(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ： ０．００３〜０．２％、
Ｎ： ０．０００１〜０．２％、
Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％、
Ｍｎ：０．０１〜１％、
Ｐ ：０．００１〜０．１％、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．００５〜０．２５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、鋼中に直径１〜１０ｎｍのＴｉの炭化物、窒化物、および、炭窒化物のうちのいずれか１種または２種以上からなる超微細析出物を１×１０17 個/ｃｍ3 以上の密度で含み、ＢＨ量が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体軽量化のため、使用する鋼板板厚の減少が要望され、自動車用鋼板の高強度化が検討されてきた。しかし、鋼板の高強度化は鋼板のプレス成形性を劣化させる傾向があり、プレス成形性に優れた高張力鋼板が要望されていた。このようなプレス成形性と高強度化を両立させた鋼板として、塗装焼付硬化型自動車用鋼板が開発されている。この鋼板はプレス成形後に、通常１５０℃〜２００℃の高温保持を含む塗装焼付処理を施すことにより、降伏応力が上昇する鋼板である。鋼中に固溶Ｃまたは固溶Ｎを存在させることによって、塗装焼付け処理時の高温加熱でＣまたはＮがプレス成形時に導入された転位に固着して転位の移動を妨げ、降伏応力が上昇する。この上昇分が焼付硬化量（ＢＨ量）である。
【０００３】
ＢＨ量は一般に固溶Ｃ量または固溶Ｎ量を増やすことによって増加する。
このような硬化機構の問題点は次の点にある。ＢＨ量を上げるために、固溶Ｃ量または固溶Ｎ量を増加すると成形前に既に一部の転位が固溶Ｃまたは固溶Ｎにより固着され（常温時効）、プレス成形時に降伏点伸びによるストレッチャーストレインと呼ばれる波状の表面欠陥を生じる。これは製品特性を著しく劣化させることになる。
この常温時効の問題を解決し、耐時効性に優れた高い塗装焼付硬化性を有する薄鋼板を実現することは長年の課題であった。
【０００４】
特開平５−３３１５５３号公報、特開平７−３００６２３号公報はＮｂおよびＡｌ添加量を制御し、焼付硬化性および耐時効性を実現する方法が開示されている。この方法では固溶Ｎ量、固溶Ｃ量を適量にして耐時効性を得ようとする方法であり、ＢＨ量を上げるために固溶Ｃ量を増やすと時効劣化が生じることになり、高い焼付硬化特性を有する鋼を製造することはできない。
特開２０００−１７３８６号公報にはＭｏを適量添加することで、鋼中に室温で安定なＭｏ−Ｃダイポールを形成し、常温時効性と焼付硬化性を同時に得る方法が開示されている。しかし、これらの特性発現に寄与するＣおよびＮの挙動についてはモデルが提案されているに留まっており、十分な材料設計指針がなく、更なる高いＢＨ特性の実現や、焼付温度の低下などの課題に十分に対応できていないのが現状である。
【０００５】
また、特開平１１−２２９０８５号公報にはＮｂ／Ｃ比を最適にすることで、耐時効性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている。ＮｂＣを微細分散することで結晶粒を微細化し、粒界Ｃ量を増やすことを述べているが、この方法では焼付硬化量を上げた場合（ＢＨ量＞６０ＭＰａ）、降伏点伸びが現われ常温時効性が保たれなくなる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような現状に鑑み、常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らはＣまたはＮを超微細析出物として鋼中に固定しておくことにより、常温遅時効性と焼付硬化性のいずれにおいても優れた薄鋼板とすることができることを見出し、この超微細析出物の満たすべき要件を特定することによって、本発明を完成させたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００３〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｍｏ：０．