耐時効性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の好ましい一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．２５以下％（０％を除く）；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．５％；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、ニッケル（Ｎｉ）：０．３％以下（０％を除く）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を除く）及びＢ：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、下記関係式１を満たし、微細組織として、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残部フェライトを含む、焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板を提供する。
【００１２】
［関係式１］
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
【００１３】
本発明の好ましい他の一側面によると、上記鋼板は表面に形成された溶融亜鉛系めっき層をさらに含むことができる。
【００１４】
本発明のさらに好ましい他の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．２５％以下（０％を除く）；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．５％；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、ニッケル（Ｎｉ）：０．３％以下（０％を除く）、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、を含む、焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法を提供する。
【００１５】
［関係式１］
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
【００１６】
本発明のさらに好ましい他の一側面は、上記１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する段階と、上記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、をさらに含むことができる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の様々な効果の一つとして、本発明の好ましい側面による冷延鋼板及び溶融亜鉛系めっき鋼板は、焼付硬化性、耐食性及び耐時効性に優れており、自動車外板パネル用素材などに好ましく適用できる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明は、自動車外板パネル用素材として適合するように、強度及び延性を同時に確保することで成形性に優れると共に、焼付硬化性、耐食性及び耐時効性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛系めっき鋼板を提供するために鋭意研究と実験を行い、その結果に基づいてなされたものである。
【００１９】
本発明では、鋼板の組成範囲と微細組織を適切に制御することで、既存の鋼板の材質物性と同等以上の材質物性を確保しながらも、より耐食性に優れた鋼板を提供する。
【００２０】
本発明では、マルテンサイトとフェライトの結晶粒界の界面にＳｂ偏析を誘導して、焼鈍中にＭｎ、Ｃｒなどの表面溶出を抑制することで、めっき密着性及び耐食性をより向上させた鋼板を提供する。
【００２１】
本発明では、硬化能向上元素であるＭｎとＣｒの相対的な割合の最適化によって、より優れた耐食性を確保すると共に、Ｓｂの適切な添加により優れた焼付硬化性及びめっき密着性だけでなく、耐食性を有する鋼板を提供する。
【００２２】
本発明では、鋼板の組成範囲と製造条件を適切に制御することで、優れた耐食性と共に、強度、延性及び成形性に優れるだけでなく、めっき密着性、焼付硬化性及び耐時効性に優れた鋼板を提供する。
【００２３】
以下、本発明の好ましい一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板について説明する。
【００２４】
本発明の好ましい一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．２５％以下（０％を除く）；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．５％；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、ニッケル（Ｎｉ）：０．３％以下（０％を除く）、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、下記関係式１を満たし、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残部フェライトを含む。
【００２５】
[関係式１]
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
【００２６】
