(57)【要約】【課題】安定して良好な耐時効性を発揮することができる冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量％または質量ppmで、Ｃ：0.01〜0.05％、Si：0.2％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.01％以下およびAl：0.01〜0.1％を含有し、かつ固溶Ｃ量：10ppm以下、固溶Al量：50ppm以上を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の組成にすると共に、析出セメンタイトの40％以上をフェライト粒界に析出させる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％または質量ppmで、
Ｃ：0.01〜0.05％、            Si：0.2％以下、
Mn：0.5％以下、               Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、              Ｎ：0.01％以下および
Al：0.01〜0.1％
を含有し、かつ固溶Ｃ量：10ppm以下、固溶Al量：50ppm以上を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなる鋼において、析出セメンタイトの40％以上がフェライト粒界に析出していることを特徴とする耐時効性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
さらに質量％で、Ｂ：0.0040％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐時効性に優れた冷延鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、Cu，Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Nb，Ti，Cr，Sb，Ｗ，Mo，Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，ZrおよびHfのうちから選んだ一種または二種以上を合計で１％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐時効性に優れた冷延鋼板。
【請求項４】
鋼板表面にめっき皮膜をそなえることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の耐時効性に優れた冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延を施したのち、焼鈍し、さらに過時効処理を施して冷延鋼板を製造するに際し、
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：930℃未満で熱間圧延を終了したのち、700℃未満の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、50％以上の圧延率で冷間圧延したのち、680℃以上で焼鈍し、さらに680℃から過時効温度まで冷却速度：20℃/ｓ以上で冷却後、300〜500℃の温度域で過時効処理を施すことを特徴とする耐時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記過時効処理後、めっき処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の耐時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部品等の構造部材や住居、家具、机などの構造体の素材として好適な、耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
冷延鋼板は、その成形性の良さから、多種多様な構造体の素材として用いられている。通常は、プレス成形で２次元の板形状のものを３次元構造体とし、これらを接合してさらに複雑な３次元の構造体に成形する。
【０００３】
従来、このような冷延鋼板には、Ｃを0.03質量％程度含有する低炭素鋼板が用いられてきた。低炭素鋼板では、Ｃを粗大なセメンタイトとして析出させることによって加工性を向上させていた。しかしながら、微量の固溶炭素を原因とする降伏点伸びの発生、いわゆる時効によって加工時に表面にストレッチャーストレインと呼ばれる模様が生じ、これが表面外観の品質劣化を招き、甚だしい場合にはプレス破断の原因となっていた。
【０００４】
また、特許文献１には、Ｃを0.003質量％以下に低減し、TiとNbを添加し、さらにＳ量を規定すると共に、熱間圧延での仕上温度をMn，Ｓ，NbおよびＣ含有量に応じて規定することで、成形性と化成処理性を向上させる技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、優れた伸びとｒ値を得ることはできるものの、耐時効性の低さによって実際の成形においては、プレス成形性は十分とは言い難かった。
【０００５】
特許文献２には、ＢをＮより多く添加した鋼において、製造時の過時効開始温度を規定して耐時効性を良好とする技術が開示されている。しかしながら、この技術では、ＢＮよりも安定なAlＮが微細に析出して、鋼の硬質化を招くだけでなく、細粒化で時効が促進され、十分な耐時効性を得ることはできなかった。
【０００６】