００５〜０．２５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、鋼中に直径１〜１０ｎｍのＴｉの炭化物、窒化物、および、炭窒化物のうちのいずれか１種または２種以上からなる超微細析出物を１×１０17 個/ｃｍ3以上の密度で含み、ＢＨ量が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明が対象とする析出物は直径１〜１０ｎｍと非常に小さいため、通常の析出物と区別して超微細析出物と記載する。なお、超微細析出物は、炭化物、窒化物、炭窒化物またはこれらの集合体であると考えられ、炭化物、窒化物、炭窒化物として、結晶質であるか非晶質であるか、また、定比であるか不定比であるかは問わない。そのため、例えばＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物またはこれらの集合体としてＴｉ（Ｎ，Ｃ）のように記載し、これはＴｉおよびＣとＮの組成比を示しているものではない。
【００１０】
本発明の特徴は、高密度に分散したこのような超微細析出物に格子間原子であるＣまたはＮを固定（トラップ）させることで、室温での常温時効を防いで、焼付硬化型鋼板における常温遅時効性を向上させる一方、１５０〜２００℃の塗装焼付温度においてトラップから脱離し拡散によって転位位置に移動し転位を固着させることで、高い焼付硬化性をも同時に実現させたことである。
フェライト鉄中のＣおよびＮは室温での固溶度が小さく、エネルギー的に安定な位置に偏析濃化する傾向がある。この偏析サイトとして、粒界部、転位部などの結晶欠陥部が挙げられる。本発明者は、アトムプローブ電界イオン顕微鏡（Ａｔｏｍ  Ｐｒｏｂｅ  Ｆｉｅｌｄ  Ｉｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下ＡＰ−ＦＩＭと表記する）を使用し、この偏析サイトの詳細な研究を行った。その結果、超微細析出物にＣ、Ｎが偏析濃化することを突き止めた。超微細析出物のどの部分に偏析濃化するかは明らかではないが、一つにはマトリックス鉄との界面近傍と考えられる。
【００１１】
超微細析出物に偏析濃化するＣ量またはＮ量は、析出物サイズに依存する。この偏析ＣまたはＮを転位固着に利用するためには、室温ではＣまたはＮが析出物にトラップされ、焼付硬化温度でトラップサイトからＣまたはＮを脱離させなければならない。そのために析出物サイズは最適なトラップエネルギーを有する超微細析出物が有効となる。さらに焼付中にプレス成形によって導入された多量の転位にトラップサイトからＣまたはＮを拡散供給するためには、これらのトラップサイトが鋼中に高密度に存在し、かつ、分散していることが必要となる。従ってトラップサイトとなる鋼中の超微細析出物の数密度としては、少なくとも１×１０17個/ｃｍ3が必要であり、５×１０17個/ｃｍ3以上の数密度が好ましく、さらに、１×１０18個/ｃｍ3以上の数密度がより好ましい。１×１０17個/ｃｍ3未満であると、焼付温度において偏析したＣまたはＮがプレス成形により導入された多量の転位にむらなく固着することができなくなるため、耐時効性または焼付硬化性は低下する。ここでは数密度の上限を定めていないが、一般に１×１０20個/ｃｍ3を超える高密度の析出物の分散化は鋼強度を高めることになるため、成形性が問題となる場合がある。
【００１２】
このような超微細析出物のサイズとしては直径１〜１０ｎｍが好ましい。ここで１ｎｍより小さいと、ＣまたはＮの有効なトラップサイトとはならない。一方で１０ｎｍより大きいと、ＣまたはＮのトラップサイトとはなるが、１×１０17個/ｃｍ3以上の数密度を実現するためにはそれだけ多くの成分を鋼に添加しなければならず、固溶強化、分散強化によって鋼の成形性を著しく低下させる要因となってしまう。
