(57)【要約】【課題】５０ＭＰａ以上の高いＢＨを有しかつ常温非時効性に優れた歪み時効硬化型鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００１８％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％を含み、固溶Ｎ量が０．００２〜０．００７％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中における粒径０．０１［μｍ］以上の硫化物密度が単位面積あたり０．２［個／μｍ２  ］以下であり、さらにフェライトの結晶粒径が５μｍ以上であることを特徴とする常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００４％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．００１８％以下、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．３〜２．０％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１０％
を含み、固溶Ｎ量が０．００２〜０．００７％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中における粒径０．０１［μｍ］以上の硫化物密度が単位面積あたり０．２［個／μｍ２  ］以下であり、さらにフェライトの結晶粒径が５μｍ以上であることを特徴とする常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、下記ａ群〜ｅ群の１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
ａ群：Ｍｏを０．００５〜１．０％。
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０４％。
ｃ群：Ｃｕ、Ｎｉのうち１種または２種を合計で０．０１〜３．０％。
ｄ群：Ｂを０．０００３〜０．００３％。
ｅ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１％。
【請求項３】
請求項１又は２記載の鋼板に電気めっき又は溶融めっきが施されていることを特徴とする常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の化学成分からなり、スラブ中における粒径０．０１［μｍ］以上の硫化物密度が単位面積あたり０．２［個／μｍ２  ］以下であるスラブを１１８０℃以下に加熱し、熱間圧延を行った後、７５０℃以下で巻取り、次いで該熱延板を冷間圧延した後、焼鈍を行うことを特徴とする請求項１又は２記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板を製造する方法。
【請求項５】
請求項１又は２に記載の化学成分からなるスラブを１１８０℃以上に加熱し、１０５０〜１０００℃間の板厚減少率６０％以下、１０００〜９００℃間での板厚減少率６０％以下となる熱間圧延を行い、７５０℃以下で巻取り、次いで該熱延板を冷間圧延した後、焼鈍を行うことを特徴とする請求項１又は２記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
【請求項６】
焼鈍後に鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする請求項４又は５記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
【請求項７】
溶融亜鉛めっき層を形成した後、合金化処理を行うことを特徴とする請求項６記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項５〜７の何れか１項に記載の方法により製造した鋼板に、伸び率：３％以下の調質圧延またはレベラー加工を施すことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車あるいは家電製品の内外板パネル部材の使途に好適である常温保持中の品質劣化の少ない歪時効硬化型鋼板およびその製造方法に関するものであり、引張強度で２５０ＭＰａから５００ＭＰａ程度の強度の鋼板に適用が可能である。
【０００２】
【従来の技術】
車体重量軽減のニーズから自動車用鋼板においては高強度化の要請が高い。ところが、一般的に材料の高強度化は形状凍結性の低下や成形時の割れといったプレス成形性の劣化を伴うことが知られており、加工性を低下させずに高強度化する方法が強く望まれていた。
【０００３】
このような要望に対し、成形加工性を確保した上で高強度化を達成する技術として、成形加工時には軟質に保たれ、成形加工後の電着塗装焼付工程でおこる歪時効硬化現象を利用して降伏強度あるいは引張強度を増加させる、いわゆる焼付硬化性（Ｂａｋｅ  Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ：ＢＨ）  を利用した技術が知られている。この種の鋼板は、成形加工時にはＣ原子あるいはＮ原子を固溶させて成形性を確保しておき、電着塗装焼付工程において成形加工時に鋼板内に生じた転位にＣ原子あるいはＮ原子を固着させるか、あるいは転位上に炭化物あるいは窒化物を微細分散析出させることによって、降伏強度あるいは引張強度の上昇を図るものである。
