(57)【要約】【課題】５０ＭＰａ以上の高ＢＨ量を有し、さらに常温非時効性を確保した上で得られるＢＨ量を従来技術に比して１０ＭＰａ以上向上させ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：０．０２〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００４〜０．０５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．００１〜０．６％、Ｃｒ：０．００１〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含み、さらに固溶Ｎ：０．００２〜０．００６％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、硫化物とＦｅの界面の総面積が鋼中における単位体積あたり３×１０−２［μｍ２  ／μｍ３  ］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：０．０２〜３．０％、
Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．００４〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．００１〜０．６％、
Ｃｒ：０．００１〜０．４％、
Ｎ  ：０．００２〜０．００８％
を含み、さらに固溶Ｎ：０．００２〜０．００６％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、硫化物とＦｅの界面の総面積が鋼中における単位体積あたり３×１０−２［μｍ２  ／μｍ３  ］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に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０．００１〜１．０％
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％。
ｃ群：Ｎｉを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】
硫化物とＦｅの界面へのＮの偏析量ｎｅｘｃｅｓｓが前記界面の単位面積当たり１［ａｔｏｍｓ／ｎｍ２  ］以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の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１〜３の何れか１項に記載の鋼板に電気めっ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５】
請求項１または２に記載の化学成分からなるスラブを１２００℃以上に加熱し、１０５０〜１０００℃間の板厚減少率３０％以上、１０００〜９００℃間での板厚減少率３０％以上となる熱間圧延を行い、下式で定義される温度をＴ１（℃）とした時に、最終仕上圧延温度〜Ｔ１（℃）間を該温度域の滞留時間が６０ｓ以内になるように冷却し、Ｔ１（℃）以下で巻取り、次いで該熱延板を冷間圧延した後、該冷延板をＡ１変態点〜（Ａ１変態点＋２００）℃間の最高到達温度で一次熱処理し、次いでＡ１変態点〜Ｔ１（℃）間での滞留時間が６０ｓ以下になるような冷却を行い、さらに１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行う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。
Ｔ１（℃）＝７００−４００×（Ｃｒ含有量（％））
【請求項６】
一次熱処理の後、Ａ１変態点〜Ｔ１（℃）間での滞留時間が６０ｓ以内になるような冷却を行い、過時効処理を行い、次いで１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする請求項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】
一次熱処理の後、Ａ１変態点〜Ｔ１（℃）間での滞留時間が６０ｓ以内になるような冷却を行い、次いで前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、さらに１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする請求項５に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】
溶融亜鉛めっき層を形成した後、合金化処理を行い、次いで１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする請求項７に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９】
請求項５〜８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常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の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４５０ＭＰａ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したり、低加工歪み領域のＢＨ量が得られなくな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。さらにこの方法によると結晶粒が粗大になるほど常温遅時効を確保した上で得られるＢＨ量は減少し、従って、実鋼板への適用範囲は極めて限られるという問題点を有していた。
【０００８】
また、特許文献４には固溶状態のＣおよびＮ量とフェライト結晶粒径を制御することにより降伏応力と引張強度の双方を上昇させた歪時効硬化特性、耐衝撃性および加工性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。また特許文献５には、フェライト粒径を制御した、固溶Ｎ利用型の耐衝撃性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法が提案されている。また、特許文献６には加工性および歪み時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提案されている。しかし、これらの方法は高いＢＨ特性を得ることは可能であるものの、常温非時効性が得られないという問題を有していた。
