(57)【要約】【課題】Ｓｉの多量添加やＴｉ等の析出強化元素の添加を必要とせず、高透磁率化と母材部及びスポット溶接部の高強度化とを両立させた高強度めっき鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０.００３〜０.０１０質量％，Ｓｉ：０.５〜１.０質量％，Ｍｎ：１.０〜２.０質量％，Ｐ：０.０４〜０.１５質量％，Ａｌ：０.０４質量％以下，Ｎ：０.００４質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ，Ｍｎ及びＰの含有量が下記（１）式を満たす化学組成を有する鋼スラブに、６００〜７００℃の温度で巻き取る熱延と，冷延，７５０〜９００℃の温度での連続焼鈍及びその後のめっきを施し、フェライト粒径が１０〜８０μｍであり、かつ０.３５Ｏｅの直流磁場における透磁率μ0.35が４００Ｇ／Ｏｅ以上になったスポット溶接用の高強度めっき鋼板を得る。              (Si％)×45−(Mn％)×40＋(P％)×150≦10          ・・・・（１）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０.００３〜０.０１０質量％，Ｓｉ：０.５〜１.０質量％，Ｍｎ：１.０〜２.０質量％，Ｐ：０.０４〜０.１５質量％，Ａｌ：０.０４質量％以下，Ｎ：０.００４質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ，Ｍｎ及びＰの含有量が下記（１）式を満たす化学組成を有し、熱延，冷延，焼鈍及びめっき工程を経た後のフェライト粒径が１０〜８０μｍであり、かつ０.３５Ｏｅの直流磁場における透磁率が４００Ｇ／Ｏｅ以上であることを特徴とする磁気シールド性に優れたスポット溶接用高強度めっき鋼板。
(Si％)×45−(Mn％)×40＋(P％)×150≦10          ・・・・（１）
【請求項２】
Ｃ：０.００３〜０.０１０質量％，Ｓｉ：０.５〜１.０質量％，Ｍｎ：１.０〜２.０質量％，Ｐ：０.０４〜０.１５質量％，Ａｌ：０.０４質量％以下，Ｎ：０.００４質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ，Ｍｎ及びＰの含有量が下記（１）式を満たす化学組成を有する鋼スラブを熱間圧延する際に６００〜７００℃の温度で巻き取るとともに、冷延後に７５０〜９００℃の温度で連続焼鈍し、その後にめっきを施すことを特徴とする磁気シールド性に優れたスポット溶接用高強度めっき鋼板の製造方法。
(Si％)×45−(Mn％)×40＋(P％)×150≦10          ・・・・（１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、家電製品や電子機器等に組み込まれる構造部品用のめっき鋼板であって、スポット溶接した後にあっても高強度と優れた地磁気シールド性を呈する高強度めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
家電製品や電子機器等に組み込まれる構造部品には、主に板厚０.８〜２.０ｍｍ程度のめっき鋼板が用いられている。そして、このような構造部品は、めっき鋼板を適宜形状に成形加工した後、鋼板同士、或いは適当な継板を介してスポット溶接されている。その後本体へ装着されるが、その装着に際してスポット溶接部に静的引張応力が付与されるため、このスポット溶接部にも高い破壊強度が必要である。
【０００３】
一方、鋼板を家電製品や電子機器等の部材として用いる際には、当該家電製品や電子機器等内部への地磁気の侵入を防止する磁気シールド材としての機能も必要となる。すなわち、地磁気程度の低磁場（０.３５Ｏｅ）における透磁率（μ0.35）が高いことが必要となる。