本発明では超微細析出物の種類を限定するものではないが、ＣまたはＮのトラップサイトとして利用する超微細析出物としては炭化物、窒化物、炭窒化物またはこれらの混合物が好ましい。これはＣとＮは拡散係数が大きいためその炭化物、窒化物、炭窒化物は微細分散させやすく、ＣまたはＮのトラップサイトとして有効に利用しやすいためである。
【００１３】
また、炭化物、窒化物、炭窒化物は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物が最も好ましい。その理由は、Ｔｉは適当なトラップエネルギーを有する１〜１０ｎｍの超微細析出物を形成しやすくするためである。
本発明における成分限定理由は以下の通りである。なお、％は質量％を表す。ＣおよびＮは焼付硬化性を発現させる上で重要な元素であり、Ｃ＋Ｎ量０．００２％以上含有することが必須である。しかしＣ＋Ｎ量が多すぎると固溶量が増し、常温時効性を確保することが困難になるため上限を０．３％とした。
【００１４】
Ｃ：０．００１％以上、Ｎ：０．０００１％以上としたのは、これ未満への低減は製鋼での多大なコストアップになるばかりでなく、高い焼付硬化性を得られないからである。さらに炭素物、窒化物からなる超微細析出物を高密度で作ることができなくなるためである。一方、Ｃ：０．２％以下、Ｎ：０．２％以下としたのは、これらの値を超えると強度が高くなり過ぎ加工性を損なうためである。Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐは薄鋼板として必要とされる強度を得るためにかかせない基本成分である。Ｍｎ：０．０１％、Ｓｉ：０．００１％、Ｐ：０．００１％を下回ると強度が不足する。Ｍｎ：１％、Ｓｉ：０．１％、Ｐ：０．１％を超えると強度が高くなりすぎ加工性を損なうため、これらを上限値とする。
【００１５】
Ｓは、０．０５％を超えると熱間圧延時に赤熱脆化を起こし表面で割れる、いわゆる熱間脆化をおこすことがあるため、０．０５％以下とする必要がある。
Ａｌは脱酸剤として必要な元素であり０．００１％以上必要であり、０．１％以下としたのはそれを超えて添加すると強度が高くなり加工性を損なうためである。
Ｔｉは本発明の超微細析出物の形成に用いることのできる元素の一つであり、過剰なＣ、ＮやＳを固定して時効性を確保するために０．００１％以上必要である。上限を０．１％としたのは、それを超えて添加すると再結晶温度が上昇しまた加工性の劣化を招くためである。
【００１６】
ＮｂもＴｉ同様、本発明の超微細析出物の形成に用いることのできる元素の一つである。その下限を０．００１％としたのはそれ未満では時効性を確保することが困難になるためであり、上限を０．１％としたのはそれを超えて添加すると再結晶温度が上昇しまた加工性の劣化を招くためである。
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗは、そのメカニズムの詳細は明らかでないが、鋼中の析出物を微細分散させる効果がある。すなわち、これらの１種または２種以上を添加することによって本発明の超微細析出物を形成するための条件を緩和できる。各元素の添加量の下限を０．００５％としたのはそれ未満ではこの効果が得られないからであり、上限をＭｏについては０．２５％、ＣｒとＷについては１．０％としたのはそれを超えると強度が高くなって加工性を損なうばかりでなく、高価なため合金コストが上がるためである。
【００１７】
鋼中に直径１〜１０ｎｍの超微細析出物を１×１０17個/ｃｍ3以上の数密度に分散させるためには、例えば焼鈍を特定の条件で行うことにより実現できる。一般に焼鈍の冷却速度を遅くすると析出する炭化物または窒化物のサイズが大きくなり数密度は小さくなる。反対に冷却速度を大きくすると析出する炭化物または窒化物のサイズが小さくなり数密度は大きくなる。しかしこの場合ＣまたはＮの固溶量が増加するため、適当な過時効処理（ＯＡ）が有効となる。超微細析出物を高密度に分散させるためには、鋼中の成分とその濃度によって焼鈍条件を選び出す必要がある。
