(57)【要約】【課題】引張強度が３９０〜６００ＭＰａであり、降伏強度及び降伏比が低く、強度−延性バランスに優れ、ＢＨ性及び常温非時効性を兼備した亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を安価に提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．０１４％、Ｃｒ：０．２％超、１．５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／Ａｌ：３０以上を満足し、金属組織におけるマルテンサイトの面積率が３〜２０％であり、フェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。更に、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を含有しても良い。【選択図】図１
2008019502.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．０１４％、
Ｃｒ：０．２％超、１．５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００８％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
Ｃｒ／Ａｌ：３０以上
を満足し、金属組織におけるマルテンサイトの面積率が３〜２０％であり、フェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３質量％
を含有することを特徴とする請求項１記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方を合計で０．０１〜１．０質量％含有することを特徴とする請求項１又は２記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．００２〜０．０４質量％含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
さらに、Ｃｕ、Ｎｉの一方又は双方を合計で０．０２〜０．３質量％含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
さらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１質量％含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
フェライトのうち未再結晶フェライトの分率が面積率で１０％以下であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
フェライト粒径が５〜２０μｍであることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
降伏強度が２７０ＭＰａ以下、降伏比が０．５５以下、２％引張予歪付加後に１７０℃で１２００ｓ保持する熱処理を行った後の歪み時効降伏強度が３３０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜８の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
請求項１〜６の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を熱間圧延し、冷間圧延を施し、最高到達温度が７２０〜８５０℃、７２０〜８５０℃の温度範囲に１０ｓ以上保持する焼鈍を行った後、７００℃から５００℃までの間の冷却速度を３℃／ｓ以上として冷却し、亜鉛めっきを施すこと特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１０記載の熱間圧延において、仕上圧延後、冷却し、３５０℃以上で巻き取ること特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
溶融亜鉛めっきを５５０℃以下の温度で施すことを特徴とする請求項１０又は１１記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
請求項１０〜１２の何れか１項に記載の方法によって製造した加工性及び時効特性に優れた亜鉛めっき鋼板に、５５０℃以下で合金化処理を行うことを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
焼鈍と溶融亜鉛めっきを連続焼鈍−亜鉛めっきラインによって行うこと特徴とする請求項１０〜１３の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１５】
請求項１０〜１４の何れか１項に記載の方法によって製造した加工性及び時効特性に優れた亜鉛めっき鋼板に、伸び率が２％以下である調質圧延を施すことを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のパネル部材用途、特に外板パネル用途に好適な加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材使用量の減少による自動車の軽量化を目的とした自動車用鋼板の高強度化が進められており、パネル部材用途、特に外板パネルには、引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ  Ｓｔｒｅｓｓ、ＴＳともいう）が３４０ＭＰａ級の鋼板が実用化されている。更に、最近では３９０〜５００ＭＰａという高強度を有し、かつ優れた成形加工性を確保することが必要とされ、耐食性の観点から、亜鉛めっきが施された亜鉛めっき鋼板が要求されている。一般に、引張強度が増加すると、降伏強度も増加して加工性、特に成形性が損なわれるが、主相フェライトと硬質第２相（マルテンサイト／ベイナイト／残留γ）からなる複合組織とすることによって引張強度（ＴＳ）を高め、降伏強度（Ｙｉｅｌｄ  Ｓｔｒｅｓｓ、ＹＳともいう）を低下させた亜鉛めっき鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜４）。
【０００３】