このように、家電製品や電子機器等の部材に用いられる鋼板には、軽量化対応のために母材部の高強度とスポット溶接部の高い破壊強度の他に、高い透磁率が必要となる。特に構造部品の耐塑性変形性が問題となるため、鋼板の降伏強度が重要視される。
しかしながら、鋼板に要求される高強度化と高透磁率化とは相反する関係にある。すなわち、鋼板の高強度化に有効な手段であるＴｉ，Ｎｂ等のマイクロアロイの添加による析出強化，フェライト粒径の微細化による結晶粒微細化強化等の強化方法は、いずれも透磁率を低下させる。
【０００４】
そこで、特許文献１，２にみられるように、相反する特性である高強度化と高透磁率化を両立させた鋼板を得るために、固溶強化に有効なＳｉを１質量％以上添加し、かつＣを０.００５質量％以下にした冷延鋼板、いわゆるけい素鋼板を用いようとしている。
また、特許文献３では、Ｃ含有量を０.００５質量％以下にした極低炭素鋼であって、析出強化によらずＳｉ，Ｍｎにより固溶強化した鋼のＴｉ，Ｓ含有量を調整してＣ，Ｓ及びＮをＴｉ4Ｃ2Ｓ2，ＴｉＮとして固定し、磁壁の移動を妨げるとともにフェライト粒径を微細化することにより、透磁率を向上させることが提案されている。
【０００５】
【特許文献１】特開平１０−２０８６７０号公報
【特許文献２】特開平１０−２１４５７８号公報
【特許文献３】特開平１１−１４０６０１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、地磁気シールド性向上に必要な材料特性は低直流磁場での透磁率であり、けい素鋼板の特徴である交流磁場での低鉄損は必要ない。加えて、Ｃ含有量を０.００５質量％以下の極低炭素とした上でのＳｉの多量添加は、製鋼コストを高騰させることになる。さらにＳｉの多量添加は、鋼板の靭性・延性を著しく低下させるため、熱間圧延及び冷間圧延において割れの発生を招きやすく、生産性を劣化させることにもなる。さらにまた、Ｓｉの多量添加は、鋼板のＡ3変態温度を上昇させるため、スポット溶接部近傍にてフェライトからオーステナイトへの変態が抑制される。その結果、フェライトのまま高温に加熱されることになり、フェライト粒が著しく粗大化してスポット溶接強度が低下する。したがって、特許文献１，２で提案されている、いわゆるけい素鋼板の利用技術は現実的でない。
【０００７】
特許文献３に記載の鋼板では、Ｔｉを添加しているために再結晶温度が高く、また、製造コストの増加につながっている。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、一般的な鋼板と同程度の生産性を有し、Ｓｉの多量添加やＴｉ等の析出強化元素の添加を必要とせず、高透磁率化と母材部及びスポット溶接部の高強度化とを両立させた高強度めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の磁気シールド性に優れたスポット溶接用高強度めっき鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０.００３〜０.０１０質量％，Ｓｉ：０.５〜１.０質量％，Ｍｎ：１.０〜２.０質量％，Ｐ：０.０４〜０.１５質量％，Ａｌ：０.０４質量％以下，Ｎ：０.００４質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ，Ｍｎ及びＰの含有量が下記（１）式を満たす化学組成を有し、熱延，冷延，焼鈍及びめっき工程を経た後のフェライト粒径が１０〜８０μｍであり、かつ０.３５Ｏｅの直流磁場における透磁率が４００Ｇ／Ｏｅ以上であることを特徴とする。
(Si％)×45−(Mn％)×40＋(P％)×150≦10          ・・・・（１）