【０００４】
しかしながら、高いＢＨ量を得るために鋼板の固溶Ｃ量あるいは固溶Ｎ量を高めると常温時効劣化が生じ、その結果、加工時にストレッチャーストレインと呼ばれる歪み模様が発生するという問題があった。このように歪み時効硬化性と常温非時効特性の確保は二律相反するものと考えられており、実際、常温非時効性を確保した上で得られる最大のＢＨ量は高々３０〜４０ＭＰａ程度であった。
【０００５】
これを解決する手段として、特許文献１には焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術には複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となるという実操業上の問題点を有する。
【０００６】
また特許文献２には、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において焼鈍後の冷却速度を制御することによって粒界中のＣ濃度を高めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であることが示されている。しかしながら、常温非時効性を確保した上で得られるＢＨ量は５０ＭＰａ程度であった。
【０００７】
また特許文献３には、フェライトの結晶粒界中のＮ濃度を所定の範囲内に定めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立を可能にする技術が示されている。しかしながら、この方法では常温時効時の全伸びの劣化は抑制されるものの、ストレッチャーストレイン発生の原因となる降伏点伸び発生の抑制には配慮が無い。
【０００８】
また、特許文献４にはＮ利用型のＢＨ鋼板にＣｒ、Ｍｏ、Ｖを適正量添加することによって、高いＢＨと常温非時効を両立させる技術が開示されている。しかしながら、高いＣｒ、Ｖでかつ熱延の巻取温度が５５０℃を超えるとＣｒＮあるいはＶＮが鋼中に析出し、固溶Ｎ量が減少する結果、高いＢＨ量が得られなくなるという問題点があった。
【０００９】
【特許文献１】
特許第２８１８３１９号公報
【特許文献２】
特開平７−３００６２３号公報
【特許文献３】
特開２０００−２９７３５０号公報
【特許文献４】
特開２００２−５３９３３号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みてなされたものであって、常温非時効性向上に有効であるＣｒを含有する鋼板において、製造工程中のＣｒＮの析出を抑制することで、５０ＭＰａ以上の高いＢＨを有しかつ常温非時効性に優れた歪み時効硬化型鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお本発明において、常温非時効を確保した上で得られるＢＨ量の上限は８５ＭＰａである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の課題を達成するために、常温非時効性発現に効果があるＣｒ添加を前提とした固溶Ｎ利用型の鋼板を中心に、低い巻取温度でも高ＢＨを得る方法について検討を重ねた。初めに本発明者らはＣｒＮの析出メカニズムを解明するためにＣｒＮの析出サイトを詳細に観察した。その結果、鋼中に存在するＭｎＳやＣｕＳといった硫化物がＣｒＮの析出サイトであるということを初めて知見した。次いで析出サイトである硫化物の分布密度を変化させた実験を行い、その結果、硫化物密度が小さいほど熱延巻取中や焼鈍工程中でのＣｒＮ析出が抑制され、Ｃｒ−Ｎ複合添加鋼で従来課題となっていた高ＢＨ化が達成できることを見出し、本発明に至った。
【００１２】
本発明は、前記課題を解決するために次の構成からなる。すなわち、
（１）第１の発明は、常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板であって、質量％で、
Ｃ  ：０．００４％以下、      Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、          Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．００１８％以下、    Ａｌ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．３〜２．０％、      Ｎ  ：０．００２〜０．０１０％
を含み、固溶Ｎ量が０．００２〜０．００７％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、粒径０．０１［μｍ］以上の硫化物密度が鋼中における単位面積あたり０．２［個／μｍ２  ］以下であり、さらにフェライトの結晶粒径が５μｍ以上であることを特徴とする。
【００１３】
（２）第２の発明は、前記組成に加えて、下記ａ群〜ｅ群の１群または２群以上を含有することを特徴とする。
ａ群：Ｍｏを０．００５〜１．０％。
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０４％。
ｃ群：Ｃｕ、Ｎｉのうち１種または２種を合計で０．０１〜３．０％。
ｄ群：Ｂを０．０００３〜０．００３％。
ｅ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１％。
【００１４】
