(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶鋼を、重量％で、C：0.0010〜0.0035％、Si：0.05％以下、Mn：0.17〜0.80％、P：0.01〜0.08％、S： 0.003〜0.02％、SolAl：0.03〜0.1％、Nb：0.003〜0.02％かつ93/12[C％]以下、N：0.0010％以下を含み、さらにC+N≦0.0035％かつC/N≧1となるように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分に制御後、連続鋳造によりスラブとし、熱間圧延、冷間圧延を施し、次いで平均昇温速度：20℃/sec以上で昇温し、次いで温度：800〜870℃で保持し、次いで平均冷却速度：5〜20℃/secで600℃以下まで冷却し、さらに100℃以下まで冷却後、圧延率： 1.0〜2.0％の調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
さらに、成分として、重量％で、Ti：0.001〜0.02％かつ48/32[S％]+48/14[N％]以下を含有することを特徴とする請求項1記載の焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
さらに、成分として重量％で、Ｂ：0.0001〜0.001％含有することを特徴とする請求項1または2記載の焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は主として自動車用外板などに用いられる冷延鋼板（冷延鋼板に亜鉛めっきなどの表面処理を施した表面処理鋼板を含む）の製造方法に関し、特に加工性に優れ、焼付硬化性を有する、冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＢＨ鋼板は、自動車などの製造工程において行われる塗装焼付処理（１７０℃×２０分程度の加熱工程）を利用し、固溶Ｃ、Ｎ原子によるひずみ時効現象によって部品強度が上昇する鋼板である。このＢＨ鋼板には低炭素系鋼種、極低炭素系鋼種があるが、低炭素系は伸びおよびｒ値が極低炭素系と比較すると劣る。そのため自動車外板などの深絞り部品の成形には一般的に極低炭素系ＢＨ鋼板が用いられている。
【０００３】
ＢＨ鋼板の要求特性としては、ＢＨ量（：焼付硬化性を表し、引張試験において２％ひずみ時の変形応力と、そこで直ちに除荷重し１７０℃、２０分の熱処理を行った後再引張りを行った時の降伏応力の差である）が高く、常温時効量（：鋼板を製造後、ユーザーで使用までの時効による材質劣化を表し、評価は一般的に鋼板を製造後一定時間恒温保持し、ＹＰＥｌの発生およびＹＰ上昇を観察することにより行う）が少ないことが必要であり、これらの特性はＦｅ格子中の固溶Ｃ、Ｎ濃度に依存するので、固溶Ｃ、Ｎ濃度の制御が重要となる。
【０００４】
一般的に固溶Ｃ、Ｎ量の制御は炭化物生成元素および窒化物生成元素の添加により行われている。炭窒化物生成元素を添加する技術として、例えば特公昭６０−１７００４号公報にはＮｂ添加が、特公昭６１−４５６８９号公報、特開平３−２５７１２４号公報、特開平５−２３０５９８号公報、特開平５−２６３１８４号公報にはＮｂ−Ｔｉ添加が、特公昭６０−４７３２８号公報にはＮｂ−Ｔｉ−Ｂ添加が、特公昭６１−１１２９６号公報にはＮｂ−Ｂ添加がそれぞれ開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公昭６０−１７００４号公報に記載のＮｂ添加鋼は固溶Ｃ量をＮｂで調整し、Ａｌで固溶Ｎ量を調整しているため、ＡｌＮの析出はＡｌの拡散速度に律速され、従来レベルの０．００１５％を超えるＮが含まれる場合、Ａｌを添加しても実際には固溶Ｎが数ｐｐｍ残留してしまう。
【０００６】