また、このような磁気シールド性に優れたスポット溶接用高強度めっき鋼板は、上記化学組成を有する鋼スラブを熱間圧延する際に６００〜７００℃の温度で巻き取るとともに、冷延後に７５０〜９００℃の温度で連続焼鈍し、その後にめっきを施すことにより得られる。
【発明の効果】
【０００９】
本発明においては、固溶Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐによって高強度化を図りつつ、含有Ｓｉ，Ｍｎ及びＰ量の相互の関係を調整することにより、Ａ3変態点を低下させ、スポット溶接時における溶接部近傍の温度上昇によっても、フェライト粒径の粗大化を抑制してスポット溶接部の強度を確保することができている。
したがって、本発明により、従来の極低炭素鋼板に多量のＳｉを添加した鋼種にみられる製鋼コストの上昇がなく、良好な生産性で磁気シールド性に優れためっき鋼板が提供される。しかも、必要母材強度が付与されているとともに、スポット溶接しても溶接部の強度低下が抑制されているので、家電製品や電子機器等に組み込まれる構造部品用として信頼性に優れた高強度めっき鋼板が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者等は、地磁気程度の微弱な直流磁場における透磁率μ0.35の向上と、高強度化が可能な手段について、検討を重ねてきた。
その結果、まず、低磁場での透磁率の向上には、鋼中の析出物を極力低減することが有効であることを見出した、具体的には、Ｔｉ，Ｎｂ等の析出強化元素は無添加とした上で、Ｃ，Ｎ量を低減することが必要である。これらの鋼成分の規制に加えて、製造条件を限定することにより、フェライト粒径を制御することが重要である。フェライト粒径の微細化に伴い、透磁率μ0.35は低下し、逆に母材強度は増加する。すなわち、高強度化と高透磁率化を同時に達成するためには、鋼成分とともにフェライト粒径を厳密に制御することが肝要であることを見出した。適切なフェライト粒径を得るには、熱延工程及び焼鈍工程における各種条件の適切な制御が必要である。
【００１１】
一方、スポット溶接部の強度を確保するには、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）のフェライト粒径の粗大化を抑制することが必要である。ＨＡＺ部のフェライト粒径はスポット溶接条件の影響を受けるが、一般的に適切とされている溶接条件、すなわち、ナゲット径が鋼板板厚ｔに対して４×ｔ1/2以上であり、かつ、チリが発生しない加圧力，溶接電流及び通電時間の範囲内であれば、ＨＡＺ部のフェライト粒径はほぼ一定とみなせる。すなわち、ＨＡＺ部のフェライト粒径の粗大化防止は、溶接条件ではなく、被溶接材により制御する必要がある。しかし、Ｔｉ，Ｎｂ等のマイクロアロイの添加は、ＨＡＺ部のフェライト粒径の粗大化防止には有効であるが、磁気特性の確保には不適である。
そこで、種々検討した結果、Ａ3変態点を低下することが有効であることを見出した。具体的には、強度確保のために固溶強化元素として添加したＭｎ，ＰのＡ3変態点低下作用を利用し、Ａ3変態点上昇作用を有するＳｉの添加量に一定の制限を加えることが有効であることを見出した。
以下にその詳細を説明する。
【００１２】
まず、本発明鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０.００３〜０.０１０質量％
Ｃは強度向上に有効な合金成分である。本発明においては、一般的な家電製品や電子機器等の用いられる鋼板を高強度化させるために必須の成分である。Ｃの一部は、連続焼鈍された状態では固溶Ｃになり、鋼板に高い降伏応力を付与する。このためには、０.００３質量％以上のＣを含むことが必要である。また、Ｃ量を０.００３質量％未満に低減することは製鋼コストを増大させることになる。家電製品や電子機器等に用いるためには磁気特性の確保も必要で、０.０１０質量％を超える多量のＣが含まれると熱を受けた後の透磁率μ0.35が劣化する。