（３）第３の発明は、前記（１）又は（２）の何れか１項に記載の歪み時効硬化型鋼板であって、電気めっき又は溶融めっきが施されていることを特徴とする。
【００１５】
更に、本発明は常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法であって、（４）第４の発明は、前記（１）または（２）に記載の化学成分からなり、かつスラブ中における粒径０．０１［μｍ］以上硫化物密度が単位面積あたり０．２［個／μｍ２  ］以下であるスラブを１１８０℃以下に加熱し、熱間圧延工程を行った後、７５０℃以下で巻取り、次いで該熱延板を冷間圧延した後、焼鈍を行うことを特徴とする。
【００１６】
（５）第５の発明は、前記（１）または（２）に記載の組成からなるスラブを１１８０℃以上に加熱し、１０５０〜１０００℃間の板厚減少率６０％以下、１０００〜９００℃間での板厚減少率６０％以下となる熱間圧延を行い、７５０℃以下で巻取り、次いで該熱延板を冷間圧延した後、焼鈍を行うことを特徴とする。
【００１７】
（６）第６の発明は、前記（４）又は（５）に記載の製造方法において、焼鈍処理後に溶融亜鉛メッキ層を形成することを特徴とする。
（７）第７の発明は、前記（６）に記載の製造方法において、溶融亜鉛めっき層を形成した後、合金化処理を行うことを特徴とする。
（８）第８の発明は、前記（４）〜（７）の何れか１項に記載の方法により製造した鋼板に、伸び率：３％以下の調質圧延またはレベラー加工を施すことを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明について詳細に説明する。
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。
Ｃ：Ｃは鋼のミクロ組織を制御するための添加元素である。しかし、０．００４％を超えると常温非時効の確保が困難になる。このため本発明ではＣの範囲を０．００４％以下に限定した。下限は特に限定することなく本発明の効果を奏することができるが、製鋼のコスト上０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００１９】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼板のミクロ組織および強度の調整に用いられる。しかしながら、０．６％を超えると化成処理性やめっきの密着性が悪くなる。従ってＳｉ含有量を０．６％以下の範囲に制限した。下限は特に限定することなく本発明の効果を奏することができるが、不純物として不可避的に０．００１％以上含有する場合が多い。
【００２０】
Ｍｎ：Ｍｎはミクロ組織および強度の調整に用いられる。Ｍｎの含有量が２．０％を超えると成形加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量を２．０％以下の範囲に制限した。下限は特に限定することなく本発明の効果を奏することができるが、不純物として不可避的に０．００１％以上の含有する場合が多い。
【００２１】
Ｐ：Ｐは熱延組織の微細化能を有し、また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られる。ただし、添加量が０．１％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。従ってＰ含有量の範囲を０．１％以下に制限した。下限は特に限定することなく本発明の効果を奏することができるが、不純物として不可避的に０．００１％以上含有する場合が多い。
【００２２】
Ｓ：Ｓは本発明における最も重要な元素である。０．００１８％を超えると高い密度の硫化物が形成されて、巻取中あるいは焼鈍工程中にＣｒＮが多量に析出してしまう。従って、その範囲を０．００１８％以下に限定した。硫化物の形成量を減らすという観点からは０．０００９％以下であることがより望ましい。
【００２３】
Ａｌ：Ａｌは脱酸および固溶Ｎ量の調整に用いられる。ただしＡｌはＡｌＮを形成し、ＣｒＮの核生成サイトになる場合もあるので、その上限を０．０１％に制限する。ＡｌＮ生成を極力抑制し、安定した常温非時効−ＢＨバランスを得るという観点からはＡｌ量の範囲は０．００５％以下が好ましい。
【００２４】
Ｃｒ：Ｃｒは常温におけるＮの拡散を抑制し、常温非時効を得るために添加される。添加量が０．３％未満であるとその効果が小さく、一方、２．０％を超えるとＮ拡散抑制に対する効果が飽和し、これ以上の添加はコスト高になる。従って、Ｃｒ添加量の範囲を０．３〜２．０％に制限した。
【００２５】
Ｎ：ＮはＢＨ発現のための必須の添加元素である。０．００２％未満であると歪み時効硬化が得られず、また０．０１０％を超えると常温非時効性の確保が難しくなる。従って、その範囲を０．００２〜０．０１％の範囲に限定した。
【００２６】
固溶Ｎ：固溶Ｎ量は、ＢＨ量と直接的に相関する量である。０．００２％未満であると歪み時効硬化が得られず、また０．００７％を超えると高いＢＨ量は得られるものの常温非時効性の確保が困難になる。従って、固溶Ｎ量の範囲を０．００２〜０．００７％の範囲に制限した。
【００２７】
本発明では、上記した組成に加えて、更にａ群〜ｅ群のうちの１群または２群以上を含有しても、本発明の目的を達成することができる。
ａ群：Ｍｏを０．００５〜１．０％。
ＭｏはＣの拡散を抑制することで常温非時効性を改善させる効果があるので、極力添加することが望ましい。しかしながら、０．００５％未満であるとその効果が見られず、１．０％を超えると硫化物上で炭窒化物を形成してしまい、ＢＨ量の減少を招く。従って、その合計量の範囲を０．００５〜１．０％とした。