以下、鋼板の合金成分及び好ましい含量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含量は、特に言及しない限り、いずれも重量基準であることを事前に明らかにしておく。
【００２７】
C：０．００５〜０．０８％
炭素（Ｃ）は、本発明で目的とする複合組織を確保するために添加する必須元素であって、一般的には、炭素の含量が増加するほどマルテンサイトの形成が容易であるため、複合組織鋼の製造に有利であるが、意図する強度及び降伏比（降伏強度／引張強度）を確保するためには、適正含量に管理することが求められる。もし、炭素含量が０．００５％未満の場合、本発明で目標とする強度の確保が困難となる恐れがあり、適正レベルのマルテンサイトの形成が困難であり得る。一方、その含量が０．０８％を超える場合、焼鈍後の冷却時に粒界ベイナイトの形成が促進されて鋼の降伏比が高くなり、自動車部品などへの加工時に屈曲及び表面欠陥が発生しやすくなるという欠点がある。したがって、本発明では、炭素の含量を０．００５〜０．０８％に設定し、より好ましくは、０．００７〜０．０６％に設定する。
【００２８】
Ｍｎ：１．２５％以下（０％を除く）
マンガン（Ｍｎ）は、複合組織鋼において硬化能を向上させる元素であって、特にマルテンサイトを形成させるにあたり、重要な役割を果たす元素である。しかし、マンガン含量が増加する場合、焼鈍時にＭｎ酸化物が鋼板の表層に溶出してめっき密着性を低下させるだけでなく、部品成形後の溶接時に溶接性を低下させる。特に、素地鉄とめっき層の密着性の低下による耐食性の劣位により、自動車用鋼材への適用が困難となり得る。本発明らは、極低炭素鋼を用いて微細なマルテンサイトを形成するためのＭｎ、Ｃｒ及びＢなどの硬化能元素に対する様々な実験により、硬化元素としてＣｒを用いて鋼を製造する際、微細なマルテンサイトの形成による常温耐時効性の保証が可能な焼付硬化鋼を製造するだけでなく、耐食性にも非常に優れていることを確認し、本発明に至った。
【００２９】
もし、マンガン含量が１．２５％を超えて微細なマルテンサイトを形成させると、相対的にＣｒ含量が少なくなり、要求される材質特性は確保するものの、耐食性は劣位となるため、本発明の目的とは異なる結果が導出された。そのため、マンガン含量を１．２５％未満に設定して鋼を製造する際に耐食性が向上することを確認し、特にその下限値は定義していない（０％を除く）。したがって、本発明では、マンガンの含量を１．２５％以下に制御し、より好ましくは、０．５〜１．０％に制御する。
【００３０】
Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、成形性を大きく阻害することなく強度を確保するのに最も有利な元素であるが、過剰に添加される場合、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加して熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が大きく増加し、めっき表面特性を阻害し得る。したがって、本発明では、リン含量を０．０３％以下に制御する。
【００３１】
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、鋼中の硫黄は、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるため、その含量を０．０１％以下に管理する。
【００３２】
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが重要である。しかし、そのためには、鋼の精錬コストが急激に上昇するという問題があるため、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に管理する。
【００３３】
Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％
酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、粒度の微細化と脱酸のために添加される元素であって、その含量が０．０１％未満の場合、通常の安定した状態でアルミニウムキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を製造することができない。一方、その含量が０．０６％を超える場合、結晶粒の微細化効果により、強度上昇には有利であるが、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて、めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高まる上、製造コストの急激な上昇を招くという問題がある。したがって、本発明では、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）の含量を０．０１〜０．０６％に制御する。
【００３４】
Ｃｒ：１．０〜２．５％
クロム（Ｃｒ）は、マンガンと類似の特性を有する成分であって、鋼の硬化能向上と共に鋼の強度を向上させるために添加される元素である。また、クロムはマルテンサイトの形成に寄与し、熱間圧延中にＣｒ２３Ｃ６のような粗大なＣｒ系炭化物を形成して鋼中に固溶炭素量を適正レベル以下に析出させることで、降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）の発生を抑制し、降伏比が低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。また、クロムは強度上昇に対する延性低下を最小化して、高延性を有する高強度複合組織鋼の製造にも有利な元素である。但し、その含量が１．０％未満の場合、要求されるマルテンサイト組織が形成できず、２．５％を超える場合は、過度なマルテンサイト分率により強度の増加及び伸びの低下をもたらすため、本発明ではクロム含量を１．０〜２．５％に制御する。より好ましくは１．３〜１．８％である。