特公昭６１−４５６８９号公報、特開平３−２５７１２４号公報、特開平５−２３０５９８号公報、特開平５−２６３１８４号公報記載のＮｂ−Ｔｉ添加鋼では、Ｎの固定をより促進するためにＴｉを添加している。しかし、ＢＨ鋼板にＴｉを添加する場合、過剰に添加してＣ原子をＴｉＣとして析出させてしまうとＢＨ性そのものが失われるので、Ｎ原子のみをＴｉＮとして析出させるために、Ｔｉの添加量はＮとの化学量論的関係から、例えばＮ濃度が０．００２０％の時、Ｔｉ濃度は０．００６９％程度としていた。しかしながらこのようなＴｉ、Ｎ濃度領域ではオーステナイト中のＴｉＮの析出開始温度が９００℃近辺と低温になるため、熱間圧延工程で析出するＴｉＮ析出物サイズが極めて細かくなり、この析出物が強度を上昇させ、成形性を劣化させる問題がある。
【０００７】
特公昭６１−１１２９６号公報記載のＮｂ−Ｂ添加鋼もＮｂ−Ｔｉ添加鋼と同様にＢＮとして固溶Ｎの低減を狙っているが、Ｂが粒界に偏析することによりｒ値を低下させるという問題がある。
【０００８】
さらに、一般的にＢＨ量と常温時効量は比例するため、高いＢＨ量を得ようとすると常温時効により材質が劣化する。一方、常温時効での特性安定性を求めるとＢＨ量が不足した。
【０００９】
上記のように従来技術により得られるＢＨ鋼板は諸々の問題点を有している上に、特性面でＢＨ性と耐常温時効性との両立が困難であった。
【００１０】
また、鋼板を製造するにあたっては、製鋼工程でのＣ、Ｎ制御が非効率かつ不安定であったため、固溶Ｃ、Ｎを最適に制御することができなかった。すなわち、従来の製鋼法では、脱珪、脱燐を脱炭、脱窒工程で同時に行うもしくは溶銑予備処理工程として脱燐工程などを備えてＣ、Ｎ制御を行っていたが、燐、珪素の低減が不十分であり、そのため所望のＣ、Ｎ濃度に調整するために非常に長い処理時間を要するばかりか、安定制御が不可能でチャージ間のばらつきが大きかった。
【００１１】
本発明は、このような問題に鑑みなされたもので、BH量を安定して確保しつつ常温時効を抑制した、焼付硬化性と耐常温時効性のバランスに優れ、成形性低下などの窒化物起因の問題点がない、冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題を解決するために、固溶Ｃ、Ｎのひずみ時効挙動について詳細に検討を重ねた結果、鋼中Ｃ、Ｎ濃度を限られた範囲に制御することで、ＢＨ性と耐常温時効性を両立し、さらに自動車外板などのプレス素材として最適な特性が得られることを見出した。
【００１３】
つまりＣ濃度を調整することにより、ＢＨ量を最適化し、Ｃ＋Ｎを制御することにより耐常温時効性を優れたものとした。さらにＣ／Ｎを１以上にすることによりＢＨ性と常温時効性のバランスを向上させた。また、さらにＮ濃度を従来にない極めて低いレベルで制御するとコイル内での材質変動の抑制に対して極めて良好な領域があることをも見出し、本発明に至った。
【００１４】
製造方法においては、製鋼工程において脱燐工程、脱珪工程、脱炭工程、脱窒工程および真空脱ガス工程を各々独立して行い、溶鋼を成分制御し、さらに薄鋼板製造工程での浸炭、浸窒を抑制することにより、鋼中の総炭素、窒素濃度を従来にない極めて低いレベルにしかも安定的に制御することを見出した。
【００１５】
本発明はかかる知見に基づきなされたもので、以下のような構成を有する。
[1] 溶鋼を、重量％で、C：0.0010〜0.0035％、Si：0.05％以下、Mn：0.17〜0.80％、P：0.01〜0.08％、S： 0.003〜0.02％、SolAl：0.03〜0.1％、Nb：0.003〜0.02％かつ93/12[C％]以下、N：0.0010％以下を含み、さらにC+N≦0.0035％かつC/N≧1となるように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分に制御後、連続鋳造によりスラブとし、熱間圧延、冷間圧延を施し、次いで平均昇温速度：20℃/sec以上で昇温し、次いで温度：800〜870℃で保持し、次いで平均冷却速度：5〜20℃/secで600℃以下まで冷却し、さらに100℃以下まで冷却後、圧延率： 1.0〜2.0％の調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