【００１８】
例えば、好ましい製造方法としては、鋳造圧延後、焼鈍条件を限定することによって可能である。焼鈍は８００℃以上Ａｃ3 温度以下で保持した後、１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却する。８００℃以上の温度に保持するのは、一旦Ｃ、Ｎを固溶させるためであり、この温度未満では、通常の析出物の形で残存してしまう。また、変態を避けるためＡｃ3 温度以下とする。保持時間は、十分な効果を得るため１分以上が好ましい。冷却速度は１０℃／ｓを下回ると析出物の大きさが１０ｎｍを上回り易くなり、一方１００℃／ｓを超えると固溶したままとなり、析出物を生じにくくなる。
【００１９】
以上、一般的な好ましい製造方法ついて説明したが、上記の通りＭｏにはこの条件を緩和する効果があるなど、鋼成分によって、本発明の鋼板を製造する条件は異なるため、ＡＰ−ＦＩＭで解析した結果に基づいて、製造方法を確定することが望ましい。ＡＰ−ＦＩＭを用いた原子存在状態の解析は以下のように行う。この装置は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）では観察不可能な原子存在形態を結晶格子レベルの分解能で調べることができる。針状研磨加工した試料に高電圧を印加し電界蒸発したイオンの飛行時間を測定することにより質量電荷比を求め、構成原子を決定する。これにより鋼中の析出物の組成、偏析原子などを正確に調べることができる。さらに測定データの取り込み順から鋼中の存在位置も同時に決定することができる。
【００２０】
図１に本発明によって製造した冷延鋼板における粒内マトリックス測定の結果の一例をラダーチャートによって示した。ラダーチャートでは、横軸は検出原子総数、縦軸は目的の原子の積算数を表わしている。従ってグラフの傾きは目的の原子の濃度に相当し、偏析濃化した部分では傾きが大きくなる（図中矢印）。
横軸は検出イオン取り込み順に相当するため、試料の深さ位置（空間座標）を表わすことになる。Ｃ原子はＴｉＮおよびＴｉと共に超微細析出物を形成していることがわかる。優れた耐時効性が発現した鋼板において、粒内に１×１０17個/ｃｍ3以上の分散した超微細析出物が観察された。
【００２１】
超微細析出物の平均数密度は、任意方向のマトリックス測定を多数回行いその中に観察された超微細析出物数から求めた。ＡＰ−ＦＩＭでは一度の測定における測定領域が小さく、超微細析出物が観察されない場合はその数密度が小さいことを意味する。１回の測定で測定できる原子数は１×１０5個とすると、超微細析出物密度が１×１０17個/ｃｍ3未満の場合、ＡＰ−ＦＩＭ数回の測定では自然確率的に超微細析出物を観察することは困難になる。従って、ＡＰ−ＦＩＭによる任意方向のマトリックス測定によって超微細析出物が観察されない場合は、平均密度は１×１０17個/ｃｍ3未満と判断する。またＴＥＭでは観察領域が大きいため、もっと低密度の析出物を調べることはできるが、１０ｎｍ以下の超微細析出物は分解能の点から観察困難になる場合が多い。
【００２２】
析出部サイズは析出物を構成している原子数から見積もることができる。電界蒸発によって原子は原子層ごとに蒸発し、測定される１原子層はプローブホールサイズ、結晶面方位、針試料先端曲率半径等に依存するが、一般に５０〜２００原子に相当する（軽金属(1992)P236-247）。析出物が何原子層に及んでいるかを調べることによって、析出物サイズを見積もることができる。例えば図１においては、約１０原子層に及んでおり、２ｎｍ程度の析出物とみなせる。
【００２３】
時効性と焼付硬化性の評価は次のように行う。常温時効性は４０℃の雰囲気に７０日保持し引張試験を行い、この時の降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）を測定することによって調べることができるが、ここでは代わりに１００℃×１時間の人工加速試験によって耐時効性を評価した。このＹＰ−Ｅｌ値が０．４％以下を良好とした。また、焼付硬化性の測定は、薄鋼板を２％引張り１７０℃にて２０分保持した後の降伏応力（ＹＰ）を測定し、先に２％引張試験を行った時の強度の差すなわちＢＨ量として評価した。
