(57)【要約】【課題】４０ＭＰａ以上のＢＨ量と常温非時効性を兼備した歪み時効硬化型鋼材およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｃｕ：０．６〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｎ：０．００１５〜０．０１８％、を含み、Ｎ／Ａｌ＞０．５５の関係を満たし、さらに固溶Ｎと固溶Ｃの量を合計で０．００１５〜０．００８０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト組織中におけるＣｕ析出物とＦｅの界面の面積が単位体積あたり１［μｍ２  ／μｍ３  ］以上であり、フェライト相の面積率が８５％以上であり、１００℃で１時間の時効による降伏点伸びの変化量ΔＹＰ−Ｅｌが０．６％以下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材。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．１〜３．０％以下、
Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．６〜３．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．０２％以下、
Ｎ  ：０．００１５〜０．０１８％
を含み、Ｎ／Ａｌ＞０．５５の関係を満たし、さらに固溶Ｎと固溶Ｃの量を合計で０．００１５〜０．００８０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト組織中におけるＣｕ析出物とＦｅの界面の面積が単位体積あたり１［μｍ２  ／μｍ３  ］以上であり、フェライト相の面積率が８５％以上であり、１００℃で１時間の時効による降伏点伸びの変化量ΔＹＰ−Ｅｌが０．６％以下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材。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、下記ａ群〜ｄ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材。
ａ群：Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の合計を０．００５〜１．０％。
ｂ群：Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００１〜０．２％。
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
ｄ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】
Ｃｕ析出物とＦｅの界面へのＮとＣの偏析量の和ｎｅｘｃｅｓｓが０．１［ａｔｏｍｓ／ｎｍ２  ］以上であることを特徴とする請求項１または２記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼材。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の鋼材に電気めっきまた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材。
【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加熱し、圧延終了温度（Ａｒ３  −１００）℃以上である熱間圧延を行い、５００〜６７０℃で巻取り、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材を製造する方法。
【請求項６】
請求項１または２に記載の化学成分からなるスラブを加熱し、圧延終了温度（Ａｒ３  −１００）℃以上である熱間圧延を行い、５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ以上となる冷却を行い、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材を製造する方法。
【請求項７】
請求項１または２に記載の化学成分からなる鋼材を冷間圧延した後、該冷延板を７７０〜（Ａｃ３  ＋１００）℃間の最高到達温度で一次熱処理し、次いで５５０〜７２０℃間での滞留時間が１７０ｓ以上の時効析出処理を行い、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材を製造する方法。
【請求項８】
一次熱処理および時効析出処理の後、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７記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼材の製造方法。
【請求項９】
請求項１または２に記載の化学成分からなる鋼材を冷間圧延した後、該冷延板を７７０〜（Ａｃ３  ＋１００）℃間の最高到達温度で一次熱処理した後、５５０〜７２０℃間での滞留時間が１７０ｓ以上の時効析出処理を行い、次いで前記鋼材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材を製造する方法。
【請求項１０】
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９記載の常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼材の製造方法。
【請求項１１】
請求項５〜１０の何れか１項に記載の方法により製造した鋼材に、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性に優れた歪時効硬化型鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造部材・足廻り部材・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材およびその製造方法に関するものであり、引張強度で３００ＭＰａから１０００ＭＰａ程度の幅広い強度の鋼材に適用が可能である。特に、本発明鋼は優れたバーリング加工性を併せ持つことから、自動車の構造部材・足廻り部材として最適である。なお、本発明は塗装焼付処理工程を経て使用される建築物等の構造材料にも適用することが可能である。
【０００２】
【従来の技術】