特許文献１〜４において提案されている亜鉛めっき鋼板は、ＹＳ／ＴＳで表される降伏比（Ｙｉｅｌｄ  Ｒａｔｉｏ、ＹＲともいう）も低く、成形性に優れる高強度亜鉛めっき鋼板である。また、特許文献１に記載されているように、降伏強度の低下によって、プレス成形後の弾性回復に起因する面歪み模様、いわゆる面歪みの発生を抑制することができる。しかし、特許文献１において提案されている亜鉛めっき鋼板は、強度が高いものの、延性が若干低いため、ＴＳと伸び（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、Ｅｌともいう）との積、即ち強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが不十分である。そのため、成形条件が厳しい加工が行われる部位で破断する可能性があり、成形性が必ずしも十分ではない。また、特許文献２には、亜鉛めっき鋼板の伸びは示されていない。これに対して、特許文献３及び４において提案されている亜鉛めっき鋼板は、降伏比が低いだけでなく、延性も高く、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌにも優れている。しかし、引用文献１〜４において提案されている亜鉛めっき鋼板は、何れもプレス成形、塗装焼付処理を行った後の耐デント性を考慮したものではない。
【０００４】
プレス成形後の塗装焼付処理による部材の降伏強度の増加は、耐デント性の向上に有効である。そのため、成形性と耐デント性の両立には、塗装焼付硬化性（Ｂａｋｅ  Ｈａｒｄｎａｂｉｌｉｔｙ、ＢＨ性ともいう）の向上が要求される。ＢＨ性は、塗装焼付処理のような低温での熱処理によって、成形時に導入された転位へのＣ、Ｎ等の固着、炭窒化物の析出が生じるという、いわゆる歪み時効現象によって発現される特性である。このようなＢＨ性と成形性を両立させた高強度の亜鉛めっき鋼板が提案されているものの、常温非時効性を考慮したものではない（例えば、特許文献５）。
【０００５】
ＢＨ性に優れた鋼板は、常温で数ヶ月保持すると常温時効によって降伏点伸びが生じるようになる。そのため、降伏点伸びに起因するストレッチャーストレインと呼ばれる模様がプレス成形後に発生し、表面外観が劣化する。このような問題に対して、常温で数ヶ月保持しても降伏点伸びを生じない特性、即ち常温非時効性に優れた、ＢＨ性を発現する鋼板（ＢＨ鋼板ともいう）が提案されている（例えば、特許文献６、７）。しかし、特許文献６において提案されている亜鉛めっき鋼板は降伏比が高く、特許文献７において提案されている亜鉛めっき鋼板は、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが低いという問題がある。
【０００６】
以上のように、自動車のパネル部材用途、特に外板パネルに使用される鋼板に要求されるような、低い降伏強度及び降伏比、高い強度−延性バランス及びＢＨ性を兼備し、常温非時効性を同時に満足することは極めて困難であり、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、従来、存在しなかった。即ち、特許文献１〜４において提案されている亜鉛めっき鋼板は、ＢＨ性及び常温非時効性について考慮されたものではなく、更に、特許文献１において提案されている亜鉛めっき鋼板は、強度−延性バランスが不十分であり、特許文献２に提案されている亜鉛めっき鋼板の伸びは不明である。また、特許文献５において提案されている亜鉛めっき鋼板は、常温非時効性を考慮したものではなく、特許文献６において提案されている亜鉛めっき鋼板は降伏比が高く、特許文献７において提案されている亜鉛めっき鋼板は、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが低い。即ち、特許文献１〜７において提案されている亜鉛めっき鋼板は、降伏強度、降伏比、強度−延性バランス、ＢＨ性、常温非時効性の何れかが不十分であるという問題を有している。
【０００７】
【特許文献１】特開２００１−３０３１８４号公報
【特許文献２】特開２００４−３０７９９２号公報
【特許文献３】特開昭５５−１２５２３５号公報
【特許文献４】特開２０００−１０９９６５号公報
【特許文献５】特開平６−７３４９７号公報
【特許文献６】特開２００３−１３８３１７号公報
【特許文献７】特開２００５−２８１８６７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は上述した実状に鑑みてなされたものであって、優れた加工性、特に成形性及び耐デント性を有し、面歪み及びストレッチャーストレインによる表面性状の劣化がないことを要求される自動車用のパネル部材、特に表面品位が要求される外板パネル用途に好適な、引張強度が３９０〜６００ＭＰａであり、特に上限が５００ＭＰａ以下であっても、降伏強度及び降伏比が低く、強度−延性バランスに優れ、ＢＨ性及び常温非時効性を兼備した亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を安価に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、ＢＨ性及び常温非時効性を兼備し、引張強度が３９０〜６００ＭＰａである亜鉛めっき鋼板の加工性、特に成形性の向上、即ち、降伏強度及び降伏比の低下並びに強度−延性バランスの向上という課題を解決するために行った検討によって得られた知見、即ち、合金元素量、特にＡｌ及びＣｒの添加量の適正化によってミクロ組織を適正化し、従来に比べて優れた成形加工性を有し、さらに耐デント性、常温非時効性を兼備する鋼板が安価に製造できるという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．０１４％、Ｃｒ：０．２％超、１．５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／Ａｌ：３０以上を満足し、金属組織におけるマルテンサイトの面積率が３〜２０％であり、フェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（２）  さらに、Ｂ：０．０００３〜０．００３質量％を含有することを特徴とする上記（１）記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（３）  さらに、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方を合計で０．０１〜１．０質量％含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（４）  さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．００２〜０．０４質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（５）  さらに、Ｃｕ、Ｎｉの一方又は双方を合計で０．０２〜０．３質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（６）  さらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）  フェライトのうち未再結晶フェライトの分率が面積率で１０％以下であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）  フェライト粒径が５〜２０μｍであることを特徴とする上記（１）〜（７）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（９）  降伏強度が２７０ＭＰａ以下、降伏比が０．