【００２８】
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０４％。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａは炭窒化物形成元素であり、鋼板のミクロ組織、集合組織およびＣ量、Ｎ量を調整するのに用いられるので、１種又は２種以上を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計で０．０４％を超えると、炭窒化物の析出量が多くなり、高ＢＨを得ることが困難になり、０．００１％以下では添加効果が現れない。従って、その合計量の範囲を０．００１〜０．０４％とした。
【００２９】
ｃ群：Ｃｕ、Ｎｉは強度の調整のため用いられる。１種又は２種の合計で０．０１％未満であると添加効果が得られず、また３．０％を超えるとコスト高になる。従って、その適正添加範囲を０．０１〜３．０％に限定した。
【００３０】
ｄ群：Ｂを０．０００３〜０．００３％。
Ｂは０．０００３％以上含有することにより粒界に偏析し、Ｐによる２次加工割れを抑制する効果があり、さらに成形加工性を改善させる効果がある。しかし、０．００３％を超えるとボロン窒化物を形成して、固溶Ｎ量が減少するために高ＢＨが得られなくなる。従って、その範囲を０．０００３〜０．００３％と限定した。
【００３１】
ｅ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１％。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＣｅおよびＲＥＭは酸素系介在物の形態、分布の制御に用いる元素であり、１種又は２種以上を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計の含有量が０．０１％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、１種又は２種以上の合計量の範囲を０．００１〜０．０１％とした。なお、本発明において、ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものとする。
【００３２】
なお、不可避不純物として重要な元素としてＯがある。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％以上含有する場合が多い。なお本発明のように低Ａｌ成分の場合にはその不可避的残留量は０．０１５％程度であり、これを不可避不純物としてのＯ量の上限とする。
【００３３】
本発明に係る鋼板は、転位上へのＣｒＮの析出を避けるために、フェライトが主体の組織であることが好ましい。フェライトの平均結晶粒径は、５μｍ未満であると製造工程中で粒界上へのＣｒＮを引き起こすことがあるので、５μｍ以上であることが望ましい。好ましくは８μｍ以上である。
【００３４】
鋼中における粒径０．０１［μｍ］以上の硫化物密度は、単位面積あたり０．２［個／μｍ２  ］を超えるとＣｒＮの析出量が多くなり、その結果高ＢＨを達成することが難しくなるので、その範囲を０．２［個／μｍ２  ］以下に制限した。０．１［個／μｍ２  ］以下がより好ましい範囲である。抽出レプリカ法で抽出できる析出物の最小サイズは０．０１μｍであり、またこれより小さいサイズの析出物はＣｒＮの析出核になりにくいので、硫化物の粒径は０．０１［μｍ］以上のものを測定対象とする。尚、粒径は最大径とする。
【００３５】
常温非時効性は人工時効後の降伏点伸びによって評価するのが簡易で好適である。常温非時効であるとは４０℃にて１００００分の熱処理前後の引張試験による降伏点伸びの変化量が０．６％以下であるものである。
【００３６】
次に、製造方法の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは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よい。また、鋳造後に直ちに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。
【００３７】
熱延スラブ加熱温度あるいは熱間圧延条件はスラブ中の硫化物分布密度によって条件の選択肢がある。スラブ中の硫化物分布密度が既に０．２［個／μｍ２  ］以下である場合には、スラブ加熱中に硫化物を再溶解させないようにすれば、その後の熱間圧延中に硫化物が析出することもなく、従って、冷延焼鈍板中の硫化物分布も０．２［個／μｍ２  ］以下になる。１１８０℃を超えるスラブ加熱温度だと硫化物の再溶解が起こり、その後の熱間圧延工程で硫化物分布が変化するので、１１８０℃以下にする必要がある。好ましくは１１２０℃以下である。
【００３８】
一方、スラブ中の硫化物分布密度が０．２［個／μｍ２  ］を超えている場合、あるいは０．２［個／μｍ２  ］以下の時でも他の理由によって１１８０℃以上に加熱する必要がある場合には、熱間圧延条件を限定することで疎な硫化物分布を得ることが可能である。そのためには、まずはじめにスラブを１１８０℃以上に加熱し、硫化物を再溶解させる。この加熱温度は１２００℃以上がより望ましい。
【００３９】