【００３５】
Ｓｂ：０．１％以下（０％を除く）
アンチモン（Ｓｂ）は、本発明において重要な役割を果たす元素である。本発明では、炭素をできるだけ低くし、好ましくは０．００５％〜０．０４％とし、Ｍｎ及びＣｒなどの硬化能元素を用いて微細なＭ（マルテンサイト）相を鋼中に分布させることで、耐時効性に優れた焼付硬化鋼を製造することができる。
【００３６】
しかし、上記Ｍｎ及びＣｒは、焼鈍中にＭｎ、Ｃｒ系酸化物が表層に溶出して、めっき時に密着性を低下させ、めっき剥離という問題を引き起こす可能性がある。そこで、Ｓｂを微量添加して、Ｍ（マルテンサイト）相の結晶粒界に優先的に偏析するようにし、Ｍｎ及びＣｒなどが粒界に沿って移動することを防止して最終的にめっきの表面品質を向上させる。Ｓｂが微量添加されても十分な効果が得られるため、０％を除き、特に下限を設定せず、その含量が０．１％を超える場合は、過剰なＳｂが存在することにより、合金コストの上昇及び熱延における表面クラック発生の可能性が高いため、その含量の上限を０．１％に制限する。より好ましくは０．００５〜０．０４％に限定することが有利である。
【００３７】
Ｎｉ：０．３％以下（０％を除く）、Ｓｉ：０．３以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．２以下（０％を除く）及びＢ：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上
【００３８】
Ｎｉ：０．３％以下（０％を除く）
ニッケル（Ｎｉ）は、クロムと共に普遍的に用いられる合金元素であり、鋼の組織を微細化させ、オーステナイトとフェライトによく固溶するため、基地の強化に利用される。クロムやモリブデンと共存すると、優れた硬化能を示すこともあり、耐食性の向上に有用な元素である。その含量が０．３％を超える場合、耐食性には有利であるが、製造コスト上昇の負担があり、溶接特性にも良くない影響を及ぼすため、その上限は０．３％以下に制限する。本発明において、Ｎｉ効果は、微量添加してもＣｒとの相互作用により耐食性の向上に寄与することから有利であるため、特に下限値は限定せず、経済的な面を考慮して、その添加量を０．３％以下（０%を除く）とし、より好ましくは０．０３〜０．１％が好ましい。
【００３９】
Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化により鋼板の強度上昇に寄与するが、本発明では、意図的に添加しない。シリコンを添加しなくても物性確保の面で大きな支障はない。但し、製造上不可避に添加される量を考慮して０％は除く。一方、シリコン含量が０．３％を超える場合、めっき表面特性が劣位となるという問題があるため、本発明ではシリコン含量を０．３％以下に制御する。
【００４０】
Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトがパーライトに変態することを遅延させると共に、フェライト微細化及び鋼の強度を向上させるために添加される元素である。また、モリブデンは、鋼の硬化能向上にも寄与する。但し、モリブデンの含量が０．２％を超える場合、製造コストの急激な上昇を招いて経済性が低下するだけでなく、鋼の延性も低下するという問題があるため、本発明ではモリブデンの含量を０．２％以下に制御する。一方、その下限値は、微量添加時にも効果が高いため、特に限定しない。但し、より好ましくは０．００５〜０．１％に設定する。
【００４１】
Ｂ：０．００３％以下（０％を除く）
ボロン（Ｂ）は、鋼中のリンによる耐２次加工脆性を防止するために添加される元素であるが、ボロンを添加しなくても物性確保の面で大きな支障はない。一方、ボロンの含量が０．００３％を超えると、鋼の延性低下を招くことがあるため、本発明では、ボロンの含量を０．００３％以下に制御する。
【００４２】
その他に、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含む。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野における通常の知識を有する者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書では特に言及しない。また、上記組成の他に有効な成分の添加が排除されるものではない。
【００４３】
上記Ｍｎ、Ｃｒ及びＳｂは、下記関係式１を満たす。
[関係式１]
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
【００４４】
上記関係式１は、様々な条件において、鋼の成分による硬化能を実験実績として確認し、導出された関係式によってＭｎ含量をできるだけ低くすると共に、Ｃｒ含量を増加させて最適な設計範囲を導出した。同一の炭素含量を基準として鋼中に含まれたＭｎ含量に対して同等レベルの機械的物性を確保しながら耐食性を向上させることができる成分の組み合わせがＭｎ含量の１．５倍水準のＣｒを添加する場合、要求される物性が確保できることを確認した。特に、Ｓｂを添加して鋼中のＭｎを焼鈍する際に、表面への溶出を最大限抑制させながら、めっき密着性及び耐食性を向上させることができる。
【００４５】