【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２００１−３３５８８９号公報
【特許文献５】
特開２００１−２２６７４４号公報
【特許文献６】
特開２００１−２４７９４６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、電着塗装工程を経て作られる自動車用のパネル部材用途、電気製品内外板用途に好適な、５０ＭＰａ以上の高ＢＨ量を有し、さらに、常温非時効性を確保した上で得られるＢＨ量を従来技術に比して１０ＭＰａ以上向上させ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。
【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、製造プロセスの制約が少ない条件で高い焼付硬化（ＢＨ）量が得られやすい固溶Ｎ利用型の鋼板を中心に、高ＢＨを得た上で常温時効中での降伏点伸びの発生を抑制するための方法について検討を重ねた。その結果、鋼中に微細な硫化物粒子を高密度で析出させ、さらに硫化物とＦｅの界面にＮを偏析させる工程を経ることにより、常温非時効性を確保した上で従来技術以上の高ＢＨを達成できることを見出した。
【００１２】
次いで、発明者らはＮ原子の存在状態に着目してこの原因を調査した。その結果、１００℃以下の低温保持中においては、Ｎ原子は硫化物とＦｅの界面にトラップされて拡散しにくくなる一方で、１７０℃程度の高温では界面から脱離し、このために高ＢＨと常温非時効が両立されているという全く新しい事実を見出し本発明に至った。
【００１３】
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：０．０２〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００４〜０．０５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．００１〜０．６％、Ｃｒ：０．００１〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含み、さらに固溶Ｎ：０．００２〜０．００６％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、硫化物とＦｅの界面（以下、硫化物／Ｆｅ界面ともいう）の総面積が鋼中における単位体積あたり３×１０−２［μｍ２  ／μｍ３  ］以上であることを特徴とする。
【００１４】
（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０．００１〜０．１％。
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％。
ｃ群：Ｎｉを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％。
【００１５】
（３）第３の発明は、硫化物とＦｅの界面へのＮの偏析量ｎｅｘｃｅｓｓが前記界面の単位面積当たり１［ａｔｏｍｓ／ｎｍ２  ］以上であることを特徴とする前記（１）または（２）記載の歪み時効硬化型鋼板である。
【００１６】
（４）第４の発明は、前記（１）〜（３）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。
【００１７】
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、
（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１２００℃以上に加熱し、１０５０〜１０００℃間の板厚減少率３０％以上、１０００〜９００℃間での板厚減少率３０％以上となる熱間圧延を行い、下式で定義される温度をＴ１（℃）とした時に、最終仕上圧延温度〜Ｔ１（℃）間を該温度域の滞留時間が６０ｓ以内になるように冷却し、Ｔ１（℃）以下で巻取り、次いで該熱延板を冷間圧延した後、該冷延板をＡ１変態点〜（Ａ１変態点＋２００）℃間の最高到達温度で一次熱処理し、次いでＡ１変態点〜Ｔ１（℃）温度間での滞留時間が６０ｓ以下になるような冷却を行い、さらに１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする。
Ｔ１（℃）＝７００−４００×（Ｃｒ含有量（％））
【００１８】
（６）第６の発明は、一次熱処理の後、Ａ１変態点〜Ｔ１（℃）間での滞留時間が６０ｓ以内になるような冷却を行い、過時効処理を行い、次いで１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする前記（５）記載の歪み時効硬化型鋼板の製造方法である。
【００１９】
（７）第７の発明は、一次熱処理の後、Ａ１変態点〜Ｔ１（℃）間での滞留時間が６０ｓ以内になるような冷却を行い、次いで前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、さらに１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする前記（５）記載の鋼板の製造方法である。
【００２０】
（８）第８の発明は、溶融亜鉛めっき層を形成した後、合金化処理を行い、次いで１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である時効処理または冷却を行うことを特徴とする前記（７）記載の歪み時効硬化型鋼板の製造方法である。
【００２１】
（９）第９の発明は、前記（５）〜（８）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。
【００２２】
【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％を超えると焼鈍プロセス中に炭化物が硫化物上に生成し、硫化物／Ｆｅ界面へのＮ偏析を阻害する。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。
【００２３】
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。
【００２４】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼中に硫化物を形成させるために添加される。また同時に強度の調整にも用いられる。Ｍｎの含有量が０．０２％未満であると多量の硫化物が析出せず、一方、３．０％を超えると成形加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量を０．０２〜３．０％の範囲に制限した。
【００２５】