５５以下、２％引張予歪付加後に１７０℃で１２００ｓ保持する熱処理を行った後の歪み時効降伏強度が３３０ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）〜（８）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（１０）  上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を熱間圧延し、冷間圧延を施し、最高到達温度が７２０〜８５０℃、７２０〜８５０℃の温度範囲に１０ｓ以上保持する焼鈍を行った後、７００℃から５００℃までの間の冷却速度を３℃／ｓ以上として冷却し、亜鉛めっきを施すこと特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１）  上記（１０）記載の熱間圧延において、仕上圧延後、冷却し、３５０℃以上で巻き取ること特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）  溶融亜鉛めっきを５５０℃以下の温度で施すことを特徴とする上記（１０）又は（１１）記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）  上記（１０）〜（１２）の何れか１項に記載の方法によって製造した加工性及び時効特性に優れた亜鉛めっき鋼板に、５５０℃以下で合金化処理を行うことを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）  焼鈍と溶融亜鉛めっきを連続焼鈍−亜鉛めっきラインによって行うこと特徴とする上記（１０）〜（１３）の何れか１項に記載の加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）  上記（１０）〜（１４）の何れか１項に記載の方法によって製造した加工性及び時効特性に優れた亜鉛めっき鋼板に、伸び率が２％以下である調質圧延を施すことを特徴とする加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、引張強度が３９０〜６００ＭＰａであり、特に上限が５００ＭＰａ以下であっても、降伏強度及び降伏比が低く、強度−延性バランスに優れ、ＢＨ性及び常温非時効性を兼備した亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を安価に提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。更に、本発明は、優れた加工性、特に成形性、耐デント性及び表面品位が要求される自動車用のパネル部材、特に外板パネル部材の板厚を減少させることを可能にするものであり、自動車車体の軽量化等に対する貢献が大きいという極めて顕著な効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者らは、ＢＨ性及び常温非時効性を兼備する高強度亜鉛めっき鋼板の降伏比の低下と強度−延性バランスの向上を目的とし、鋼板の成分組成、ミクロ組織、更に鋼板の製造方法について検討を行った。まず、ＣとＭｎを適正量含有した成分系を基本組成とし、ＴＳが３９０〜５００ＭＰａになるように、金属組織をフェライトと硬質第２相からなる複相組織とし、焼入れ性を高める元素であるＣｒと、窒化物を形成する元素であるＡｌに注目し、引張特性に対するＣｒ量及びＡｌ量の効果について検討した。ここで、硬質第２相とは、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトである。
【００１２】
図１は、Ｃｒ量及びＡｌ量に対して、降伏比ＹＲ［−］の数値を示したものであり、更に、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］が１７０００を超えるものを※印で示している。なお、引張特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験によって測定したものであり、Ｅｌ［％］は破断伸びである。また、引張試験において、降伏現象が見られた場合は上降伏点を降伏強度として評価し、降伏現象が見られない場合には０．２％耐力を降伏強度として評価した。
【００１３】
図１から、Ｃｒ量、Ａｌ量、Ｃｒ／Ａｌ比を適正な範囲とすることが降伏比の低減及び強度−延性バランスの向上に極めて重要であることがわかる。Ｃｒ含有鋼においてＡｌ量を減ずることにより加工性が大きく向上する原因については定かではないが、焼鈍後冷却時のフェライト変態の抑制によるマルテンサイト量の増加と鋼中に存在するＡｌ系析出物の減少によって降伏強度が低下している可能性がある。なお、Ａｌ系析出物の減少による降伏強度の低下は、結晶粒径の微細化が抑制された効果であると考えられる。更に、Ａｌ系析出物の減少は、延性の向上によるＴＳ×Ｅｌの増加し、即ち強度−延性バランスの向上にも寄与している可能性がある。
【００１４】
また、ＡｌＮの析出が抑制されると固溶Ｎ量が増加し、これによりＢＨ性が確保できる。一方、通常、固溶Ｎ量の増加によって常温非時効性は劣化するが、適正量のＣｒを添加することにより常温非時効性が確保できる。この原因については定かではないが、Ｃｒ−Ｎ原子間の相互作用により、常温でのＮの拡散が遅延しているものと考えられる。以上のように、Ａｌ添加量の低減とＣｒの添加は、高ＢＨ性と常温非時効性の両立にも有効であることがわかった。また、鋼中に存在するＡｌ系析出物の減少により、従来鋼に比べて表面欠陥発生率が減少するという、極めて重要な効果も得られることも見出した。
なお、本発明者らは、引張強度が３００〜６００ＭＰａの鋼板についても、Ｃｒ量、Ａｌ量、Ｃｒ／Ａｌ比の最適化が、降伏比の低減及び強度−延性バランスの向上に極めて有効であること、Ａｌ添加量の低減とＣｒの添加が、高ＢＨ性と常温非時効性の両立にも有効であることを確認した。
【００１５】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１６】
まず成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
【００１７】