【００１３】
Ｓｉ：０.５〜１.０質量％
Ｓｉは固溶強化によって鋼板を高強度化するために有効な成分である。ただし、０.５質量％に満たないと所望の高強度化は達成できない。しかし、１.０質量％を超えるほどに多量のＳｉを含有させると、Ａ3変態点を上昇させ、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）のフェライト粒径を粗大化させるばかりでなく、めっき密着性を低下させる。
Ｍｎ：１.０〜２.０質量％
Ｍｎは固溶強化によって鋼板を高強度化するために有効な成分である。めっき密着性の確保やＡ3変態点の低温化の観点からは、Ｓｉよりも有効である。ただし、１.０質量％に満たないと所望の高強度化は達成できない。しかし、２.０質量％を超えるほどのＭｎが含有されると、加工性を劣化させるばかりでなく、めっき密着性を低下させる。
【００１４】
Ｐ：０.０４〜０.１５質量％
Ｐは固溶強化によって鋼板を高強度化する作用を呈する。ただし、０.０４質量％に満たないと所望の高強度化は達成できない。しかし、０.１５質量％を超えると偏析が顕著になり、製造性が劣化する他、鋼板の靭性が著しく低下する。
Ａｌ：０.０４質量％以下
Ａｌは、脱酸剤として鋼中介在物の低減に有効であるが、鋼中のＮをＡｌＮとして固定して磁気特性を向上させる作用も有する。上記作用を発揮させるには０.００５質量％以上の含有が好ましい。しかし、０.０４質量％を超えるほどに多量のＡｌが含有されると、ＡｌＮ量が増大し、フェライトの粒成長を抑制して磁気特性が悪化するようになる。
【００１５】
Ｓ：０.０２質量％以下
鋼には、通常不可避的不純物としてＳが混入している。このＳは鋼板にとって有害な成分であり、介在物として鋼板中に存在すると鋼板の曲げ加工性及び透磁率の双方に悪影響を及ぼすことから、極力低減することが好ましい。Ｓ含有量を０.０２質量以下にまで低減すれば、上記悪影響は実質的に回避できる。
Ｎ：０.００４質量％以下
ＮはＡｌＮ等の析出物として鋼板中に存在してフェライト粒の粒成長を阻害し、磁気的特性を低下させることになるので、極力低減することが好ましい。Ｎ含有量を０.００４質量％以下に低減すれば、実質的に上記作用は回避できる。
【００１６】
次に、所望の機械的特性及び磁気的特性を持たせる組織的特徴について説明する。
【００１７】
フェライト粒径：１０〜８０μｍ
フェライト粒径の微細化は、高強度化に繋がるとともに、直流磁場での磁区の微細化や磁壁移動を抑制する作用にも繋がる。具体的には、後述の地磁気シールド性向上のため透磁率μ0.35を４００Ｇ／Ｏｅ以上にするには、フェライト粒径は１０μｍ以上にする必要がある。一方、フェライト粒径の粗大化は降伏応力を低下させる。家電製品や電子機器等に組み込まれる構造部品の耐塑性変形性を確保するため、溶接熱影響部を含め、降伏応力を３００Ｎ／ｍｍ2以上にすることが好ましい。溶接熱影響部は結晶粒が大きくなりやすく、３００Ｎ／ｍｍ2以上の降伏応力を確保するためには、母材部のフェライト粒径は予め８０μｍ以下に設定しておくことが必要である。母材部のフェライト粒径を８０μｍ以下に設定しておけば、通常のスポット溶接を行って溶接熱影響部の温度が上昇しても、後述のＡ3変態点低下作用により結晶粒はさほど成長せず、１００μｍ以下に維持することができる。これによって溶接熱影響部も３００Ｎ／ｍｍ2以上の降伏応力を維持することが可能になる。母材部のフェライト粒径は、より好ましくは６０μｍ以下にする。