特許文献３には、焼鈍後、200〜310℃の温度域まで冷却し、その後、40℃以上の再加熱を行って過時効することで耐時効性の優れた冷延鋼板を得る方法が開示されている。しかしながら、この方法は、急速な冷却と加熱を繰り返すことから、温度の変動が大きく、結果として、耐時効性にばらつきが生じてしまい、安定した耐時効性の改善は望めなかった。
【０００７】
特許文献４には、焼鈍後、300〜200℃の温度域まで急冷し、その後に加熱により炭素のセメンタイト化を促進することによって固溶炭素量を低減し、併せてMnＳの析出密度を制御することによって耐時効性を改善する技術が開示されている。しかしながら、この技術においても、安定した耐時効性の改善効果は得られていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第２７１２９８６号公報
【特許文献２】特許第３８１８０２４号公報
【特許文献３】特公平０５―５５５７３号公報
【特許文献４】特公平０７―１０９００９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述したとおり、従来の技術では、十分に満足いくほど耐時効性が良好な冷延鋼板を提供することは困難であった。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するもので、安定して良好な耐時効性を発揮することができる、耐時効性に優れた冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
従来、冷延鋼板の耐時効性は、常温で長時間保管されたときに生じる降伏点伸びの量が指標とされてきた。また、簡易試験として、８％の引張予歪み付与後、100℃で１時間保持することで、時効を加速し加熱により上昇した降伏点と加熱前の加工ままの加工硬化状態との応力の差で表されてきた。
時効の原因は、鋼中に固溶するＣが転位とコットレル雰囲気を形成して転位を固着し、降伏しにくくするためと考えられている。そこで、これを解消すべく、過時効処理を施して、固溶Ｃ量の低減を図るわけであるが、コイルを巻きほぐして焼鈍と過時効を行う連続焼鈍では、過時効時間は長くとも10分程度に限られることから、固溶Ｃのセメンタイト化が進行せず、十分な耐時効性が得られない。
【００１１】
そこで、発明者らは、固溶Ｃや鋼の組織に関し、耐時効性に影響を及ぼす因子について鋭意研究を行った。その結果、時効の起こりやすさは固溶Ｃ量だけでは整理できず、セメンタイトがフェライト組織のどこに生成するかで耐時効性が変化することを突き止めた。また、固溶Alが、フェライト粒の内部から炭素をはき出して耐時効性を高めることも、併せて見出した。
【００１２】
本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨構成は次のとおりである。
１．質量％または質量ppmで、
Ｃ：0.01〜0.05％、            Si：0.2％以下、
Mn：0.5％以下、               Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、              Ｎ：0.01％以下および
Al：0.01〜0.1％
を含有し、かつ固溶Ｃ量：10ppm以下、固溶Al量：50ppm以上を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなる鋼において、析出セメンタイトの40％以上がフェライト粒界に析出していることを特徴とする耐時効性に優れた冷延鋼板。
【００１３】
２．さらに質量％で、Ｂ：0.0040％以下を含有することを特徴とする前記１に記載の耐時効性に優れた冷延鋼板。
【００１４】
３．さらに質量％で、Cu，Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Nb，Ti，Cr，Sb，Ｗ，Mo，Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，ZrおよびHfのうちから選んだ一種または二種以上を合計で１％以下含有することを特徴とする前記１または２に記載の耐時効性に優れた冷延鋼板。
【００１５】
４．鋼板表面にめっき皮膜をそなえることを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の耐時効性に優れた冷延鋼板。
【００１６】
５．前記１〜３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延を施したのち、焼鈍し、さらに過時効処理を施して冷延鋼板を製造するに際し、
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：930℃未満で熱間圧延を終了したのち、700℃未満の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、50％以上の圧延率で冷間圧延したのち、680℃以上で焼鈍し、さらに680℃から過時効温度まで冷却速度：20℃/ｓ以上で冷却後、300〜500℃の温度域で過時効処理を施すことを特徴とする耐時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
６．前記過時効処理後、めっき処理を施すことを特徴とする前記５に記載の耐時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、従来に比べて耐時効性が大幅に向上した冷延鋼板を提供することが可能となり、産業上、極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、冷延鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％、ppmは、特に断らない限り質量％、質量ppmを意味するものとする。
Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、鋼中でセメンタイトを形成するか、固溶状態で存在する。Ｃ量が0.01％未満では固溶Ｃの析出駆動力が低下し、過時効処理を施してもセメンタイトとして析出し難くなることから、Ｃ量は0.01％以上とする。好ましくは0.015％以上である。一方、Ｃ量が0.05％を超えると固溶Ｃ量の低減が難しくなって耐時効性が劣化する。このため、Ｃ量は0.05％以下とする。好ましくは0.03％以下であり、さらに好ましくは0.025％以下である。
【００２０】
Si：0.2％以下
Siは、セメンタイトの生成を抑制する元素であり、固溶C量を増大させて耐時効性を劣化させる。特にSi含有量が0.2％を超えると、セメンタイトの析出が著しく抑制されることから、Si量は0.2％以下とする。好ましくは0.05％以下である。
【００２１】
Mn：0.5％以下
Mnは、Ｃと化合物は形成しないものの、鋼中で互いに引き合ってＣの拡散を抑制する。このため、セメンタイトの生成が抑制されて、耐時効性が劣化する。従って、本発明では、Siと同様に、Mn量は低減することが望ましい。それ故、Mn含有量は0.5％以下とする。好ましくは0.35％以下である。
【００２２】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、フェライト粒界に偏析してフェライト粒界へのセメンタイトの析出を抑制する結果、耐時効性を劣化させる。このため、Ｐ量は0.03％以下とする。好ましくは0.025％以下である。
【００２３】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、本発明において、Mnと結合してMnＳを形成する元素である。このＳが多いとフェライト粒界にMnＳが位置しやすくなり、これによりフェライト粒界でのセメンタイトの析出が抑制されて耐時効性が劣化する。それ故、本発明では、Ｓ量は0.02％以下とする。好ましくは0.015％以下である。
【００２４】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、Alと結合してAlＮを形成したり、Ｂが添加された場合にはＢと結合してＢＮを形成する。Ｎ含有量が多いと、本発明で重要な固溶Alを確保できず、耐時効性が低下する。このため、Ｎ含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。
【００２５】
Al：0.01〜0.1％
Alは、本発明で重要な元素である。Alは、それ自体では炭化物を形成しないけれども、固溶Alがフェライト粒内からＣを排出して、フェライト粒界でセメンタイトが生成するのを促進する。この効果を得るためには、少なくとも0.01％のAlを含有させる必要がある。これにより耐時効性は向上する。しかしながら、0.1％を超えて含有されると、粒界におけるAl濃度が上昇して、粒界でのセメンタイトの析出も抑制されてしまう。そのためAl量は0.01〜0.1％の範囲とする。
【００２６】
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも、以下に述べる元素を必要に応じて適宜含有させることができる。
Ｂ：0.0040％以下
Ｂは、Ｎと優先的に結合してＢＮを形成することから、固溶Alを効率的に生成させることができる。しかしながら、Ｂ含有量が0.0040％を超えると過剰のＢがフェライト粒界に偏析するようになり、セメンタイトの粒界への析出を阻害して耐時効性を劣化させるだけでなく、Fe23(CB)6が生成して降伏強度が上昇するため加工性の劣化も招く。このため、Ｂ添加量は0.0040％以下とする。
【００２７】
Cu，Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Nb，Ti，Cr，Sb，Ｗ，Mo，Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，ZrおよびHfのうちから選んだ一種または二種以上を合計で１％以下
Cu，Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Nb，Ti，Cr，Sb，Ｗ，Mo，Pb，Ta，REM，Ｖ，Cs，ZrおよびHfはいずれも、耐食性向上に有用な元素であるが、合計量が１％を超えると粒界に偏析してセメンタイトの粒界への析出を阻害する。このため、単独添加または複合添加いずれの場合も１％以下で含有させるものとした。好ましくは0.5％以下である。
なお、上記した以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
【００２８】
以上、鋼板の成分組成について説明したが、本発明で所期した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、鋼中の固溶Ｃ量、固溶Al量およびセメンタイトの析出状態を適正に制御することが重要である。
すなわち、本発明では、固溶Ｃ量を10ppm以下、固溶Al量を50ppm以上とすると共に、セメンタイトの40％以上をフェライト粒界に析出させる必要がある。
【００２９】
固溶Ｃ量：10ppm以下