上記関係式１において、１．３未満の場合は、要求されるマルテンサイトを形成することができないため、降伏比が増加し、常温耐時効性が劣位となるという問題がある。２．７を超える場合は、過剰な成分添加による製造コストの上昇だけでなく、降伏強度が上昇して部品の成形時に加工クラック発生の可能性が高くなるため、その範囲を１．３〜２．７に限定することが好ましく、より好ましくは１．８〜２．５である。
【００４６】
本発明の好ましい一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた冷延鋼板は、その微細組織として、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残部フェライトを含む。
【００４７】
もし、マルテンサイトの面積率が１％未満の場合、複合組織の形成が困難であるため、低降伏比の鋼板を得ることが困難である。特に、マルテンサイト（Ｍ）含量が１％未満の場合、鋼中に含有されたＣがマルテンサイト相に十分に凝集できず、フェライト相に残存するため、常温での耐時効性の確保が困難であると共に、焼付硬化性も低下し得る。一方、５％を超える場合、強度の過度な上昇により、目的とする可能性を確保することが困難となり得る。一例によると、鋼板内のマルテンサイト含量が１％未満で存在するとき、鋼中に含有された固溶炭素がマルテンサイト内よりはフェライトに優先的に存在し、常温での耐時効性の確保が困難であり得る。これは、フェライト相に存在する固溶Ｃが容易に移動可能であり、転位と固着して時効性の劣位を招くため、常温耐時効性が減少するという実験結果から得られたものである。５％を超える場合、追加的に更なる合金を添加しなければならず、降伏強度が上昇し過ぎて加工時にクラック発生が増加するため、その上限を５％に制限する。
【００４８】
したがって、マルテンサイトの面積率は、１〜５面積％であることが好ましく、１．５〜３％であることがより好ましい。
【００４９】
上記鋼板は、２１０〜２７０ＭＰａの降伏強度及び０．６以下の降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を有することができる。
【００５０】
本発明の好ましい他の一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板は、上記の鋼板と該鋼板の表面に形成された溶融亜鉛系めっき層とを含む。
【００５１】
本発明では、溶融亜鉛系めっき層の組成については特に限定せず、純粋亜鉛めっき層であるか、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき層であってもよい。また、上記溶融亜鉛系めっき層は、合金化溶融亜鉛系めっき層であってもよい。
【００５２】
上記溶融亜鉛系めっき層を含むめっき鋼板は、溶融亜鉛系めっき鋼板であり、上記めっき鋼板は、２１０〜２７０ＭＰａの降伏強度及び０．６以下の降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を有することができる。
【００５３】
以上のように説明した本発明の鋼板は、様々な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造されることができる。
【００５４】
以下、本発明のさらに好ましい他の一側面である焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００５５】
本発明のさらに好ましい他の一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた鋼板の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．２５％以下（０％を除く）；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．５％；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、ニッケル（Ｎｉ）：０．３％以下（０％を除く）、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、下記関係式１を満たすスラブを再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、を含む。
【００５６】
[関係式１]
１．３≦Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）≦２．７
（ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｂのそれぞれは、当該元素の含量（重量％）を意味する。）
【００５７】
（スラブの再加熱段階）
まず、前述の成分系を有するスラブを再加熱する。スラブの再加熱温度は、１１８０〜１３５０℃に設定することが好ましい。
【００５８】
本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行って、目標とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。この際、上記加熱温度が１１８０℃未満であると、Ｍｎ、Ｃｒなどの酸化物が十分に再溶解されず、熱間圧延以降の材質偏差の発生及び表面欠陥の原因となるため、上記再加熱温度は１１８０℃以上が好ましい。１３５０℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒の異常粒の成長により強度が低下するため、１１８０〜１３５０℃に制限することが好ましい。
【００５９】
（熱延鋼板を得る段階）