[2]上記[1]において、さらに、成分として、重量％で、Ti：0.001〜0.02％かつ48/32[S％]+48/14[N％]以下を含有することを特徴とする焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
[3]上記[1]または[2]において、さらに、成分として、重量％で、Ｂ：0.0001〜0.001％含有することを特徴とする焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
まず成分の限定理由を説明する。
【００２０】
Ｃは固溶ＣまたはＮｂＣ析出物として鋼板中に存在する。それらのうち、固溶Ｃは、本発明に係るＢＨ鋼板においてＢＨ量を安定して確保するために最も重要な要件である。従って、Ｃの制御が極めて重要であり、Ｃが０．００１０％未満では大部分がＮｂＣとして析出し、ＢＨ量が不足する。一方、Ｃが０．００３５％を超えるとＢＨ量が大きすぎ、成形前における常温時効による材質劣化が大きくなる。以上より、Ｃは０．００１０％〜０．００３５％とする。
【００２１】
Ｓｉは固溶強化元素として添加される。強度を調整するため適宜添加してよい。しかし０．０５％を超えると鋼板表面性状が劣化するため、Ｓｉは０．０５％以下とする。
【００２２】
Ｍｎは強度調整の目的および固溶Ｃとの相互作用によりＢＨ量を安定に調整する目的で添加される。Ｍｎが０．１７％未満ではＢＨ量が不十分となる。一方、Ｍｎが０．８０％を超えると強度が高くなりすぎ、成形性が劣化する。従って、Ｍｎは０．１７％〜０．８０％とする。ＢＨ性の観点から望ましくは０．３６％以上とする必要がある
Ｐはｒ値向上の目的および固溶強化元素として添加される。Ｐが０．０１％未満ではｒ値が低下する。一方、Ｐが０．０８％を超えると鋼板表面性状が劣化する。従ってＰは０．０１％〜０．０８％とする。
【００２３】
Ｓは不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させるので低減する必要がある。Ｓが０．０２％を超えると延性劣化への影響が顕著である。一方、Ｓが０．００３％未満に低減しても材質向上効果が得られないばかりか製造コストが極めて上昇する。従ってＳは０．００３％〜０．０２％とする。
【００２４】
ＡｌはＮを無害化するために非常に重要な元素である。Ａｌは、Ｎを熱延後および焼鈍中にＡｌＮとして析出させる働きがある。Ａｌが０．０３％未満ではＮをすべて析出させることができず、そのため残留した固溶Ｎがひずみ時効により成形前に常温時効による材質劣化をもたらし、極めて有害である。一方、Ａｌが０．１％を超えるとＡｌＮ析出効果は飽和し、鋼板の表面性状が劣化する。従ってＡｌは０．０３％〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎｂは固溶Ｃを最適にかつ安定的に制御する目的で添加される。Ｎｂが０．００３％未満ではこの効果が不十分である。一方、Ｎｂが０．０２％または９３／１２Ｃを超えて添加するとＣの大部分がＮｂＣとして析出し、固溶Ｃが少なくなるためＢＨ量が不十分となる。従って、Ｎｂは０．００３％〜０．０２％かつ９３／１２Ｃ以下とする必要がある。
【００２６】
Ｎはこの発明の最も重要な要件のひとつである。ＮはＣと比較して拡散が早いため、常温時効に対して有害であると考えられる。そのため一般にＡｌ、Ｔｉ、Ｂなどの窒化物生成元素を添加して固溶Ｎを低減する。しかし窒化物としても今度は窒化物そのものが材質劣化、コイル内の材質ばらつきをもたらす。このような材質劣化はＮが０．００１５％を超えると顕著となる。従ってＮは０．００１５％以下とする必要がある。Ｎが０．００１２％以下でさらにコイル内の材質変動が少なくなるので、Ｎは望ましくは０．００１２％以下、さらに望ましくは０．００１０％以下とする。
【００２７】