固溶Ｃは、時効の原因となるため、可能な限り低減するのが望ましい。しかしながら、本発明では、セメンタイトをフェライト粒界に析出させることから、引張加工時にこの粒界のセメンタイトから転位が放出されることにより可動転位が生じるため、ある程度の固溶Ｃは許容できる。そこで、本発明では、固溶Ｃ量は10ppm以下とする。なお、固溶Ｃ量は、内部摩擦法によって測定することができる。
【００３０】
固溶Al：50ppm以上
固溶Alは、フェライト粒内からＣを吐き出し、フェライト粒界でのセメンタイトの生成を促進する。また、このＣの吐き出しにより、フェライト粒内のＣ量が低減して耐時効性が向上する。しかしながら、固溶Al量が50ppm未満では、この効果は期待できない。このため、固溶Al量は50ppm以上とした。一方、固溶Al量が0.09％を超えるとフェライト粒界でのセメンタイトの形成までもがAlにより抑制されやすくなってしまうため、固溶Al量の上限は0.09％とすることが好ましい。
なお、固溶Al量は、全Al量からAlＮとアルミナになっているAl量を減じることで求めることができる。また、AlＮとアルミナとなっているAl量は、Brメタノール液でAlＮおよびアルミナのみを鋼板内部より抽出することで、定量的に測定することができる。
【００３１】
粒界のセメンタイト量：全析出セメンタイト量の40％以上
本発明において、フェライト粒界におけるセメンタイト量は重要である。マトリックスよりも硬質な粒界のセメンタイトは、変形時にフェライト粒内への転位導入の役割を果たす。このため、可能な限り粒界にセメンタイトを析出させることが望ましい。この点、発明者らの研究によれば、析出するセメンタイトの少なくとも40％がフェライト粒界にあれば調質圧延や変形開始時に可動転位がフェライト粒内に導入されやすく十分な耐時効性が得られることが判明した。このため、粒界に析出するセメンタイト量を40％以上とした。なお、粒界におけるセメンタイト量は、断面組織から、次のようにして求めることができる。圧延方向に平行な板厚断面で組織を観察する。鏡面研磨後にピクラール腐食液でセメンタイトを現出した後に、顕微鏡（500倍）でセメンタイトを観察する。このとき、全セメンタイト面積に対するフェライト粒界に存在するセメンタイトの面積の比を粒界に存在するセメンタイトの割合とする。
【００３２】
また、本発明の鋼板は、表面にめっき皮膜を有するものとしてもよい。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、冷延鋼板の耐食性が向上する。なお、めっき皮膜としては、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜の他、電気亜鉛めっき、例えばZn−Ni電気合金めっき等が挙げられる。
【００３３】
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、連続焼鈍を施し、さらに過時効処理を施すことによって冷延鋼板とする。
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉、誘導炉等の公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造法が好適である。また、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを再加熱した後に熱間圧延しても良いし、温度補償を目的として加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供しても良い。
上記のようにして得られた鋼素材に、熱間圧延を施すが、粗圧延と仕上げ圧延による熱間圧延でも、粗圧延を省略して仕上げ圧延のみの圧延としてもよいが、いずれにてしも、スラブ加熱温度および仕上げ圧延温度が重要である。
【００３４】
スラブ加熱温度：オーステナイト単相となる温度域
スラブ加熱温度が、オーステナイト単相域に満たないフェライト−オーステナイト二相域であると、熱間圧延の際にバンド状の圧延方向に伸びたフェライトが生じて粒界でのセメンタイト生成は抑制されるため、スラブを加熱する場合にはオーステナイト単相域（Ａc3点以上）まで加熱する必要がある。
【００３５】
仕上げ圧延温度：930℃未満
仕上げ圧延温度が930℃以上になると、一部が粗大粒化し、耐時効性がばらつき不安定になる。そのため、仕上げ圧延温度は930℃未満とする。なお、仕上げ圧延温度の下限については特に制限はないが、820℃以上とするのが好適である。
【００３６】
上記の熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取るが、この巻取り温度も重要である。
巻取り温度：700℃未満
巻取り温度が700℃以上では、フェライト粒が粗大化し、フェライト粒界へのＣの拡散が不十分となるため、耐時効性が劣化する。このため、巻取り温度は700℃未満とする。好ましくは680℃以下である。なお、巻取り温度の下限については特に制限はないが、580℃程度とするのが好適である。
【００３７】
冷間圧延における圧延率：50％以上
冷間圧延における圧延率が50％に満たないと、フェライト粒が混粒となって、耐時効性が劣化する。このため、冷間圧延率の下限は50％以上とした。また、この圧延率が95％を超えると、フェライト粒が微細となり、調質圧延時や変形開始時に粒界のセメンタイトから可動転位が生じ難くなることから、圧延率の上限は95％程度とすることが好ましい。
【００３８】
焼鈍温度：680℃以上
焼鈍温度が680℃未満では、再結晶が完了しないため、焼鈍温度は680℃以上とした。なお、焼鈍温度が900℃を超えるとオーステナイトが発生して混粒となり、耐時効性が劣化することから、焼鈍温度は900℃以下とするのが好ましい。より好ましくは850℃以下である。