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。
【００２６】
Ｓ：Ｓは硫化物を形成させるために添加される。添加量が０．００４％未満であると、多量の硫化物を形成させることが困難になり、一方０．０５％を超えると熱間脆性を起こす可能性があるので、その範囲を０．００４〜０．０５％に限定した。硫化物の析出量を増大させるという観点からは０．００８％以上の添加がより望ましい。
【００２７】
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は硫化物上で安定なＡｌＮを形成する結果、硫化物／Ｆｅ界面へのＮ偏析を阻害するので、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。
【００２８】
Ｃｕ：Ｃｕは鋼中にＣｕＳ等の硫化物を形成させるために添加される。０．００１％未満であると析出する硫化物量が十分でなく、また０．６％を超えると熱間加工割れが起こる。従って、その適正添加範囲を０．００１〜０．６％に限定した。０．００５％以上の添加がより好ましい。
【００２９】
Ｃｒ：Ｃｒは鋼中に硫化物を形成させるために添加される。また、Ｃｒは常温におけるＮの拡散を抑制させる効果がある。添加量が０．００１％未満であると硫化物形成効果が見られず、一方、０．４％を超えると、硫化物上にＣｒＮを形成して硫化物／Ｆｅ界面へのＮ偏析を阻害する。従って、Ｃｒ添加量の範囲を０．００１〜０．４％に制限した。
【００３０】
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０．００８％を超えると焼鈍プロセスにおいて硫化物上に鉄窒化物、Ｃｒ窒化物、Ａｌ窒化物等が形成されやすくなり、その結果、硫化物周囲へのＮ偏析を阻害し、常温非時効性が得られなくなる。従って、その範囲を０．００２〜０．００８％の範囲に限定した。
【００３１】
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０．００６％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０．００２〜０．００６％の範囲に制限した。
【００３２】
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０．００１〜１．０％。
ＭｏはＣによる常温非時効性を改善させる効果がある。しかしながら、０．００１％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、硫化物上へのＮ偏析を阻害する。従って、その合計量の範囲を０．００１〜１．０％とした。
【００３３】
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％。
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０．０２％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０．００１〜０．０２％とした。
【００３４】
ｃ群：ＮｉはＣｕ添加による熱間加工割れを抑制するために用いられる。０．０１％未満であると熱間割れを抑制することが難しく、一方３．０％を超えるとコスト的に割高となる。従って、その適正添加範囲を０．０１％〜３．０％に限定した。
【００３５】
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。
【００３６】
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、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。
【００３７】
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％以下程度であり、これを不可避不純物としてのＯ量の上限とする。
【００３８】
本発明に係る鋼板は硫化物／Ｆｅ界面でのＮ原子トラップ効果を十分に発現させるために、フェライト面積率は９８％以上とすることが好ましい。フェライトの平均結晶粒径は特に限定する必要はなく、あらゆる結晶粒径で本発明の効果を奏功することができる。ただし、細粒であるほど硫化物／Ｆｅ界面でのＮトラップ効果が小さくなるので、４μｍ以上の粒径であることが望ましい。より好ましくは１０μｍ以上である。
【００３９】
鋼中における単位体積あたりの硫化物／Ｆｅ界面の総面積は、３×１０−２［μｍ２  ／μｍ３  ］未満であるとＮ原子を十分にトラップすることができず、その結果、常温非時効性が得られない。従って、その総面積の範囲を３×１０−２［μｍ２  ／μｍ３  ］以上に制限した。５×１０−２以上がより好ましい範囲である。
また硫化物／Ｆｅ界面へのＮの単位界面面積あたりの偏析量ｎｅｘｃｅｓｓが合計で１［ａｔｏｍｓ／ｎｍ２  ］未満であると常温非時効性が得られない。従って、界面偏析量の範囲を１［ａｔｏｍｓ／ｎｍ２  ］以上に制限した。より安定した常温非時効性を得るためには３以上、より好ましくは８以上である。
【００４０】
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。本発明によって得られる鋼板は、硫化物分布を適正化していない従来鋼と比した時に、常温非時効を確保した上で得られるＢＨ量の向上代は１０ＭＰａ以上である。なお、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。なお、本発明鋼板は常温時効による降伏点伸び発生が抑制されるだけでなく、全伸び値の低下も抑制される。
【００４１】
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特に限定するものではない。すなわち、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。
熱延スラブ加熱温度は、鋳造中あるいは粗圧延中に析出した硫化物を再溶解させる必要があるので、１２００℃以上にする必要がある。
【００４２】
熱延は、硫化物の析出温度域である１０５０〜９００℃間で歪み誘起析出させることにより微細かつ高密度に分布させる必要がある。１０５０〜１０００℃間および１０００〜９００℃間の板厚減少率がそれぞれ３０％未満であると、硫化物が高密度で形成されにくいので、板厚減少率の範囲をそれぞれ３０％以上に限定した。４０％以上がより好ましい板厚減少率である。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。
【００４３】