上記のように再加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る。この際、熱間仕上げ圧延温度はＡｒ３温度以上である。
【００６０】
上記熱間圧延が１１５０℃より高い温度で開始されると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒の大きさが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が劣位となる。また、熱間圧延を８５０℃より低い温度で終了すると、過度な再結晶の遅延により伸びられた結晶粒の発達及び高降伏比が得られ、冷間圧延性が劣位となり、せん断加工性も悪くなる。
【００６１】
（熱延鋼板の冷却及び巻取段階）
上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却し、５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る。
【００６２】
この際、熱延鋼板を５５０℃未満の温度に冷却して巻き取ると、鋼中のベイナイト相とマルテンサイト相が形成されて鋼の材質が劣位となり、７５０℃より高い温度に冷却して巻き取ると、粗大なフェライト結晶粒が形成され、粗大な炭化物と窒化物が形成されやすくなって鋼の材質が劣位となる。
【００６３】
また、冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満であると、粗大なフェライト結晶粒が形成されて微細組織が不均一となり、平均冷却速度が７０℃／ｓｅｃを超えると、ベイナイト相が形成されやすくなり、板の厚さ方向への微細組織も不均一となって鋼のせん断加工性が低下し得る。
【００６４】
（冷延鋼板を得る段階）
上記のように、冷却及び巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。冷間圧延時、冷間圧下率は４０〜８０％であってもよい。もし、冷間圧下率が４０％未満の場合、目標とする厚さを確保することが困難であり得ると共に、鋼板の形状矯正が困難であり得る。一方、冷間圧下率が８０％を超える場合、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生することがあり、冷間圧延の負荷をもたらし得る。
【００６５】
上記冷間圧延は、例えば、５つ又は６つのスタンドで構成される圧延機を用いて行うことができ、この際、最初のスタンド圧下率は２５〜３７％に設定されることができる。
【００６６】
最初のスタンド圧下率が２５％未満の場合、低い圧下率により熱延鋼板の形状制御に限界があるだけでなく、焼鈍後の冷却時にマルテンサイトの核生成サイトの不均一により組織内の均一なマルテンサイトが形成できないことがあり、３７％を超える場合は、初期のスタンド圧下率の増加による設備負荷をもたらし得るため、冷間圧延機の初期のスタンド圧下率を２５〜３７％に制限することができる。初期のスタンド圧下率は３０〜３５％に設定することがより好ましい。
【００６７】
（冷延鋼板の連続焼鈍段階）
上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する。
【００６８】
本工程は、再結晶と同時にフェライト及びオーステナイトを形成し、炭素を分配するために行われる。
【００６９】
本発明では、鋼中に微細なマルテンサイトを１〜５面積％の範囲に管理して常温で耐時効性を確保し、焼付温度（通常１７０℃２０分）で３５ＭＰａ以上の焼付硬化性を得る鋼板を製造するために、焼鈍温度をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の条件下で炉内雰囲気中の水素濃度の範囲を３〜３０％に限定して製造する。上記焼鈍温度がＡｃ１＋２０℃未満の場合、低い２相域（フェライト＋オーステナイト）の温度でオーステナイト分率が十分でなく、最終焼鈍後の冷却時に微細なマルテンサイトが十分に形成されないため、本発明で要求される焼付硬化性を得ることができず、Ａｃ３−２０℃を超える場合、２相域焼鈍時にオーステナイト分率が高すぎて、焼鈍冷却後、マルテンサイトの大きさが粗大となり、その分率が５％を超えて強度が急激に上昇し、部品の成形時に加工クラック発生の可能性が高くなるため、上記焼鈍温度はＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃に限定することが好ましい。
【００７０】
上記Ａｃ１及びＡｃ３は、例えば、それぞれ下記式（２）のように求められる。
［関係式２］
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｗ］及び［Ｍｏ］のそれぞれは、当該元素の重量％を意味する。）
【００７１】
一方、上記水素濃度が３体積％未満の場合には、鋼中に含有されたＳｉ、Ｍｎ、Ｂのような酸素親和力が高い元素の表面濃化物の発生が容易であり、デントとめっき欠陥を誘発する。一方、３０体積％を超える場合、上記元素の欠陥抑制効果が限界に達するだけでなく、製造コストの面で不利であるため、水素濃度は３〜３０体積％に設定することが好ましい。
【００７２】
（連続焼鈍された冷延鋼板の１次冷却段階）
上記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する。
【００７３】
本発明では、１次冷却終了温度を高く制御するか、又は１次冷却速度を遅く制御するにつれて、フェライトの均一化及び粗大化の傾向が強まって鋼の延性を確保するのに有利である。
【００７４】