【００３９】
680℃から過時効温度までの冷却速度：20℃/ｓ以上
上記の焼鈍後の冷却に際し、少なくとも680℃から過時効温度までの冷却速度は20℃/ｓ以上とする必要がある。というのは、冷却速度が20℃/ｓを下回ると、セメンタイトが粒界に塊状に析出するだけでなく、固溶Ｃの低減が図れないからである。従って、この温度域における冷却速度は20℃/ｓ以上とした。好ましくは30℃/ｓ以上である。なお、この冷却速度の上限については特に制限されることはないが、100℃/ｓ程度で十分である。
【００４０】
過時効温度：300〜500℃
過時効温度は、セメンタイトの析出に極めて重要である。過時効温度が500℃を上回るとセメンタイトが析出し難くなって、固溶Ｃを低減することができない。一方、300℃を下回るとフェライト粒内にセメンタイトが生成して、粒界にセメンタイトを生じさせることができない。そのため、過時効温度は300〜500℃の範囲とした。また、過時効時間があまりに短いと固溶Ｃのセメンタイト化が十分に進まず、一方長すぎるとフェライト粒界でセメンタイトが凝集粗大化して、本願の効果が失われるため、過時効時間は１〜10分程度とするのが好適である。
【００４１】
なお、本発明では、以上のようにして製造された冷延鋼板に対し、めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。例えば、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理を施して鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成しても良いし、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよい。このとき、溶融亜鉛めっきと焼鈍を一つのライン内で行ってもよい。その他、Zn−Ni電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき皮膜を形成してもよい。
調質圧延については、過時効処理後、めっき鋼板についてはめっきの前もしくはめっき処理後に行えばよい。調質圧延率は0.5〜1.5％が好適である。
【実施例１】
【００４２】
表１に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造して、厚み：300mmのスラブ（鋼素材）とした。ついで、得られたスラブを、表２に示すオーステナイト単相域のスラブ加熱温度まで加熱後、表２に示す温度で仕上げ圧延を終了したのち、同じく表２に示す温度で巻取って、種々の板厚の熱延鋼板とした。ついで、酸洗にて鋼板表面のスケールを除去したのち、表２に示す圧延率で板厚：１mmまで冷間圧延した。その後、表２に示す条件で、連続焼鈍、冷却処理および過時効処理を施した。過時効処理後、圧延率：0.8％の調質圧延を行った。また、表２のNo.８〜11の薄鋼板については、乾燥後付着量：30g/m2（両面）の電気亜鉛めっき皮膜を形成した。また、表２のNo.22と23については、冷間圧延後、溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍とめっきを行った。めっきについては乾燥後付着量：60g/m2（両面）の溶融亜鉛めっき皮膜を形成した。なお、これらについては、溶融亜鉛めっき後に調質圧延を行った。
【００４３】
上記のようにして得られた各冷延鋼板について、固溶Ｃ量、固溶Al量および粒界に析出したセメンタイトの割合を求めた。
また、得られた冷延鋼板から試験片を採取して、引張試験を行った。
さらに、得られた冷延鋼板の耐時効性について調査した。
【００４４】
試験方法および測定方法は次のとおりである。
（ｉ）固溶Ｃ量
固溶Ｃ量は、内部摩擦法を用いて測定した。長さ：150mm、幅：15mmの試験片を冷延鋼板より切り出し、内部摩擦試験器でＱ−１を求めた。このときの試験温度を10℃とし、周波数を変えて測定した。
【００４５】
（ii）固溶Al量
化学抽出（Brメタノール）によりAlNおよびアルミナを鋼より抽出して、定量分析を行い、これを全Al含有量から減じることで固溶Al量を測定した。
【００４６】
（iii)セメンタイト析出位置
得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に研磨したのち、ピクラール組織現出液でセメンタイトを現出させ、光学顕微鏡写真を500倍で撮影し、10視野についてセメンタイトの析出位置を観察した。全セメンタイトの面積で、フェライト粒界に析出しているセメンタイトの面積を除することで、フェライト粒界に析出したセメンタイトの割合を求めた。
【００４７】
（iv）引張試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS ５号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行って、引張強さを測定した。
【００４８】
（ｖ）耐時効性
得られた冷延鋼板を100℃で１時間保持し、常温に冷却した後に、引張試験を行うことで、降伏点伸びを測定した。この降伏点伸びが１％以下であれば、優れた耐時効性を有していると言える。
得られた結果を、表２に併記する。
【００４９】
【表１】
2013209728.tif 000002
【００５０】
【表２】
2013209728.tif 000003
【００５１】
表２に示したとおり、本発明に従い得られた冷延鋼板はいずれも、降伏点伸びが１％以下であり、優れた耐時効性を有していることが分かる。