Ａｌは、本発明において最も重要な元素の一つであり、適正量の添加によって降伏比が低減し、強度−延性バランスが向上する。Ａｌ量の上限は、フェライト変態の促進によるマルテンサイトの減少の観点から０．０１４％以下とし、これにより降伏比を低下させることができる。一方、製鋼コストの観点からＡｌ量の下限を０．０００５％以上とした。脱酸剤としてＡｌを使用する場合は、含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。また、脱酸不良に起因するめっき表面品位の劣化を確実に防ぐためには、Ａｌ量を０．００２％以上とすることが好ましい。なお、Ａｌ量を０．００８％以下に減少させると、Ａｌ系析出物の生成が抑制されて延性が向上し、強度−延性バランスが向上するため好ましい。更に、Ａｌ量の上限を０．００５％以下とすることが好ましく、これにより、降伏強度が低下して面歪みの発生が抑制され、Ａｌ系析出物が減少して介在物に起因する表面疵の発生が抑制され、優れた表面品質を得ることができる。
【００１８】
Ｃｒも本発明において重要な元素の一つであり、適正な量のマルテンサイトを生成させて、引張強度の向上と、降伏強度の低下を両立させるために添加される。またＣｒは常温非時効性を向上させるために欠かせない元素である。Ｃｒ添加量が０．２％以下であるとこれらの効果が不十分であり、一方１．５％を超えると引張強度が高くなりすぎ、５００ＭＰａを超えて、成形性を損なう。そのためＣｒ添加量を０．２％超、１．５％以下の範囲とした。降伏比を更に低減させるためには、０．３％以上の添加が好ましい。
【００１９】
Ｃｒ／Ａｌは、本発明において重要なパラメータである。理由は定かではないが、Ｃｒ／Ａｌが３０未満であると降伏比が十分に低下しないため、その下限を３０以上とした。強度−延性バランスの観点から、より好ましくは５０以上である。なお、Ｃｒ／Ａｌの上限はＣｒ量の上限が１．５％であり、Ａｌ量の下限が０．０００５％であることから、３０００である。
【００２０】
Ｃは、マルテンサイト量を適正な範囲に制御して降伏強度を低下させるため、０．０２〜０．０８％を添加する。Ｃ量が０．０２％未満であるとマルテンサイト量が減少して降伏強度が増加し、一方、Ｃ量が０．０８％を超えると引張強度の増加とともに降伏強度も増加し、何れの場合にも加工性、特に成形性が低下し、面歪みを生じて表面品質を損なう。降伏強度をより低下させ、幅広い成形条件でも面歪みを発生させないためにはＣ量の上限を０．０６％以下とすることが好ましい。
【００２１】
Ｓｉは脱酸元素であるが、０．５％を超えて含有させると亜鉛めっきの密着性が悪くなり表面品質を損なう。亜鉛めっき鋼板の表面品質の観点から、０．３％以下がより好ましいＳｉ量の上限である。鋼の脱酸は、Ａｌ及びＴｉの添加によっても可能であるため、Ｓｉ量の下限は限定しないが、通常、０．００１％以上を含有する。また、Ｓｉを鋼板の金属組織及び強度の調整に活用する場合には、０．０１％以上の添加が好ましい。
【００２２】
Ｍｎは、適正な量のマルテンサイトを生成させて、降伏強度及び降伏比を低下させるために、１．０％以上含有させることが必要である。一方、２．５％超のＭｎを添加すると鋼板の降伏強度が増加し、成形性及び耐面歪み性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を１．０〜２．５％の範囲に制限した。降伏強度をより低下させて加工性、特に成形性を更に高めるには、上限を２．２％以下とすることが好ましい。
【００２３】
Ｐは不純物であり、含有量が０．０５％を超えると２次加工性が劣化することがあり、連続ラインで焼鈍と溶融亜鉛めっきを行い、更に合金化させる際には、合金化反応を遅延させて生産性を損なうことがある。したがって、Ｐの含有量の上限を０．０５％以下に制限した。Ｐ量の下限は限定しないが、通常、０．００１％以上を含有する。また、Ｐは強力な固溶強化元素であることから、鋼板の強度の調整に用いる場合には、０．００５％以上を含有させることが好ましい。
【００２４】
Ｓも不純物であり、０．０２％を超えると熱間脆性によって表面品質が劣化する可能性があるため、上限を０．０２％以下に限定した。下限は限定しないが、０．００１％未満とするには製鋼コストが上昇する。鋼中に微細な硫化物を存在させ、結晶粒径を制御するには、Ｓを０．００２％以上含有させることが好ましい。一方、０．０１２％超のＳを含有させると、鋼の結晶粒径が微細になりすぎて降伏強度が上昇し、加工性、特に成形性及び表面品位を損なうことがあるため、上限を０．０１２％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Ｎは、成形後、塗装焼付処理によって降伏強度を上昇させ、パネル部材の耐デント性を高めるための重要な添加元素である。Ｎの添加量が０．００１％未満であると耐デント性の効果が十分には得られず、一方０．００８％を超えると降伏比が増加し、加工性が劣化すると共に、常温非時効性を確保することが困難になる。したがって、Ｎ含有量の範囲を０．００１〜０．００８％に限定した。より高い加工性を確保する観点から、Ｎ量の好ましい上限は０．００６％以下である。
【００２６】
更に、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を含有させても良い。
【００２７】
Ｂは、鋼板のマルテンサイトの量を増加させて、降伏比を低下させる元素であり、また、Ｐによる２次加工脆性の抑制にも有効である。Ｂの含有量が０．０００３％未満であるとその効果が十分に得られないことがあり、一方、０．００３％を超えると強度−延性バランスが劣化し、加工性が低下することがある。したがって、Ｂの添加量を０．０００３〜０．００３％の範囲とすることが好ましい。
【００２８】
Ｍｏ及びＷは、何れも鋼板のマルテンサイトの量を増加させて、降伏比を低下させる元素である。Ｍｏ、Ｗの一方又は双方の合計量が０．０１％未満であるとその効果が十分でないことがあり、一方、１．０％を超えると強度−延性バランスが劣化し、加工性が低下することがある。したがって、Ｍｏ、Ｗの一方又は双方の合計量を０．０１〜１．０％の範囲とすることが好ましい。合金コストの観点からはＭｏ、Ｗの一方又は双方の合計量を０．３％以下とすることがより好ましい。
【００２９】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、鋼板の結晶粒径、降伏強度及び加工性、特に成形性の制御に有効である。更に炭化物、窒化物、炭窒化物の形成は、炭素及び窒素の固溶量にも影響するため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、ＢＨ量、歪み時効降伏強度及び常温非時効性の制御にも有効である。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上の合計量が０．００２％未満である場合には、この効果が十分に得られないことがあり、一方、０．０４％を超えると成形性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上の合計量を０．００２〜０．０４％の範囲とすることが好ましい。また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上の合計量を０．０３％超とすると、微細な析出物の形成によって伸びが低下し、ＴＳ×Ｅｌが小さくなることがあるため、好ましい上限は０．０３％以下である。