なお、フェライト粒径は、後述するように熱間圧延での巻取り温度の調整、及び最終焼鈍温度の適切な組み合わせによってコントロールすることができる。
【００１８】
０.３５Ｏｅの直流磁場における透磁率：４００Ｇ／Ｏｅ以上
磁気的特性に関しては、０.３５Ｏｅの直流磁場における透磁率が４００Ｇ／Ｏｅ以上である特性を具備しためっき鋼板を使用すれば、地磁気に対するシールド効果は十分である。透磁率μ0.35が高い素材からなるめっき鋼板を用いることにより、家電製品や電子機器等の内部への地磁気の侵入を防止し、地磁気による電子ビームの移動を抑制して、家電製品や電子機器等を正常に作動させることができる。用いるめっき鋼板の透磁率μ0.35が４００Ｇ／Ｏｅに満たないと、家電製品や電子機器等に地磁気の影響による不具合が発生することがある。例えばカラーテレビでは色ズレが生じることになる。
【００１９】
本発明においては、含有Ｓｉ，Ｍｎ及びＰ量を、下記（１）式を満たすような関係に調整してＡ3変態点を低下させ、スポット溶接時に溶接熱近傍部が温度上昇しても、より低温にて相変態させて結晶粒が成長しないようにしている。
(Si％)×45−(Mn％)×40＋(P％)×150≦10          ・・・・（１）
Ａ3変態点の低下により、加熱時にはフェライト粒の成長がより低温のみで起こるため、著しい粒成長を防止できる。また、溶接での通電が終了した後の冷却時には、フェライト変態がより低温で生じるため、フェライト粒はより微細となる。
このように、スポット溶接後の溶接熱影響部のフェライト粒を微細化するには、鋼成分の調整によりＡ3変態点の低下が有効であり、詳細は後記の実施例に譲るが、Ｓｉ，Ｍｎ及びＰ添加量の調整により（１）式に示される値を１０以下にすれば、フェライト粒径が８０μｍ以下の素材鋼板をスポット溶接しても、その後の熱影響部のフェライト粒径を１００μｍ以下に維持できることを見出した。これにより、スポット溶接後の溶接熱影響部の降伏応力も３００Ｎ／ｍｍ2以上の維持が可能となり耐塑性変形性の高い構造部品を提供できる。
【００２０】
次に、母材のフェライト粒径が８０μｍ以下の本発明鋼板の製造法について説明する。
本発明の鋼板の製造には、一般的な鋼板製造ラインが使用でき、特殊な工程は必要ない。すなわち、鋼を溶製した後、通常の熱間圧延，冷間圧延，焼鈍を行い、さらに調質圧延を行う工程で製造される。冷間圧延と焼鈍は、目的の板厚に応じて１回または複数回繰り返して行うことができる
ただし、フェライト粒径をコントロールするために、熱間圧延時の巻取り温度、及び最終冷間圧延時の圧延率と最終焼鈍時の温度の組み合わせに関しては適切に調整する必要がある。
【００２１】
熱延圧延時の巻取り温度：６００〜７００℃
巻取り時に予めＡｌＮの析出を十分に進行させ、ＡｌＮ粒子を成長させておくことにより、後工程の焼鈍時に再結晶粒成長の妨げとなる微細なＡｌＮの析出を抑制することができ、粒径のコントロールが可能になる。巻取り時にＡｌＮを析出・成長させるためには６００℃以上で巻き取る必要がある。この温度に満たないと、熱延時におけるＡｌＮの析出・成長が不充分で、焼鈍時に析出して粒が微細化してしまい、磁気的特性は改善されない。しかし、７００℃を超える巻取り温度では、熱延板のスケール厚みが増大し、表面性状の劣化が目立つようになる。このため、本発明では熱延後の巻取り温度を６００〜７００℃に規定している。
【００２２】
最終冷間圧延と最終焼鈍：
以上のように、本発明では予めＡｌＮを十分に析出・成長させておき、その上で、最終冷間圧延時の圧延率と最終焼鈍時の温度を適切に組み合わせることによって、最終的にフェライト粒径を１０〜８０μｍの範囲にコントロールしている。