仕上げ圧延後は最終仕上げ圧延温度からＴ１（℃）までを、その間の滞留時間が６０ｓ以下、好ましくは４０ｓ以下になるように冷却する。６０ｓを超えると冷却中に硫化物上にＡｌＮ、ＣｒＮ、鉄炭窒化物等が析出し、高いＢＨ値が得られなくなるのと同時に、その後の工程においてＮの界面偏析を阻害し、常温非時効性にも悪影響を及ぼす。
【００４４】
巻取温度はＴ１（℃）以下にする必要がある。Ｔ１（℃）を超えると硫化物上に窒化物が形成され、高いＢＨ値が得られなくなるのと同時に、その後の工程においてＮの界面偏析を阻害し、常温非時効性にも悪影響を及ぼす。下限については特に定める必要はなく、室温でも構わない。
【００４５】
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。
【００４６】
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については常法に従えばよい。一次熱処理時の最高到達温度については、Ａ１変態点未満では再結晶が完了せず加工性が劣悪となる場合がある。一方、一次熱処理温度が（Ａ１変態点＋２００）℃を超えると、通板中に板破断をおこし生産性が大きく低下する。従って一次熱処理の最高到達温度の範囲をＡ１変態点〜（Ａ１変態点＋２００）℃に制限した。
尚、Ａ１変態点は以下の式により求めることができる。
Ａ１＝７２３＋２９×Ｓｉ−１１×Ｍｎ−１７×Ｎｉ＋１７×Ｃｒ
【００４７】
上記一次熱処理終了後、Ａ１変態点〜Ｔ１℃間の滞留時間が６０ｓ以下、好ましくは４０ｓ以下の冷却を行う必要がある。滞留時間が６０ｓを超えると、硫化物上に窒化物が形成され、高いＢＨ値が得られなくなるのと同時に、その後の工程においてＮの界面偏析を阻害し、常温非時効性にも悪影響を及ぼす。
【００４８】
溶融亜鉛めっきを施す場合には、一次熱処理後、少なくともＡ１変態点〜Ｔ１℃間の滞留時間が６０ｓ以下、好ましくは４０ｓ以下の冷却を行い、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、一次熱処理後、上記のＴ１℃までの冷却をした後は、過時効処理として５００℃〜室温までの何れの温度まで冷却しても構わない。
【００４９】
一次熱処理後、あるいは過時効帯を利用した熱処理後、あるいはめっき処理後（合金化処理後も含む）に１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である冷却を行う。なお、過時効処理を行なう場合には、前述の温度域で滞留時間を確保するため、１００〜３００℃、２０ｓ以上とすることが熱効率上好ましい。なお、１００〜３００℃間の滞留時間が２０ｓ以上である冷却工程は、上に述べたように硫化物／Ｆｅ界面にＮを多量に偏析させるために必須の工程であり、従って常温保持中の降伏点伸び発現抑制を得るために必須の工程である。
【００５０】
１００〜３００℃間は結晶粒内において以上の原子移動を最も迅速に起こさせるための温度域であり、この温度範囲内の滞留時間が２０ｓ未満ではＢＨ性と常温非時効性を両立することができない。従って、滞留時間の範囲を２０ｓ以上に制限した。なお、より優れた常温非時効性を得るという観点からは、６０ｓ以上の保持がより好ましい。滞留時間の上限については特に定めないが、６００００ｓを超えると粒界への粗大炭窒化物の析出が起こり、高ＢＨが得られない場合があるので、その上限としては６００００ｓ以下であることが好ましい。
【００５１】
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。
【００５２】
１次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亜鉛、クロム、錫、ニッケルが例として挙げられる。
【００５３】
なお、硫化物／Ｆｅ間の界面面積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。この方法により得られる単位面積当たりの分布密度および界面面積を、溶解した試料厚さで除することにより、単位体積当たりの界面面積を求める。なお、界面面積は析出物を球形と仮定することにより算出する。溶解試料厚さが定かでないときは、一般的な値である０．１μｍを用いるものとする。硫化物／Ｆｅ界面へのＮの偏析量はアトムプローブ電界イオン顕微鏡法により測定する方法が簡易で好適である。
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）のいずれでも同じような硫化物周囲へのＮ偏析能を有する。ただし、硫化物／Ｆｅの界面は非整合界面である方がＮの偏析量を増加させる観点からより好ましい。
【００５４】
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。
【００５５】
【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。
【００５６】
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。
【００５７】
試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．１１はＳ量が適正範囲外で十分な量の硫化物／Ｆｅ界面が得られず、その結果常温非時効特性が得られなかった例である。試料Ｎｏ．２、Ｎｏ．９、Ｎｏ．６は熱延条件あるいはスラブ加熱温度が適正範囲外のため十分な量の硫化物／Ｆｅ界面が得られず、その結果常温非時効特性が得られなかった例である。Ｎｏ．５は３００〜１００℃間の滞留時間が不足でＮが硫化物／Ｆｅ界面に十分に偏析せず、その結果常温非時効性が得られなかった例である。
試料Ｎｏ．８、Ｎｏ．１０は巻取温度および最終仕上げ圧延温度〜Ｔ１（℃）間の滞留時間、あるいはＡ１変態点〜Ｔ１温度間の滞留時間が適正範囲外であったため、ＣｒＮとＡｌＮが析出して固溶Ｎ量が減少したために、常温非時効性は保たれているもののＢＨ量が減少してしまった例である。
【００５８】
【表１】
2005036247.tif 000002
【００５９】
【表２】
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【００６０】
【表３】
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【００６１】
【発明の効果】
本発明は、電着塗装焼付処理を施す自動車用のパネル部材および電機製品用内外板パネル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４５０ＭＰａ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。