車体重量軽減のニーズから自動車用鋼材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。この種の鋼材は、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材内に生じた転位に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量を得るために鋼材の固溶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程度であり、また５５０ＭＰａ以上の高張力鋼に適用することも難しかった。
【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量は減少するため、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構造部材・足廻り部材・パネル部材用途、建築用の構造部材、電機製品の内外板パネルに好適な、４０ＭＰａ以上のＢＨ量と常温非時効性を兼備した歪み時効硬化型鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、常温非時効を確保した上で得られる最大のＢＨ量は、マルテンサイト相分率が２％未満の場合は８５ＭＰａ、マルテンサイト相分率が２〜１５％の時は１００ＭＰａ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、製造プロセスの制約が極力少ない条件で高ＢＨが得られやすい固溶Ｎ利用型の鋼材を中心に、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、フェライト中に微細なＣｕ粒子を高密度で析出させ、さらにＣｕ析出相とＦｅの界面にＮあるいはＣを偏析させることにより、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、本発明者らは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Ｃｕ析出物とＦｅの界面（以下、Ｃｕ析出物／Ｆｅ界面ともいう）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手段を講じた。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  ：０．１％以下、              Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．１〜３．０％以下、      Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．１％以下、              Ｃｕ：０．６〜３．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、          Ａｌ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００１５〜０．０１８％
を含み、Ｎ／Ａｌ＞０．５５の関係を満たし、さらに固溶Ｎと固溶Ｃの量を合計で０．００１５〜０．００８０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト組織中におけるＣｕ析出物とＦｅの界面の面積が単位体積あたり１［μｍ２  ／μｍ３  ］以上であり、フェライト相の面積率が８５％以上であり、１００℃で１時間の時効による降伏点伸びの変化量ΔＹＰ−Ｅｌが０．６％以下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〜ｄ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：Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の合計を０．００５〜１．０％。
ｂ群：Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００１〜０．２％。
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
ｄ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、Ｃｕ析出物とＦｅの界面へのＮとＣの偏析量の和ｎｅｘｃｅｓｓが０．１［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に電気めっきまた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加熱し、圧延終了温度（Ａｒ３  −１００）℃以上である熱間圧延を行い、５００〜６７０℃で巻取り、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。
【００１８】
（６）第６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加熱し、圧延終了温度（Ａｒ３  −１００）℃以上である熱間圧延を行い、５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ以上となる冷却を行い、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。
【００１９】
（７）第７の発明は、前記（１）または（２）に記載の組成からなる鋼材を冷間圧延した後、該冷延板を７７０〜（Ａｃ３  ＋１００）℃間の最高到達温度で一次熱処理し、次いで５５０〜７２０℃間での滞留時間が１７０ｓ以上の時効析出処理を行い、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。
【００２０】
（８）第８の発明は、前記（７）記載の歪時効硬化型鋼板の製造方法において、一次熱処理および時効析出処理の後、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。
【００２１】
（９）第９の発明は、前記（７）記載の歪み時効硬化型鋼板の製造方法において、一次熱処理および時効析出処理の後、溶融亜鉛めっき層を形成する処理を行い、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。
【００２２】
（１０）第１０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（９）記載の歪み時効硬化型鋼板の製造方法である。
【００２３】
（１１）第１１の発明は、前記（５）〜（１０）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。
【００２４】
【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は鋼の歪時効硬化の発現およびミクロ組織の制御に必須の添加元素である。しかし、０．１％を超えると常温で非時効化することが難しくなり、また溶接性も低下する。このため、本発明ではＣの範囲を０．１％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。