Ｃ＋Ｎの制御は本発明の重要な要件のひとつで常温時効に係る。Ｃ＋Ｎが０．００３５％を超えると上記の成分範囲内においてもＣ、Ｎが材質劣化をもたらす。Ｃ、Ｎ原子が固溶Ｃ、Ｎとして鋼中に過剰に存在すると耐常温時効性を劣化させることは勿論であるが、たとえＴｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂなどの炭窒化物生成元素を添加して析出物としても、これら析出物が焼鈍時の結晶粒成長を阻害し、そのため降伏応力が増加し、調質圧延でのひずみ導入が不十分となる。このことがＢＨ鋼板の耐常温時効特性に著しい劣化をもたらすため、Ｃ＋Ｎは０．００３５％以下としなければならない。望ましくは０．００３０％以下にすることによりさらに耐常温時効性が向上する。
【００２８】
Ｃ／ＮはＢＨ性と耐常温時効性の両立には制御が不可欠なパラメータである。Ｃ／Ｎが１未満ではＢＨ量が低いまたは常温時効による材質劣化が著しくなる。よって、Ｃ／Ｎは１以上とする。
【００２９】
Ｔｉはさらなるｒ値の向上のために必要に応じて添加される。添加する場合は０．００１％〜０．０２％でかつ４８／３２［％Ｓ］＋４８／１４［％Ｎ］以下の範囲で行う。Ｔｉが０．００１％未満ではその効果がなく、０．０２％を超えると合金化溶融亜鉛めっきを行った場合に表面性状を劣化させるので好ましくない。さらに４８／３２［％Ｓ］＋４８／１４［％Ｎ］を超えるとＴｉＣを析出し固溶Ｃ量が減少するためＢＨ量が低下する。
【００３０】
Ｂは粒界に偏析し、２次加工脆性を抑制する。そのため加工度が高く、使用温度が低い場合については必要に応じて添加する。Ｂが０．０００１％未満ではその効果がなく、０．００１％以上ではｒ値が極めて劣化するので、Ｂを添加する場合は０．０００１〜０．００１％とするのが好ましい。
【００３１】
次に本発明の焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法について説明する。
まず、製鋼工程において、脱燐工程、脱珪工程、脱炭工程、脱窒工程により、溶鋼の成分を調整する。この時、従来の如く脱炭工程および脱窒工程で同時に脱珪、脱燐を行うと所望のＣ、Ｎ濃度を得るのに非常に長い処理時間がかかり、本発明で必須である極低Ｃ、Ｎを安定的に達成することが困難となる。そのため、各工程は独立して行う。またＢＨ鋼板ではＣ濃度のばらつき制御が非常に重要であるので、脱炭工程、脱窒工程前に脱珪工程、脱燐工程をそれぞれ行い、燐、珪素の濃度をＢＨ鋼板で所望の濃度レベルまで低減しておくことがＣ、Ｎの安定制御のために望ましい。
【００３２】
次いで、連続鋳造によりスラブとした後、鋳造スラブはそのまま、または再加熱後熱間圧延を行う。再加熱を行う際の再加熱温度は、表面性状を向上させるため１２５０℃以下で行うことが望ましい。熱間圧延は仕上げ温度：Ａｒ３以上９２０℃未満で仕上げることが望ましい。仕上げ温度がＡｒ３未満の温度では鋼板表層に粗大粒を発生し、ｒ値が劣化する。また、仕上げ温度が９２０℃以上では冷却中に結晶粒が成長し、ｒ値を劣化させる。
【００３３】
次いで、上記より得られた熱間圧延板は冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下の温度まで冷却されることが望ましい。これは冷却中のフェライトの粒成長を抑制することが目的で冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満ではその効果が少ない。また、冷却温度が７００℃以下では実質的に粒成長は起こらないためである。熱間圧延板の巻き取りは温度：６４０〜７００℃で行うことが望ましい。巻き取り温度が６４０℃未満では熱延コイル冷却中の析出物の生成および成長が十分おこらないため材質劣およびコイル内材質変動の原因となる。また、巻き取り温度が７００℃を超えるとスケールが成長し、鋼板表面性状を劣化させる。
【００３４】
次いで、酸洗により脱スケールし、その後、冷間圧延を行う。冷間圧延率は６５〜８３％が望ましい。冷間圧延率が６５％未満では平均ｒ値が低く、８３％を超えるとΔｒが高くなるためである。
【００３５】
次いで、上記により得られた冷間圧延板を平均昇温速度：２０℃／ｓｅｃ以上で昇温する。平均昇温速度が２０℃／ｓｅｃ未満では良好な集合組織が成長せず、ｒ値が低くなる。