【００３０】
Ｃｕ及びＮｉは、鋼板の強度調整に有用な固溶強化元素であり、Ｃｕ、Ｎｉの一方又は双方を合計量で０．０２％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉの一方又は双方の合計量が０．３％を超えると、表面品位が低下することがあるため、上限を０．３％以下とすることが好ましい。
【００３１】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅは、介在物の形態及び分布の制御に有用な元素であり、１種又は２種以上を合計で０．０００３％以上含有することが好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅの１種又は２種以上の合計が０．０１％を超えると、表面品質が低下することがあるため、上限を０．０１％以下とすることが好ましい。
【００３２】
なお、不可避不純物として含有されるＯ量も制限することが好ましい。Ｏ量は脱酸の方法によりその残留量が大きく変化するが、不可避的に０．０００５％以上を含有することが多い。なお、本発明の鋼のようにＡｌの含有量が低い場合、Ｏ量の上限が０．０１％以下になることがある。
【００３３】
次に金属組織について説明する。
【００３４】
本発明の鋼は、フェライトと硬質第２相からなり、硬質第２相はマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトからなる。本発明において、鋼板の金属組織の観察は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって行えば良い。組織観察用の試料は、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面という。）を観察面として採取することが好ましく、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラー腐食法エッチすれば良い。マルテンサイト及びフェライトの面積率は、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定することができる。また、フェライト粒径の測定もＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠し、切断法、比較法によって行えば良く、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めることもできる。
【００３５】
マルテンサイトの面積率は極めて重要であり、これを３〜２０％の範囲とすることによって、強度、降伏強度、降伏比、強度−延性バランスの全てを良好な範囲とすることが可能である。マルテンサイトの面積率が３％未満であると、降伏比を０．５５以下に低減させることが困難になり、一方、２０％を超えると降伏比は低くなるものの、降伏強度は上昇して加工性、特に成形性及び耐面歪み性が損なわれる。より優れた成形性と耐面歪み性を得るためには、マルテンサイトの面積率の上限を１２％以下とすることが好ましい。また、マルテンサイトの面積率が低下すると、常温非時効性が劣化することがある。
【００３６】
マルテンサイトは、レペラー腐食法により、光学顕微鏡により明部として観察される。レペラー腐食法ではマルテンサイトだけでなく、残留オーステナイト相も明部として観察される。残留オーステナイトの分率は、Ｘ線回折法によって測定できるので、レペラー腐食法により、光学顕微鏡を用いてマルテンサイトの面積率を求める場合は、ポイントカウント法によって求めた明部の面積率から、Ｘ線回折法によって測定した残留オーステナイト相の分率を差し引けば良い。
【００３７】
フェライトの面積率は、８０％未満であると、硬質第２相が増加して降伏強度及び降伏比が大きくなり、加工性、特に成形性及び耐面歪み性が劣化する。そのためフェライトの面積率の下限８０％以上に制限した。耐面歪み性の観点から、フェライトの面積率の下限を８５％以上とすることが好ましい。
【００３８】
なお、硬質第２相は、マルテンサイト以外に、ベイナイト、残留オーステナイトの何れか一方又は双方を含むことがある。ベイナイト、残留オーステナイトの一方又は双方の面積率の合計については特に規定しないが、下限は０％であり、上限は、フェライトの面積率の下限が８０％であり、マルテンサイトの面積率の下限が３％であることから、１７％以下である。
【００３９】
フェライトは（１）焼鈍中に再結晶したフェライト（再結晶フェライトという。）、（２）焼鈍中に再結晶が完了せずに回復し、フェライト粒内に転位セル構造が残存したフェライト（未再結晶フェライトという。）、（３）焼鈍中にオーステテナイト相から変態によって生じたポリゴナル状のフェライト（変態フェライトという。）、の３種のフェライトからなる。フェライトのうち、未再結晶フェライトの分率が面積％で１０％を超えると降伏強度及び降伏比が増大し、成形性及び耐面歪み性が悪化することがある。そのため、未再結晶フェライトの分率の上限を１０％以下とすることが好ましい。より優れた成形性と耐面歪み性を得るためには、未再結晶フェライトの分率を５％以下とすることがより好ましい。
【００４０】
未再結晶フェライトの分率とは、未再結晶フェライト、再結晶フェライト、変態フェライトの分率の合計を面積率で１００％とした場合の未再結晶フェライトの分率である。未再結晶フェライトとその他のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトのとの判別は、ＥＢＳＰによって行えば良く、光学顕微鏡の組織写真と照合して、未再結晶フェライトの面積を求め、未再結晶フェライトの面積をフェライトの面積の合計で除し、百分率として、未再結晶フェライトの面積率を表せば良い。フェライトの面積の合計とは、再結晶フェライトの面積、未再結晶フェライト面積、変態フェライトの面積の合計であり、これらは、光学顕微鏡の組織写真によって硬質第２相と判別することができる。
【００４１】
未再結晶フェライトとその他のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとの判別は、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ（ＥＢＳＰという）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法という）で解析することによって行えば良い。
【００４２】
ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚１／４面が測定面となるように作製すれば良い。ＥＢＳＰによる結晶方位の測定は、測定間隔を０．２μｍとし、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良く、測定点はピクセルとして出力される。