最終冷間圧延では、その後の焼鈍時にフェライト粒を粗大に成長させるため低冷延率が採用される。冷延率はフェライト粒の粒成長に影響し、冷延率が高くなるほどフェライト結晶粒が小さくなる傾向を示し、透磁率もフェライト粒の大きさに比例して変化する。１０％未満の冷延率では、焼鈍時に再結晶し難く、安定して１０μｍ以上のフェライト粒を得ることが困難になる。したがって、最終冷間圧延では１０％以上の圧延率で冷延することが好ましい。しかし、逆に６０％を超える冷延率では、焼鈍時にフェライト粒が粗大化しなくなり、優れた透磁率は得られ難くなる。このようなことから、最終冷間圧延の冷延率は１０〜６０％の範囲にすることが好ましい。
【００２３】
冷延−焼鈍後のフェライト粒径は、最終冷間圧延時の冷延率よりもむしろ、最終冷間圧延後の最終焼鈍時の焼鈍条件、特に焼鈍温度の方が強く影響している。したがって、フェライト粒径を１０〜８０μｍの範囲にコントロールするためには、焼鈍温度の設定が重要となる、
最終冷間圧延後の最終焼鈍では、高い焼鈍温度ほどフェライト粒の粗大化が進行し、高透磁率特性が得られる。７５０℃に満たない温度での焼鈍では再結晶が完了せず、フェライト粒の粗大化は不充分で、１０μｍ以上のフェライト粒は得られない。しかし、９００℃を超える焼鈍温度では、再結晶化の作用は飽和し、製造コストの増大を招くことになる。このため、最終焼鈍は、７５０〜９００℃の範囲で行う。
なお、最終焼鈍での加熱保持時間は特に規定する必要はないが、概ね１５〜１２０秒程度とすることが好ましい。
また、最終冷間圧延率と最終焼鈍温度との組み合わせは、予め実験を繰り返すことにより、焼鈍後の粒径に及ぼす冷間圧延率と焼鈍温度との関係を把握し、図表化しておくことが好ましい。
【００２４】
表面めっき：
本発明の鋼板は、無垢材として使用されるが、耐食性を改善する目的で、Ｚｎ系めっきまたはＡｌ系めっきを施した状態で使用されることが好ましい。めっき法には特に制限はなく、最終的に上記範囲内のフェライト粒径が得られる限り、溶融めっき，電気めっきのいずれを採用しても構わない。例えば、溶融めっきでは、Ｚｎめっき，Ａｌめっき，Ｚｎ−４〜１３％Ａｌ−１〜４％Ｍｇめっき等が採用できる。また電気めっきでは、Ｚｎめっき，Ｚｎ−１０〜１６％Ｎｉめっき等が採用できる。
【００２５】
溶融Ｚｎ系めっき、または溶融Ａｌ系めっきを施す場合、焼鈍設備とめっき設備が一体化した連続焼鈍ラインを用いて「インラインめっき」を行うことが好ましい。その場合、めっき直前に行う焼鈍を本明細書で説明している「最終焼鈍」とする必要がある。すなわち、連続溶融めっきラインの焼鈍設備において７５０〜９００℃の範囲の適正温度で最終焼鈍を行い、その冷却過程で鋼板を溶融めっき浴に浸漬してめっきを行う方法が採用できる。
電気Ｚｎ系めっきを施す場合は、通常、最終焼鈍後に別ラインで行うことになる。電気めっきは、調質圧延後に行っても良いし、調質圧延に先立って行っても良い。
【００２６】
調質圧延：
板形状を修正するためには、調質圧延を施すことが有効である。ただし、過度に歪みを加えると磁気特性が劣化するので、調質圧延率は１.０％以下とすることが好ましい。なお、調質圧延率が１.０％以下であれば、調質圧延の前後でフェライト粒径は実質的に変化しないと見ても差し支えない。
【実施例】
【００２７】
実施例１：（鋼成分の影響）
表１に示した組成をもつ鋼スラブを、熱延仕上げ温度９２０℃、巻取り温度６５０℃の条件にて板厚３.０ｍｍまで熱間圧延した後に、板厚１.２ｍｍまで冷間圧延した。その後、８００℃にて連続焼鈍した後の鋼板のフェライト粒径，引張特性及び磁気特性を調査した。
フェライト粒径は、鋼板の圧延方向と板厚方向を含む断面について、ＪＩＳ  Ｇ０５５２に準じた切断法で測定した。
引張特性は、圧延方向に平行に切出したＪＩＳ  Ｚ２２０１に記載の５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して調査した。