また、本発明では、１次冷却時に炭素がオーステナイトに拡散するのに十分な時間を与えることを主な特徴としているが、これは、本発明において非常に重要な意味を有する。より詳細に説明すると、２相域における炭素は、炭素濃化度が高いオーステナイトに拡散移動するようになるが、その温度が高いほど、また、その時間が長いほど、拡散の程度が増加する。もし、１次冷却終了温度が６３０℃未満の場合、低すぎる温度によりパーライト若しくはベイナイトが形成され得るため降伏比が増加し、加工時にクラックが発生する可能性が高くなる。一方、１次冷却終了温度が６７０℃を超える場合、冷却時にフェライトが多量形成され、マルテンサイトを形成するためのオーステナイト含量が少なく、最終マルテンサイト含量である１〜５％を効果的に制御することが難しい。
【００７５】
また、１次冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満の場合、生産性の面で不利であり、フェライト分率が増加してマルテンサイトを形成するためのオーステナイト含量が不足するようになる。一方、１０℃／ｓｅｃを超えると、ベイナイトが形成され、降伏強度を増加させて材質の劣位を伴う。本発明では、微細なマルテンサイトの他に、ベイナイト若しくはパーライトの形成を最大限抑制させることが好ましい。
【００７６】
以下、本発明のさらに好ましい他の一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００７７】
本発明のさらに好ましい他の一側面による焼付硬化性及び耐食性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法は、上記の冷延鋼板の製造方法に加えて、上記１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する段階と、上記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００℃）以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、をさらに含む。
【００７８】
（冷延鋼板の２次冷却段階）
上記のように１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する。
【００７９】
本発明者らの研究によると、通常の溶融亜鉛めっき浴の温度範囲である４４０〜４８０℃を通過する前にマルテンサイトが生成されると、最終的に得られる冷延鋼板に粗大なマルテンサイトが形成されるため、低降伏比を達成することが難しい。
【００８０】
もし、２次冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えると、２次冷却中にマルテンサイトが一部生成される可能性があり、生産性の面で通板速度が速くなって板形状の歪みなどの問題が発生し得る。一方、２次冷却速度が４℃／ｓｅｃ未満の場合、遅すぎる冷却速度により微細なベイナイトが形成される可能性があり、幅方向の材質偏差を誘発させて板形状がよくないため、２次冷却速度は４〜２０℃／ｓｅｃに制御することが好ましい。
【００８１】
（溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階）
上記のように２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る。
【００８２】
本発明では、溶融亜鉛系めっき浴の組成については、特に限定せず、純粋亜鉛めっき浴であるか、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき浴であってもよい。
【００８３】
（溶融亜鉛系めっき鋼板の最終冷却段階）
上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する。上記（Ｍｓ−１００）℃は、マルテンサイトを形成するための冷却条件である。
【００８４】
上記Ｍｓの理論温度は、例えば、下記関係式３により求められる。
[式３]
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３［Ｃ］−３０．４［Ｍｎ］−１２．１［Ｃｒ］−１７．７［Ｎｉ］−７．５［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］及び［Ｍｏ］のそれぞれは、当該元素の重量％を意味する。）
【００８５】
上記最終冷却終了温度が（Ｍｓ−１００）℃を超える場合、微細なマルテンサイトが得られないだけでなく、板形状の不良という問題が発生し得る。
【００８６】
一方、平均冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合、遅すぎる冷却速度により、マルテンサイトが粒界又は粒内に不規則に形成されるだけでなく、粒内に対する粒界のマルテンサイトの形成比が低くて低降伏比の鋼を製造することが難しい。上記平均冷却速度の上限値は、設備特性ができる限り問題となる余地がないため、特に限定しない。
【００８７】
（合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階）
一方、必要に応じて、最終冷却する前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
【００８８】
本発明では、合金化熱処理の工程条件については、特に制限せず、通常の条件であれば構わない。一例として、５００〜５４０℃の温度範囲で合金化熱処理工程を行うことができる。
【００８９】
（調質圧延段階）