【００４３】
ＥＢＳＰによって結晶粒毎の結晶方位を測定すると、未再結晶フェライトでは、比較的連続的な結晶方位変化が粒内に存在し、再結晶フェライト及び変態フェライトの粒内では結晶方位の変化が極めて小さい。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（隣接測定点という。）との結晶方位差を定量的に示すことが可能であり、隣接測定点との平均結晶方位差が１°超である領域を未再結晶フェライトと定義する。
【００４４】
フェライト粒径は、再結晶フェライト、未再結晶フェライト、変態フェライトを区別することなく測定されたフェライトの結晶粒径であり、５μｍ未満であると、降伏比が増加して耐面歪み性が悪化し、一方、２０μｍを超えると成形後の表面外観が劣化し、外板パネル用としては好ましくない。そのため、フェライト粒径は５〜２０μｍの範囲とすることが好ましい。
【００４５】
降伏強度及び降伏比は、加工性、特に成形性と耐面歪み性の相関が強く、降伏強度が２７０ＭＰａを超え、降伏比が０．５５を超える鋼板は加工性が十分ではなく、また成形後に面歪みが発生しやすい。そのため、降伏強度及び降伏比の上限を、それぞれ、２７０ＭＰａ以下及び０．５５以下とすることが好ましい。広範な成形条件でもより優れた加工性が確保でき、面歪が発生しない、降伏強度及び降伏比の更に好ましい上限は、それぞれ、２５０ＭＰａ以下及び０．５３以下である。一方、降伏強度及び降伏比の下限を、それぞれ、１８０ＭＰａ未満及び０．４未満とすることは現状の技術では困難である。
【００４６】
２％引張予歪付加後に１７０℃×２０分時効した後の再引張り時における降伏強度（以下、単に歪み時効降伏強度ともいう。）及びＢＨ量は、成形を行い、さらに塗装焼付け処理を行った部品の耐デント性との正の相関を有するものであり、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して測定される歪み時効降伏荷重及びＢＨ量である。歪み時効降伏強度が３３０ＭＰａ未満である場合、ＢＨ量が５０ＭＰａ未満である場合は、耐デント性の観点から、鋼板を十分に薄肉化できないことがある。そのため、歪み時効降伏強度の下限及びＢＨ量の下限は、それぞれ、３３０ＭＰａ以上及び５０ＭＰａ以上であることが好ましい。衝撃エネルギー吸収特性を高める観点から、歪み時効降伏強度の好ましい下限は３５０ＭＰａ以上である。なお、ＢＨ量が１００ＭＰａを超えると、常温非時効性を損なうことがある。また、ＴＳの上限が５００ＭＰａであるため、歪み時効降伏強度を４５０ＭＰａ超とすることは困難である。
【００４７】
強度−成形性バランスＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］は、成形性の指標であり、１６０００未満であると成形時に破断する場合があるので、１６０００以上であることが好ましい。より厳しい成形条件でも破断しない条件として、ＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］が１７０００以上であることがより好ましい。強度−成形性バランスは、Ａｌ量の低減、Ｃｒ添加の最適化、Ｃｒ／Ａｌ比の増加によって向上する。Ａｌ量の低減による効果は、Ａｌ系析出物量の減少による延性の向上である。また、Ｃｒ添加の最適化、Ｃｒ／Ａｌ比の増加は、マルテンサイト量の増加による降伏比の低下と相関があると考えられる。ＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］の上限については、２００００［ＭＰａ・％］を超えることは困難である。
【００４８】
次に、製造方法の限定理由について説明する。
【００４９】
鋼の溶製は、常法によって行えば良く、熱間圧延に供する鋼片は特に限定しない。即ち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであれば良い。また、鋳造後、冷却された鋼片を再加熱しても良く、鋳造後、Ａｒ3温度未満に冷却することなく、熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。熱間圧延の温度範囲及び圧下率は特に条件を限定する必要はなく、常法によって行えば良いが、焼鈍後の結晶粒径を適正に制御するためには、仕上圧延温度はＡｒ3温度以上であることが好ましい。
【００５０】
熱間圧延において、仕上圧延の後、冷却し、巻き取る際の温度、即ち巻取温度の下限は３５０℃以上に制限することが好ましい。これは、巻取温度が３５０℃未満であると、冷間圧延後、焼鈍し、亜鉛めっきを施した鋼板の降伏強度が増加し、加工性と耐面歪み性が劣化することがあるためである。
【００５１】
熱間圧延後、巻き取り、冷却して、酸洗し、冷間圧延を行う。冷間圧延率の条件は特に定めないが、圧下率が９０％を超えると製品の機械的性質の異方性が大きくなるので、上限を９０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率の下限については、生産性の観点から５０％以上であることが好ましい。
【００５２】
冷間圧延後は焼鈍、冷却し、亜鉛めっきを施す。亜鉛めっきは溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきの何れでも良いが、耐食性と生産性の観点から溶融亜鉛めっきが好ましく、更に生産性を向上させるには、連続焼鈍後の冷却の過程でそのまま溶融亜鉛めっきを行う連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましく、そのまま合金化処理を行っても良い。また、焼鈍を連続焼鈍ラインで行い、別工程でめっきを施しても、加工性、ＢＨ性及び常温非時効性には特に影響を及ぼすものではない。
【００５３】
焼鈍を行う際の最高到達温度は、７２０℃未満では、加熱時に、フェライトからオーステナイトへの変態が十分ではないため、冷却後のマルテンサイトの面積率が減少し、降伏比が高くなる。また、焼鈍の最高到達温度が低いと、未再結晶フェライトが増加し、降伏比が高くなり加工性及び耐面歪み性が悪化することがある。一方、焼鈍の最高到達温度が８５０℃を超えると、オーステナイトへの変態が促進されて硬質第２相が増加し、フェライトの面積率が減少するため、降伏比が高くなる。また、焼鈍を行う際の最高到達温度が高すぎると、結晶粒径が粗大化し、通板中に鋼板が破断し、生産性が大きく低下することがある。更に、固溶Ｃ及び固溶Ｎが増加して、常温非時効性が劣化することもある。したがって焼鈍の最高到達温度の範囲を７２０〜８５０℃に制限した。
【００５４】