また、磁気特性は、地磁気シールド性の指標である透磁率μ0.35を、ＪＩＳ  Ｃ２２０４に記載のリング状試験法を用いて測定した。
一方、焼鈍後の鋼板をスポット溶接し、ＨＡＺ部のフェライト粒径を調査した。なお、溶接条件は、Φ６ｍｍにて台形型の溶接チップを用い、加圧力３.９ｋＮ，溶接電流８.０ｋＡ，加熱時間３５サイクルである。
得られた結果を表２に示す。
【００２８】
本発明例である鋼Ｎｏ．１〜１１の場合、降伏応力は３００Ｎ／ｍｍ2以上であり、かつ透磁率μ0.35は４００Ｇ／Ｏｅ以上という、高強度と高透磁率を両立することができている。しかも、スポット溶接した際の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）もフェライト粒径も１００μ以下と微細であり、降伏応力は３００Ｎ／ｍｍ2以上になっていると予測される。
これに対して、比較例である鋼Ｎｏ.１２，１３では、Ｃ及びＮが規定範囲を超えて多量に添加されているために、高い強度を有しているが、透磁率μ0.35は４００Ｇ／Ｏｅを大きく下回っている。また、比較例である鋼Ｎｏ.１４，１５では、Ｓｉが規定範囲を超えて多量に添加されているために、４００Ｇ／Ｏｅ以上の透磁率μ0.35は有しているが、ＨＡＺ部のフェライト粒径が１００μｍを超えるように粗大化している。さらに、比較例である鋼Ｎｏ.１６は、固溶強化元素であるＰの含有量が少ないために、降伏強度が３００Ｎ／ｍｍ2を下回っている。さらにまた、鋼Ｎｏ.１７は、含有Ｓｉ，Ｍｎ及びＰ量が本発明で規定している式を満たしていないために、ＨＡＺ部のフェライト粒径が１００μｍを超えるように粗大化している。
【００２９】
2008163372.tif 000002
【００３０】
2008163372.tif 000003
【００３１】
実施例２：（スポット溶接部の強度）
成分組成が、本発明範囲内にある表１のＮｏ.８，１０と、本発明範囲外であるＮｏ.１４，１５の鋼板を用い、ＪＩＳ  Ｚ３１３６に規定する溶接継手のせん断試験を行なってスポット溶接条件を変更させた場合の溶接部強度を調査した。なお、鋼板の製造条件は実施例１と同じである。また、スポット溶接条件は、溶接電流を固定し、加圧力と溶接電流を変化させた３通りとした。
溶接条件及び調査結果を表３に示す。
【００３２】
本発明例の場合、スポット溶接の過程で組織がフェライト→オーステナイト→フェライトと相変態する際に、溶接条件が変化しても溶接熱影響部（ＨＡＺ部）のフェライト粒径は１００μｍ以下と微細であり、破断強度は高かった。
これに対して、比較例の場合、ＨＡＺ部のフェライト粒径は１００μｍを超えて粗大化している。これは、含有Ｓｉ量が多いためにＡ3変態点が上昇し、上述のフェライトからオーステナイトへの相変態が起きないか、あるいは完了しないためである。このため、母材部の引張強さは本発明鋼と同程度であっても、スポット溶接部の破断強度が低くなっている。
この傾向は、溶接条件を変化させても同様である。
【００３３】
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【００３４】
実施例３：（製造条件の影響）
成分組成が、本発明範囲内にある表１のＮｏ.１１の鋼板を用い、製造条件と材料特性の関係を調査した。
その結果を、製造条件と併せて表４に示す。
本発明で規定した範囲内の条件で製造したＮｏ.１，３の鋼板は、４００Ｇ／Ｏｅ以上の高い透磁率μ0.35と３００Ｎ／ｍｍ2以上の高い降伏応力の両立ができている。
これに対して、Ｎｏ.２，４，５では焼鈍温度が低いためにフェライトの再結晶が完了しておらず、透磁率μ0.35が低くなっている。
【００３５】
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