次に、１０５０〜９００℃間は硫化物が微細かつ高密度に析出する範囲であるので、この範囲での圧延量は必要最小限にするように熱間圧延を行う。すなわち、１０５０〜１０００℃間の板厚減少率および１０００〜９００℃間の板厚減少率のどちらかあるいは両方が６０％超であると、微細かつ高密度の硫化物が形成されてしまう。従って、それぞれの温度範囲内での板厚減少率を６０％以下に制限した。なお、熱延工程中における２つの任意の温度をそれぞれＴＡ  、ＴＢ  とした時に、ＴＡ  〜ＴＢ  温度間の板厚減少率とは以下の式で定義される量である。
ＴＡ  〜ＴＢ  温度間の板厚減少率（％）＝１００×
（（ＴＡ  温度通過時の板厚）−（ＴＡ  温度通過時の板厚）／
（ＴＢ  温度通過時の板厚））
仕上げ圧延温度は特に規定しないが、製品板の加工性を確保する観点から（Ａｒ３変態点−１００）℃以上とすることが好ましい。
【００４０】
巻取温度は７５０℃以下にする必要がある。７５０℃超だと硫化物が存在しなくても結晶粒界上にＣｒＮが析出し、高いＢＨ量を得られなくなる場合がある。下限については特に定める必要はないが、低いほど冷延焼鈍板のｒ値が低下するので、４００℃以上であることが好ましい。
【００４１】
巻取後は冷却し、続いて酸洗等の通常公知の処理を行い、冷間圧延を行う。冷間圧延の条件については、圧延パスの回数、圧下率については特に規定する必要はなく常法に従えばよい。ただし、冷間圧延の圧下率が９０％超では設備への負荷が過大となり、さらに製品の機械的性質の異方性が大きくなるので、９０％以下であることが好ましい。
【００４２】
連続焼鈍工程又は連続焼鈍及びめっき工程における加熱速度、加熱温度、冷却速度については常法に従えばよい。ただし、焼鈍後の冷却速度に関してはＣｒＮの析出をできるだけ抑制させるという観点から焼鈍終了〜５５０℃までの範囲内を５℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。
【００４３】
溶融亜鉛めっきを施す場合には、焼鈍熱処理後、亜鉛めっきを行い、その後必要に応じてめっき相の合金化処理を行う。亜鉛めっきおよび合金化の条件は特に定めないが、添加したＣの粒界への析出を抑止する観点からめっき浴中への浸漬時間および合金化炉中の保持時間はそれぞれ４０ｓ以下、より好ましくは２０ｓ以下であることが好ましい。
溶融亜鉛めっきを施さない場合は、焼鈍後、室温まで冷却するかあるいは過時効処理として５００℃〜１００℃までの何れの温度まで冷却しても構わない。
【００４４】
調質圧延は、常温非時効性の向上と形状矯正のために行い、圧下率３％以下の範囲で行うのがよい。３％を超えるとＢＨ量が低下する傾向があるので、これを上限とする。
【００４５】
焼鈍熱処理後にめっき工程あるいはめっき合金化工程を経ずに作られた本発明の冷延鋼板は、各種めっき用原材として好適である。めっき層の形成は電気めっき法、溶融めっき法のいずれでも良く、めっきの主成分としてはアルミ、亜鉛、クロム、錫、ニッケルが例として挙げられる。
【００４６】
なお、硫化物分布密度は、抽出レプリカ法により硫化物を抽出し、これを分析透過電子顕微鏡により測定する方法が好適である。
硫化物種は、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒの硫化物、およびこれら元素を複合的に含有した硫化物（例えば、（Ｍｎ，Ｃｕ）Ｓ）のいずれもＣｒＮの析出サイトとなりうるので、これらを全て計測するものとする。
【００４７】
固溶Ｎ量はＪＩＳＡ５５２３に記述のＮ定量方法に準じて、ろ液を分析することにより求める。不溶解残さをろ過するフィルターとしてはＡｇを使用するのが好適である。
【００４８】
【実施例】
次にこの発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、表２に示す条件でスラブを再加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを行い、このようにして得られた熱延鋼板を酸洗の後、７０〜８５％の冷延率で冷間加工を行い、脱脂処理を行ったのち、連続熱処理および連続亜鉛めっき工程を行った。このようにして得られた鋼板について、引張試験、ＢＨ試験および組織観察を行った。各試験、観察の条件を以下に示す。
【００４９】
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、歪み速度１０−３／ｓの条件で行った。常温保持中の材質変化は、４０℃×１０，０００分の促進時効前後の引張試験結果を比較することにより評価した。ＢＨ試験の予変形量は２％、塗装焼付処理に対応する時効条件は１７０℃×２０分で行い、再引張時において上部降伏点で評価したＢＨ量をとった。フェライトの平均結晶粒径はＪＩＳＧ０５５２の試験方法に従って行った。試験結果を表３に示す。調質圧延は全て１．０％の伸び率で行った。
【００５０】
【表１】
2005036248.tif 000002
【００５１】
【表２】
2005036248.tif 000003
【００５２】
【表３】
2005036248.tif 000004
【００５３】
【発明の効果】
本発明は、電着塗装焼付処理を施す自動車用、家電製品用のパネル部材使途に好適である常温保持中の品質劣化の少ない歪時効硬化型鋼板およびその製造方法に関するものであり、引張強度で２５０ＭＰａから５００ＭＰａ程度の強度の鋼板に適用が可能である。本発明は、常温保持中の材質劣化が少なく高い歪み硬化能を有する歪み時効硬化型鋼板を安価に提供することができ、主に自動車の軽量化に寄与し、工業的に価値が高い。