焼鈍の最高到達温度とは、焼鈍における鋼板の表面温度の上限であり、その温度に到達した後、直ちに冷却しても良く、その温度で保持しても良いが、７２０〜８５０℃の範囲内での保持時間が１０ｓ未満であると加熱時のフェライトからオーステナイトへの変態が不十分であるため、冷却後のマルテンサイトの面積率が減少し、降伏比が高くなる。そのため、焼鈍における７２０〜８５０℃の範囲内での保持時間の下限を１０ｓ以上とする。また、７２０〜８５０℃における保持時間が短いと、鋼の再結晶及び粒成長が不十分であり、組織の均一性が悪く、成形後の表面品質が劣化することがある。一方、７２０〜８５０℃の範囲内での保持時間の上限は特に定めないが、長時間であると連続焼鈍ラインにおける生産性が低下するので、３００ｓ以下とすることが好ましい。なお、７２０〜８５０℃における保持時間とは、７２０℃以上に加熱され、７２０℃未満に冷却されるまでに要する時間である。
【００５５】
焼鈍後、７００℃から５００℃までの温度範囲内を３℃／ｓ以上で冷却する。これは、この温度範囲内での冷却速度が３℃／ｓ未満であるとマルテンサイト変態が抑制され、マルテンサイトの面積率が減少して降伏比が増加し、耐面歪み性が劣化するためである。冷却速度は、鋼板の表面温度が７００℃から５００℃までの所要時間によって計算され、水冷、ミスト冷却、強制空冷、ロール冷却等によって適宜制御させれば良い。冷却速度の上限については特に定めないが、鋼板の変形の防止や、鋼帯内の部位による材質変化の抑制のためには、５０℃／ｓ以下であることが好ましい。
【００５６】
連続焼鈍ラインで焼鈍を行う場合には、冷却後、過時効帯を通過することがある。この場合、鋼板の温度については特に定めないが、３５０℃を超えると降伏比が低下し、加工性と耐面歪み性が劣化する場合があることから、過時効帯を通板する際の板温度は３５０℃以下であることが好ましい。また、過時効帯の通過に要する時間は、通常、１００〜５００ｓの範囲である。
【００５７】
鋼板を冷却した後、溶融亜鉛めっきを施す場合は、５５０℃以下の温度で行うことが好ましい。これは、溶融亜鉛めっきを施す際に、鋼板が加熱される温度が５５０℃を超えると、マルテンサイト相が焼き戻されて、引張強度が低下し、降伏強度が上昇して降伏比が増加し、加工性と耐面歪み性が劣化することがあるためである。なお、溶融亜鉛めっきの温度とは、めっき槽内の溶融亜鉛（めっき浴ともいう。）に入る際の鋼板の温度であり、めっき浴の温度も５５０℃以下とすることが好ましい。したがって、連続焼鈍後、鋼板は５００℃以下まで冷却されるが、そのまま溶融亜鉛めっきを施す場合、めっき浴の温度を５００℃超から５５０℃以下の範囲の任意の温度とすれば、その温度で溶融亜鉛めっきが施されることになる。
【００５８】
亜鉛めっき後は、耐食性をより向上させるため、合金化処理を施すことが好ましい。また、合金化処理の温度も５５０℃を超えると、マルテンサイト相が焼き戻されて、引張強度が低下し、降伏強度が上昇して降伏比が増加するため、５５０℃以下で合金化処理を施すことが好ましい。なお、生産性の観点から、合金化処理は、連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインに直結した合金化処理炉によって行うことが好ましい。
【００５９】
更に、溶融亜鉛めっき後の冷却中、又は溶融亜鉛めっきに続いて合金化処理を行った後の冷却中にもマルテンサイト変態が起こり得る。そのため、降伏比を下げて加工性及び耐面歪み性を安定的に確保する観点から、溶融亜鉛めっき後又は合金化処理後の冷却は、少なくとも２００℃までの温度を、５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。優れた耐面ひずみ性と強度−延性バランスを得るための、より好ましい冷却速度は１０℃／ｓ以上である。
【００６０】
調質圧延は、形状矯正と表面性状確保のために行い、伸び率２％以下の範囲で行うことが好ましい。これは、伸び率が２％を超えると、ＢＨ量が低下することがあるためである。
【実施例１】
【００６１】
本発明を実施例により詳細に説明する。
【００６２】
表１に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１２００℃で再加熱し、仕上げ圧延温度８６０〜９４０℃の範囲内での熱間圧延を行い、表２に示す条件で巻取処理を行った。得られた熱延鋼板を酸洗し、７０〜８０％の冷延率で冷間圧延を行い、板厚０．８ｍｍの鋼板とした。これらの鋼板に、表２に示した条件で、焼鈍、亜鉛めっき、合金化処理を施した。なお、熱間圧延及び焼鈍において、鋼板の表面の温度を、放射温度計によって測定した。
【００６３】
亜鉛めっきライン又は連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインの直後に設けた合金化炉により、表２の合金化処理温度欄に示した温度で１５ｓ保持する合金化処理を行った。表２において、合金化処理欄が空欄のものは、合金化処理を行わなかった例である。なお、連続焼鈍工程における過時効帯を通過した際の鋼板の温度は３００℃である。更に、全ての亜鉛めっき鋼板に０．６％の伸び率で調質圧延を施した。
【００６４】
表２の設備欄には、焼鈍を連続焼鈍ラインで行った後、亜鉛めっきを亜鉛めっきラインで行ったものをＣＡ、焼鈍及び亜鉛めっきを連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインで行ったものをＣＧとして示した。表２において、ＣＴ［℃］は熱間圧延における巻取温度、ＳＴ［℃］は焼鈍の最高到達温度、ｔ１［ｓ］は焼鈍における加熱及び冷却の際に、７２０〜８５０℃の温度範囲に保持された時間である。また、ＣＲ１［℃／ｓ］は、焼鈍後、７００℃から５００℃までの冷却速度であり、７００℃と５００℃との温度差、即ち２００℃を、７００℃から５００℃の間の冷却に要した時間によって除して求めた。
【００６５】
また、亜鉛めっき温度［℃］は溶融亜鉛めっき浴の温度であり、合金化処理温度［℃］は、合金化炉の炉内温度である。ＣＲ２［℃／ｓ］は、合金化処理を行わないものは亜鉛めっきの温度から２００℃までの冷却速度であり、合金化処理を行ったものは合金化処理の温度から２００℃までの冷却速度である。ＣＲ２［℃／ｓ］は、亜鉛めっき温度又は合金化処理温度と２００℃との温度を、亜鉛めっき又は合金化処理の終了から２００℃までの冷却に要した時間によって除して求めた。
【００６６】
これらの亜鉛めっき鋼板の金属組織の観察、面積率及び結晶粒径の測定を、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠して行った。マルテンサイト及びフェライトの面積率を測定し、フェライト粒径を測定した。Ｌ断面を観察面とし、鏡面研磨した後にレペラー腐食法により腐食を行い、光学顕微鏡により観察を行った際に明部として観察される部分の面積率をポイントカウント法によって測定した。ポイントカウント法によって求めた明部の面積率から、Ｘ線回折法によって測定した残留オーステナイト相の分率を差し引くことによりマルテンサイトの面積率を計算した。フェライトの面積率は、Ｌ断面を鏡面研磨した後にナイタールにより腐食を行い、光学顕微鏡により観察を行いその分率をポイントカウント法によって測定した。また、ＥＢＳＰにより、未再結晶フェライトと、再結晶フェライト及び変態フェライトとを判別し、未再結晶フェライトの面積率を求めた。また、Ｘ線回折法によって測定した亜鉛めっき鋼板の残留オーステナイトの分率は、すべて３％以下であった。