また、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板または合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延する段階をさらに含むことができる。
【００９０】
調質圧延する場合には、マルテンサイトの周囲に位置するフェライトに多量の転位を形成して焼付硬化性をより向上させることができる。
【００９１】
この際、圧下率は０．３〜１．６％であることが好ましく、０．５〜１．４％であることがより好ましい。もし、圧下率が０．３％未満の場合には、十分な転位が形成されず、また、板形状の面で不利であり、特に、めっき表面欠陥が発生する恐れがある。一方、圧下率が１．６％を超える場合には、転位形成の面では有利であるが、設備能力の限界のため板破断が発生するなど、副作用をもたらし得る。
【実施例】
【００９２】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例であるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。
【００９３】
下記表１に記載された合金組成を有する鋼スラブを設けた後、下記表２及び３に記載された製造工程を利用して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。この際、溶融亜鉛めっきは、通常の溶融亜鉛系めっき浴を利用して行い、合金化熱処理も通常の条件（５００〜５４０℃）で行った。
【００９４】
ちなみに、下記表１において発明鋼１、２、４及び５と比較鋼１及び２は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に該当し、発明鋼３、６及び７は、溶融亜鉛めっき鋼板に該当する。比較鋼１は、通常、極低炭素鋼を用いたＢＨ鋼であり、比較鋼２は、高炭素ＤＰ鋼系列の鋼である。
【００９５】
上記のように製造されためっき鋼板のそれぞれに対して微細組織を観察し、物性を評価して、その結果を下記表４に示した。
【００９６】
下記表４において、微細組織分率は、板厚１／４ｔ（ｔ：鋼板の厚さ（ｍｍ））地点において、まず光学顕微鏡を用いてＬｅｐｅｌａｒ腐食によりマルテンサイト及びベイナイトを観察し、これを再びＳＥＭ（３，０００倍）を用いて観察した後、Ｃｏｕｎｔ  Ｐｏｉｎｔ作業を３回行って割り出した平均値でマルテンサイト、ベイナイトの大きさ及び分布量を測定し、これらの組織を除いた相をフェライト含量として推定した。下記表４において、それぞれの試験片に対する引張試験は、ＪＩＳ規格を用いてＣ方向に実施した。下記表４においてＹＳは降伏強度を示し、ＹＲは降伏比を示す。
【００９７】
一方、焼付硬化性（Ｌ−ＢＨ）は（１７０℃×２０分）の焼付条件で測定し、２％ｐｒｅ−ｓｔｒａｉｎ後の降伏強度の差で評価し、耐時効性［ＹＰ−Ｅｌ（％）］は、１００℃で１時間保持後、引張試験時にＹＰ−Ｅｌ（％）を測定てＹＰ−Ｅｌが全く現れない場合に、常温耐時効性に優れているものと評価した。
【００９８】
未めっき評価は、目視観察で行われ、未めっきの発生程度によって１〜５等級で相対評価した。１〜２等級は、外板材の品質レベルを確保したことを意味する。
【００９９】
耐食性評価は、塩水噴霧による耐食性評価のために、鋼板を７５×１５０ｍｍの大きさに切断した後、角をテープでマスキング（Ｍａｓｋｉｎｇ）して行った。そして、噴霧圧０．０９８±０．００２５ＭＰａ、時間当たりの噴霧量１．０〜２．０ｍｌの塩水噴霧試験機に用意した試験片を装入し、１，０００時間が経った時点における赤錆（Ｒｅｄ  ｒｕｓｔ）の発生程度を比較した。評価基準は下記の通りである。
【０１００】
◎：赤錆の発生面積５％未満、〇：赤錆の発生面積５〜２０％、△：赤錆の発生面積２１〜５０％、×：赤錆の発生面積５０％超過
【０１０１】
【表１】
2021508770.tif 000002
【０１０２】
【表２】
2021508770.tif 000003
【０１０３】
【表３】
2021508770.tif 000004
【０１０４】
【表４】
2021508770.tif 000005
（表４において、（１）はマルテンサイト面積率（％）を意味し、（２）はベイナイト面積率（％）を意味し、（３）は関係式１の値：Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）／１．５＋Ｓｂ（ｗｔ％）を意味し、（４）は未めっき評価（１〜２等級は優秀、３〜４等級は普通、５等級は劣位）を意味し、（５）は塩水噴霧による耐食性の評価結果を意味する。）
【０１０５】
上記表１〜４にも示されているように、本発明の合金組成と製造条件を満たす発明例１〜７の場合には、２１０〜２７０ＭＰａ範囲の降伏強度を有し、試験片を１００℃×６０分で熱処理した後、引張試験時に降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）が全く現れておらず、耐時効性に優れると共に焼付硬化性にも優れており、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．６以下であり、未めっき判定時の外板レベルである１〜２等級を示し、耐食性の評価において最も優れた等級を示していることが分かる。
【０１０６】
これに対し、本発明の合金組成と製造条件のうち少なくとも一つの条件を満たしていない比較例１〜１０の場合には、降伏強度、降伏比、焼付硬化性、耐食性及び耐時効性のうち少なくとも一つの物性が劣位となるか、又は十分でないことが分かる。
【国際調査報告】
2021508770.tif 000006
2021508770.tif 000007
2021508770.tif 000008
2021508770.tif 000009