【００２５】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼材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、１．０％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１．０％以下の範囲に制限した。０．５％以下がより好ましい範囲である。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】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼材のミクロ組織および強度の調整に用いられ、さらにＣｕ粒子の析出を促進させる効果がある。Ｍｎの含有量が０．１％未満であるとＣｕ粒子の析出に時間がかかるため生産性が急激に低下し、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０．１〜３．０％の範囲に制限した。なお、Ｃｕ粒子の析出処理時間をさらに短縮するという観点から０．３％以上の添加が望ましい。
【００２７】
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材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。
【００２８】
Ｓ：ＳはＭｎＳ，ＣｕＳ，ＴｉＳ等として鋼中に存在させ、結晶粒径の制御を通じて鋼材の強度・延性の調整に用いられる。しかしながら、０．１％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０．１％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、不純物として不可避的に０．０００１％以上含有する場合が多い。
【００２９】
Ｃｕ：Ｃｕは本発明において必須の添加元素である。０．６％未満であるとフェライト中にＣｕ粒子が析出せず、また３．０％を超えると熱間加工割れが起こり、またコスト的にも割高になる。従って、その適正添加範囲を０．６％〜３．０％に限定した。なお、Ｃｕ添加は、疲労特性、耐腐食特性、また溶接性向上にも効果的であるという付加的効果を併せ持つ。
【００３０】
Ｎｉ：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。０．１％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０．１％〜３．０％に限定した。
【００３１】
Ａｌ：Ａｌは鋼材のミクロ組織および強度の調整に用いられ、また脱酸調製元素として使用しても良い。ただし、ＡｌはＮと結合しＡｌＮを形成する結果、固溶Ｎ量が減少するので、その添加は製造技術上無理のない範囲で必要最小限にとどめることが望ましい。Ａｌ量が０．０２０％を超えるとＡｌＮ析出が起こり、固溶Ｎがこの析出物に吸収される結果、高ＢＨが得られない場合がある。従って、Ａｌ量の範囲を０．０２０％以下に制限した。なお、高いＢＨと常温での伸び劣化抑制を両立するという観点からはＡｌ量の範囲は０．０１４％以下がより好ましく、０．００５０％以下がさらに好ましい上限である。
【００３２】
Ｎ：ＮはＢＨ発現のための必須の添加元素である。０．００１５％未満であると歪み時効硬化が得られず、また０．０１８％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０．００１５〜０．０１８％の範囲に限定した。
【００３３】
Ｎ／Ａｌ：Ｎ／Ａｌが０．５５以下であると固溶Ｎが残留せずにＢＨ量が得られないので、その範囲を０．５５超に制限した。
【００３４】
固溶Ｎ＋固溶Ｃ量：固溶Ｎと固溶Ｃの合計量が０．００１５％未満であると４０ＭＰａ以上のＢＨ量を得ることができず、また０．００８０％を超えると高いＢＨ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、その範囲を合計で０．００１５〜０．００８０％に制限した。
【００３５】
本発明では、上記した組成に加えて、更にａ群〜ｄ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：Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗの１種または２種以上の合計を０．００５〜１．０％。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗは炭窒化物形成元素であり、これらの元素の１種または２種以上の合計を０．００５％以上含有することにより、熱間圧延中、冷却中、あるいは一次熱処理工程中に主に炭窒化物として析出させることで、鋼材の強度を調整するのに用いられる。しかしながら、１種または２種以上の合計で１．０％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、また成形加工性の劣化も招く。従って、その合計量の範囲を０．００５〜１．０％とした。
【００３６】
ｂ群：Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００１〜０．２％。
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｔａは炭窒化物形成元素であり、鋼材のミクロ組織、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種または２種以上の合計を０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計で０．２％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０．００１〜０．２％とした。
【００３７】
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
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、０．０１０％を超えると粒界に粗大析出物を形成して、加工割れが発生する。従って、その範囲を０．０００３〜０．０１０％と限定した。
【００３８】
ｄ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は介在物の形態、分布の制御に用いる元素であり、１種または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、１種または２種以上の合計の含有量が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種または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。