【００６７】
結果を表３に示す。なお、表３には、フェライトの面積率をフェライト面積率［％］、マルテンサイトの面積率をマルテンサイト面積率［％］として示した。これらの合計が１００％にならない鋼の金属組織の残部は、その他の組織として示した。表３において、試料Ｎｏ．５及び１０のその他組織の欄は、フェライトの面積率とマルテンサイトの面積率の合計が１００％であるため、空欄である。
【００６８】
更に、亜鉛めっき鋼板から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、歪み速度１０-3／ｓの条件で引張試験を行った。なお、亜鉛めっき鋼板の採取から引張試験までの間、常温に保持される期間が１ヶ月以内になるように、試験片の採取から引張試験までの間、−２０℃以下に保持した。常温非時効性は、１００℃に３６００ｓ保持する促進時効を行った後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、引張試験を行い、降伏点伸び量により評価した。また、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して歪み時効降伏強度及びＢＨ量を評価した。結果を表４に示す。表４において、ＹＳ［ＭＰａ］、ＴＳ［ＭＰａ］、Ｅｌ[％]は、それぞれ、降伏強度、引張強度、全伸びである。時効後ＹＰＥ[％]は、１００℃に３６００ｓ保持する促進時効を行った後の引張試験によって評価した降伏点伸び量である。また、ＵＢＨ［ＭＰａ］及び歪時効ＹＳ［ＭＰａ］は、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して評価した、歪み時効降伏強度及びＢＨ量である。
【００６９】
表４において、試料Ｎｏ．１〜３及びＮｏ．８〜２３は、本発明例であり、ＹＳが２５０ＭＰａ以下と降伏強度が低く、ＴＳが３９０〜５００ＭＰａの範囲内と高強度であり、かつ、ＹＲが０．５３以下と低降伏比が低く、ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上と強度−延性バランスに優れている。更に、ＢＨ量が５０ＭＰａ以上及び歪み時効降伏強度が３３０ＭＰａ以上と、塗装焼付硬化性にも優れ、１００℃で６０分保持し、常温時効を促進させて評価した時効後の降伏点伸び量が０％であり、常温非時効性も確保されている。なお、試料Ｎｏ．３は熱延の巻取温度が好ましい下限よりも低いため、粒径が若干小さくなり、降伏強度及び降伏比が高めであり、ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以下になっている。試料Ｎｏ．９は、合金化温度が好ましい上限よりも高いため、降伏比が若干高くなっている。
【００７０】
一方、試料Ｎｏ．４〜７は、製造条件が本発明の範囲外であり、試料Ｎｏ．２４〜２８は、成分が本発明の範囲外であるため、特性が劣化した比較例である。試料Ｎｏ．４は、焼鈍の最高到達温度が本発明の範囲より高く、フェライト面積率が減少し、硬質第２相が増加しており、降伏強度及び降伏比が高くなった例である。また、焼鈍の最高到達温度が高いため、固溶Ｃ及びＮ量が増加し、常温非時効性も劣化している。試料Ｎｏ．５は、焼鈍温度が本発明の範囲より低く、マルテンサイトの面積率が減少し、粒径がやや小さく、未再結晶フェライト分率も増加しているため、降伏強度及び降伏比が高い。試料Ｎｏ．６は、焼鈍の際の７２０〜８５０℃の範囲での保持時間が本発明の範囲より短いため、マルテンサイトの面積率が減少し、降伏比が上昇した例である。試料Ｎｏ．７は、焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲より遅いため、マルテンサイトの面積率が減少し、降伏比が上昇した例である。また、試料Ｎｏ．５〜７は、マルテンサイトの面積率が低いために、常温非時効性も低下している。
【００７１】
また、試料Ｎｏ．２４は、Ｃｒ量及びＣｒ／Ａｌ比が本発明の範囲より低く、試料Ｎｏ．２６は、Ａｌ量が本発明の範囲より高く、Ｃｒ／Ａｌ比が本発明の範囲より低いため、マルテンサイトの面積率が低下し、降伏比が高くなった例である。試料Ｎｏ．２５は、Ｍｎ量が本発明の範囲より低く、マルテンサイトの面積率が低下し、降伏比が上昇した例である。試料Ｎｏ．２７は、Ｎ量が本発明の範囲よりも多く、降伏比が上昇し、常温非時効性が劣化した例である。試料Ｎｏ．２８は、Ｃ量が本発明の範囲よりも多く、引張強度の増加とともに降伏強度も増加し、常温非時効性も劣化し、更に、Ａｌ量が本発明の範囲より高く、Ｃｒ／Ａｌ比が本発明の範囲より低いため、強度−延性バランスも低下している。
【００７２】
【表１】
2008019502.tif 000003
【００７３】
【表２】
2008019502.tif 000004
【００７４】
【表３】
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【００７５】
【表４】
2008019502.tif 000006
【実施例２】
【００７６】
表５に示す成分の鋼を溶製し、巻取処理を表６に示す条件とし、表６に示した条件で、焼鈍、亜鉛めっき、合金化処理を施し、板厚０．８ｍｍの鋼板を製造した。なお、表６に記載のない製造条件は、実施例１と同様である。これらの鋼板のマルテンサイト及びフェライトの面積率、フェライト粒径の測定、残部組織の同定、未再結晶フェライトの面積率の測定を、実施例１と同様にして行い、結果を表７に示した。なお、Ｘ線回折法によって測定した残留オーステナイトの分率は、すべて５％以下であった。
【００７７】
更に、引張試験、常温非時効性、歪み時効降伏強度及びＢＨ量の評価も実施例１と同様にして行い、結果を表８に示した。表８において、試料Ｎｏ．１０１、１０２及びＮｏ．１０４〜１１３は、ＴＳが５００〜６００ＭＰａの範囲内の本発明例であり、低降伏比が低く、強度−延性バランス、塗装焼付硬化性にも優れ、常温非時効性も確保されている。一方、試料Ｎｏ．１０３は、焼鈍の最高到達温度が本発明の範囲より高く、フェライト面積率が減少し、降伏比が高くなった例である。
【表５】
2008019502.tif 000007
【表６】
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【表７】
2008019502.tif 000009
【表８】
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【図面の簡単な説明】
【００７８】
【図１】Ｃｒ量、Ａｌ量と降伏比ＹＲとの関係を示す図。
【図１】
2008019502.tif 000011