【００３６】
次いで、昇温加熱を行い、その後８００〜８７０℃に保持する。保持温度が８００℃未満ではＢＨ量に対して常温時効量が大きくなる。また、保持温度が８７０℃超えでは結晶粒径が大きくなりすぎ、プレス成形すると肌荒れ欠陥が発生する上に、固溶Ｃが多くなりすぎ耐常温時効性が劣化する。
【００３７】
次いで、６００℃以下まで平均冷却速度：５〜２０℃／ｓｅｃで冷却する。６００℃まで冷却する間にＣをＮｂＣとして一部析出させる。平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では固溶Ｃが少なく、ＢＨ量が不足する。また、平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ超えでは固溶Ｃが多くなり、耐常温時効性が劣化する。
【００３８】
次いで、１００℃以下まで冷却後、圧延率：１．０〜２．０％の調質圧延する。１００℃を超える温度で調質圧延を行うと動的ひずみ時効および巻き取り後の時効により耐常温時効性が劣化する。圧延率が１．０％未満では調質圧延の効果が十分でなく、耐常温時効性が劣化する。また、調質圧延率が２．０％を超えると調質圧延の効果が飽和するばかりか、加工硬化により成形性が劣化する。
以上より、本発明の焼付硬化性と耐常温時効性に優れた冷延鋼板が得られる。
【００３９】
なお、本発明の効果は冷延鋼板に表面処理を施すかどうかに拘わらず、得られるものであり、本発明の対象は冷延鋼板か表面処理鋼板かどうかは問わない。すなわち、通常行われる冷延鋼板に亜鉛めっき等を施した表面処理鋼板も本発明に含まれる。
【００４０】
【実施例】
（実施例１）
銑鉄を脱珪工程、脱燐工程を順に行った後、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程により本発明範囲内に成分調整し、連続鋳造によりスラブとした。次いで、直接または再加熱により熱間圧延を板厚２．８ｍｍまで行った。熱間圧延時の熱延開始温度は１１７０〜１２２０℃、熱間圧延完了温度は、９００〜９２０℃であった。その後、平均冷却速度２５℃／ｓｅｃで６４０℃まで冷却した後、巻き取った。次いで得られた熱間圧延板を酸洗後板厚０．７ｍｍまで冷間圧延を行った。次いで、連続焼鈍を行った。連続焼鈍は、平均昇温速度：約２５℃／ｓｅｃで昇温し、８５０℃で約６０ｓｅｃ保持し、保持温度から６００℃まで平均冷却速度：９〜１５℃／ｓｅｃで冷却を行った。引き続き、溶融亜鉛めっきラインを用いて、合金化溶融亜鉛めっきを行った。めっき付着量は片面４５ｇ／ｍ２、合金化処理は誘導加熱方式合金化炉を用い、５００〜５５０℃の温度でめっき中のＦｅ濃度を約１０％に調整し行った。調質圧延は圧延率１．４％で行った。調質圧延時の板温度は約８０℃であった。こうして得られた供試材の成分を表１に示す。また得られた供試材の特性評価結果を表２に示す。
【0041】
【表1】： 
0003596398.tif 000002
【００４２】
【表２】
0003596398.tif 000003
【００４３】
ｒ値はめっきを塩酸で剥離後圧延方向に対して０，４５，９０°方向の平均で測定した。
引張試験はＪＩＳ５号型引張試験片をコイル長手方向中央の材質安定部分（Ｍ部）から圧延方向に対して直角方向で採取したものを用いて実施した。
【００４４】
ＢＨ量は２％の予ひずみを行ったときの変形応力と、そこで除荷重して１７０℃で２０分間オイルバスで加熱保持後、再荷重した際の降伏応力の変化量を評価した。
【００４５】
常温時効特性は３８℃の恒温槽で１８０日保持後の降伏伸び（ＹＰＥｌ）で評価した。ここで、ＹＰＥｌはプレス成形時のストレッチャーストレインマークの発生を防止するため０．３％以下とする必要がある。
【００４６】
またコイル内の材質変動を評価するためコイルトップ部（Ｔ部）から引張試験片を採取し、Ｍ部との差をΔＴＳ（＝ＴＳ（Ｔ部）−ＴＳ（Ｍ部））を測定して、コイル内の材質変動の指標とした。
表面性状の評価方法として、めっきの色むらなど表面性状の良否を目視で判定した。
【００４７】