【００３９】
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。
【００４０】
本発明に係る鋼材は、Ｃｕ析出物／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、フェライト面積率を８５％以上とすることが好ましい。なお、本発明において「フェライト」とは、ＩＳＩＪ  ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ３５巻（１９９５）９４１〜９４４頁に示すようなポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライトあるいはＭ／Ａ複合体を含むグラニュラーベイニティックフェライトを指す。フェライト以外の残部組織はマルテンサイト、オーステナイト、ラス状ベイナイト、パーライトの１種または２種以上を含有しても良い。なお、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、Ｃｕ粒子の粒界析出を防止する観点から３μｍ以上の粒径であることがより望ましい。
【００４１】
鋼中における単位体積あたりのＣｕ析出物／Ｆｅ界面の面積は、１［μｍ２  ／μｍ３  ］未満であるとＮ原子とＣ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、その界面面積量の範囲を１［μｍ２  ／μｍ３  ］以上に制限した。１０以上がより好ましい範囲である。
またＣｕ析出物／Ｆｅ界面へのＮとＣの偏析量の和ｎｅｘｃｅｓｓがＣｕ析出物／Ｆｅ界面の単位面積あたり０．１［ａｔｏｍｓ／ｎｍ２  ］未満であると常温非時効性が得られない。従って、前記偏析量の和を０．１［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０．３以上、より好ましくは１以上であり、Ｃｕ粒子を成長させ非整合界面にすることでより大きな偏析量を実現することができる。
【００４２】
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材は、ＢＨ量として４０ＭＰａ以上を有しかつ１００℃にて１時間熱処理後の引張試験による降伏点伸びの増加量が０．６％以下である。なお、本発明鋼材は常温時効により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。この原因は粒界部における鉄炭窒化物の生成が抑制されているためであると推測され、ＮやＣが鋼中のＣｕ粒子／Ｆｅ界面にトラップされるためであると考えられる。具体的には全伸びの劣化量は２％以下に抑制される。
【００４３】
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。
【００４４】
熱延板を最終製品とする場合には、巻取中あるいは冷却中においてマトリクス中にＣｕ粒子をより微細に析出させる観点から、（Ａｒ３  −１００）℃以上の仕上げ圧延終了温度にする必要がある。（Ａｒ３  −１００）℃未満では、Ｃｕ粒子の転位上析出によるＣｕ粒子の粗大析出化を引き起こしたり、また板厚精度の問題を生じたりする。Ａｒ３温度以上がより好ましい範囲である。仕上げ圧延終了温度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、ｒ値を確保するためには１０００℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
熱延後はＣｕをＦｅマトリクス中に析出させるために、５００℃〜６７０℃間で巻取処理を行うか（前記（５）に係る本発明）、あるいは５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ以上になるように冷却する必要がある（前記（６）に係る本発明）。巻取温度が６７０℃を超えるとＣｕ粒子が粗大化して、１［μｍ２  ／μｍ３  ］以上のＣ粒子／Ｆｅ界面面積を得ることができず、その結果、常温非時効性が得られない。巻取温度が５００℃未満であると通常の巻取時間内にＣｕ粒子の析出が起きない。また、５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ未満であるとＣｕの析出が起こらない。
【００４６】
上記の冷却あるいは巻取後は１００〜３００℃間で２０ｓ以上滞留させる。詳細なメカニズムは定かではないが、この工程中にＣｕ粒子／Ｆｅ界面への固溶Ｎの偏析が起こると考えられ、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。１００〜３００℃間が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性と常温遅時効性の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、より優れた常温遅時効性および耐常温延性劣化特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り、また伸び値が顕著に低下するので、その上限としては６００００ｓ以下であることが好ましい。
【００４７】
熱延後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率３％以下の調質圧延若しくはレベラー加工、または圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない（前記（１１）に係る本発明）。
【００４８】
次に冷延板あるいはめっき板を最終製品とする場合の製造条件について示す。
素材である熱延板の製造条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。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。
【００４９】
連続焼鈍工程また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、７７０℃未満では再結晶が完了せず加工性が劣悪となったり、熱延で析出したＣｕが十分に固溶しない。またセメンタイトが十分に固溶せずＢＨが得られない場合がある。一方、一次熱処理温度が（Ａｃ３  ＋１００）℃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７７０〜（Ａｃ３  ＋１００）℃に制限した。
【００５０】