表2より、本発明鋼3、5、6はBH量が30MPa以上と良好で、かつ耐時効性の指標である38℃×180日時効後の降伏伸び（YPEl180）は0.3％以下と良好である。さらに、コイル内での強度のばらつきを示す、コイル内の材質変動（ΔTS）は10MPa以下と良好である。また、表面性状も良好であった。
【００４８】
これに対し、本発明範囲から外れる比較鋼はＢＨ量、３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）、コイル内の材質変動（ΔＴＳ）、表面性状のいずれかの特性が少なくとも一つ以上優れなかった。
例えば、比較鋼７〜９はＮが本発明範囲を外れるためコイル内の材質変動（ΔＴＳ）が大きい。特に比較鋼８，９はコイル内の材質変動が大きい上にかつＹＰＥｌ１８０が０．４％以上と耐時効性も劣る。
【００４９】
比較鋼１０はＣが低いためＢＨ量が低い。
比較鋼１１，１２はＣ＋Ｎが高いためＹＰＥｌ１８０が高く、耐常温時効性が劣る。比較鋼１３はＣ／Ｎが１未満であるためＢＨ量が低い。比較鋼１４はＣ／Ｎが１未満であり、Ｃ＋Ｎが０．００３５％を超えるので耐常温時効性が劣る上にコイル内の材質変動が大きい。
【００５０】
比較鋼１５はＭｎ濃度が低いためＢＨ量が低い。比較鋼１６はＭｎが高すぎるため強度が高く、延性が劣る上にＹＰＥｌ１８０が高く、耐時効性も劣り、さらに表面性状もよくない。
【００５１】
比較鋼１７はＰ濃度が高すぎるため強度が高く、延性が劣り、さらに表面性状もよくない。
【００５２】
比較鋼１８はＡｌ濃度が低いため固溶Ｎの抑制が不十分となりＹＰＥｌ１８０が高く、耐時効性が劣る。またコイル内の材質変動も大きい。
比較鋼１９、２０はＮｂが０．０２％または９３／１２Ｃを超えているため、ＢＨ量が低い。
【００５３】
比較鋼２１はＴｉ濃度が０．０２％を超えるため、ＢＨ量が低い。
【００５４】
（実施例2）銑鉄を脱珪、脱燐工程、脱炭工程、RH脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整した表1の鋼番号3に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造法によりスラブとした。次いで表3に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた供試材の特性評価結果を表4に示す。
【００５５】
【表３】
0003596398.tif 000004
【００５６】
【表４】
0003596398.tif 000005
【００５７】
各評価方法は表２と同様の方法で行った。
【００５８】
表4より、本発明鋼板C、F、I、L、Oは、BH量が30MPa以上と良好で、かつ耐常温時効性の指標である38℃×180日時効後の降伏伸び（YPEl180）も 0.3％以下と良好である。さらにコイル内での強度のばらつきを示す、コイル内の材質変動（ΔTS）は10MPa未満と良好である。また、表面性状も良好であった。
【００５９】
これに対し、本発明範囲から外れる比較鋼板はＢＨ量、３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）、コイル内の材質変動（ΔＴＳ）、表面性状のいずれかの特性が少なくとも一つ以上優れなかった。
【００６０】
比較鋼板Rは焼鈍温度が高すぎるため、耐常温時効性が劣る。
【００６１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によればＢＨ量が安定して確保できるため焼付硬化性に優れ、かつ耐常温時効性にも優れた冷延鋼板を得ることができる。さらに本発明の製造方法によれば成形性低下などの問題がなく安定して製造することができるので、自動車用外板等に使用される材料として最適である。
【００６２】
また、自動車用外板として海外で使用する場合、製造から成形までの時間が長くまた気温が日本国内より高い場合が多いので、ますます耐常温時効性が求められる。このような場合でも、本発明によれば、世の中のニーズに合致する優れたＢＨ鋼板を提供することが可能となる。