上記一次熱処理終了後、ＣｕをＦｅマトリクス中に析出させるために、５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ以上の析出処理を行う必要がある。５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ未満である場合にはＣｕの析出が起こらず、常温非時効性の確保が困難になる。なお、一次熱処理およびＣｕ粒子の析出処理は、連続焼鈍による方法の他に、箱形焼鈍炉を用いる方法でも構わない（前記（７）に係る本発明）。
【００５１】
溶融亜鉛めっきを施さない場合は、一次熱処理後、上記の５５０℃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（前記（８）に係る本発明）。
【００５２】
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５５０〜７２０℃間の滞留時間が１７０ｓ以上の時効析出処理を行い、次いで亜鉛めっきを行い、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（前記（９），（１０）に係る発明）。
【００５３】
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。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。
【００５４】
冷延板またはめっき板を最終製品とする場合も調質圧延またはレベラー加工は、常温遅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（前記（１１）に係る本発明）。
【００５５】
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アルミ、亜鉛、クロム、錫、ニッケルが例として挙げられる。
【００５６】
なお、Ｃｕ粒子／Ｆｅ界面の面積は透過電子顕微鏡により平均析出物粒径、分布密度を像観察により決定し求めるか、あるいはＣｕ析出相が極めて微細な場合はアトムプローブ電界イオン顕微鏡法により平均粒子径および析出物の体積分率を測定し決定する方法が好適である。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のが簡易である。Ｃｕ粒子／Ｆｅ界面へのＮとＣの偏析量の和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。なおＣｕ粒子のサイズについては直径１ｎｍ以上のものを析出物と見なすことにする。
【００５７】
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。また固溶Ｃ量は、はじめに全Ｃ量を求め、次いで試料を適切な電解液、例えばテトラメチルアンモニウムクロリド＋アセチルアセトン混合液で電解した後、十分に洗浄した抽出残渣を酸素気流中高周波燃焼赤外線吸収法により分析しこれを析出Ｃ量とし、最後に全Ｃ量から析出Ｃ量を引くことにより求める。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。
【００５８】
【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に示す条件で熱間圧延工程を行った。なお、熱間圧延時のスラブ加熱温度は１０５０〜１２５０℃で、最終板厚を４ｍｍとした。調質圧延は全て１．０％の伸び率で行った。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。
【００５９】
また、表１に示す成分の鋼について、１０５０〜１２５０℃にスラブを再加熱し、熱間圧延終了温度８４０〜９３０℃で最終板厚４ｍｍまで熱延し、５５０〜６５０℃で巻取り、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、表３に示す条件で連続熱処理および連続亜鉛めっき工程を行った。調質圧延率は全て１．０％で行った。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。
【００６０】
降伏点伸びの変化を観察するための引張試験は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、１００℃×１ｈｒ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。一方、ＢＨ量を観察するための引張試験はＪＩＳ１３Ｂ試験片を用い、歪み速度１０−３／ｓの条件で行った。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４に示す。
バーリング加工性（伸びフランジ性）については日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ
１００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法によって評価した。
【００６１】
試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１２はＣｕ量が適正範囲外で十分な量のＣｕ粒子／Ｆｅ界面面積が得られず、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．４，Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１６は熱延巻取温度あるいは７２０℃〜５５０℃間の滞留時間が適正範囲外であるために、十分な量のＣｕ粒子／Ｆｅ界面面積が得られず、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．５，Ｎｏ．１４は、３００〜１００℃間の滞留時間が適正範囲外であったためにＣｕ粒子／Ｆｅ界面への十分な量のＮおよびＣの偏析が得られず、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．７，Ｎｏ．１８はＮ量が過剰になりＢＨ量が過大になったため、降伏点伸びの変化量ΔＹＰ−ＥＬが０．６％以内に収まらなかった例である。
【００６２】
【表１】
2005036271.tif 000002
【００６３】
【表２】
2005036271.tif 000003
【００６４】
【表３】
2005036271.tif 000004
【００６５】
【表４】
2005036271.tif 000005
【００６６】
【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構造部材・足廻り部材・パネル部材用途、電機製品用内外板パネル、建築物等の構造物用途に好適な、成形限界値が優れ、常温保持中の材質劣化が少なく、バーリング加工性に優れ、ＢＨ量４０ＭＰａ以上の高い歪み硬化能を有する歪み時効硬化型鋼材を安価に提供することができ、工業的に価値が高い。