本発明の薄鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板のどちらでもかまわない。さらに熱間圧延工程、冷間圧延工程は特に限定されるものではない。次に実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明するが、それらは単に例示のためであって、それによって本発明は不当に制限されることはない。
【００２４】
【実施例】
表１に記載した化学組成を有する供試材を溶製した。なお、化学成分の％は質量％を表す。
【００２５】
【表１】
0003921100.tif 000002
【００２６】
表２に記載した条件で、熱間圧延、冷間圧延を行い、その後焼鈍を行い冷延鋼板とした。
【００２７】
【表２】
0003921100.tif 000003
【００２８】
表３に機械的試験の結果を示す。ここでｅｘ．Ｃとは添加Ｃ量からＴｉとＮｂによって析出させた量を差し引いた値で、表に示した式によって見積もった。
【００２９】
【表３】
0003921100.tif 000004
【００３０】
（実施例１）表１の鋼種ｃ、ｅを使用し、表２に記載した各製造条件で冷延鋼板を製造した。熱間圧延の仕上温度は９００℃、巻き取り温度は６００〜７００℃とした。また冷間圧延率は７０〜８０％とし、０．８ｍｍ厚に冷間圧延した。冷間圧延後、８００〜８２０℃で３分の焼鈍処理を行い、種々の冷却速度で冷却させた。さらにいくつかのものについては過時効処理（ＯＡ）を施した。焼鈍済みの鋼板に１％の調質圧延を行い冷延鋼板とした。表３に製造した鋼板（鋼板１〜８）の機械的特性の結果と、ＡＰ−ＦＩＭによって調べた超微細析出物の平均数密度を示す。鋼種ｅにおいて、Ｅの製造条件において、超微細析出物が観察され良好な耐時効性を示した。それ以外の条件では、析出物密度が小さくまたはサイズが１０ｎｍ超と大きくなっており、ＢＨ量は良好であったが耐時効性は良くなかった。（以下削除）
【００３１】
これにより、高い数密度の超微細析出物を分散させた鋼を製造することによって、高いＢＨ特性と優れた耐時効性を同時に実現できている。
（実施例２）表１のように成分調整された鋼（鋼種ａ〜ｇ）を表２の製造条件Ｂによって冷延鋼板とする（鋼板９〜１５）。熱間圧延の仕上温度は９００℃、巻き取り温度は６５０℃とした。また冷間圧延率は７０％とし、０．８ｍｍ厚に冷間圧延した。冷間圧延後、８００℃で１分の焼鈍処理を行った。焼鈍済みの鋼板に１％の調質圧延を行い冷延鋼板とした。
【００３２】
表３において耐時効性評価のためのＹＰＥｌ値は１００℃×１時間の促進時効によって調べた。
ｅｘ．Ｃ量が多い鋼ほど、ＢＨ値が高く現われており、ｅｘ．Ｃが０．００３％以上の鋼では６０ＭＰａ以上の高いＢＨ値が得られている。これらの鋼の耐時効性を降伏点伸びにより評価すると、Ｍｏを十分な量添加した鋼板９、１４については優れた耐時効性を示している。また、Ｍｏを微量添加した鋼板１０、１２においても、耐時効性を示している。一方、Ｍｏを無添加とした鋼板１１、１３、１５では大きな降伏点伸びが現われており耐時効性が得られていない。遅時効性を示した鋼板には鋼中に超微細析出物がＡＰ−ＦＩＭによって観察できたことから、これが遅時効性に影響したものと考えられる。
【００３３】
またさらに、Ｍｏを０．１３４％、Ｃを０．００３７％添加し、製造条件Ｂで製造した鋼板９と、同じＣ量を有しＭｏ無添加の鋼板１１について、詳細な比較を行った。鋼板９の場合、超微細析出物数密度は１×１０18 個／ｃｍ3  で、ＢＨ量は６０ＭＰａを超えているが、降伏点伸びは０．１％以下と極めて良好な常温遅時効性を示した。一方、鋼板１１では、超微細析出物数密度は観察されず（１×１０17 個／ｃｍ3  未満と判断される）、ＢＨ量は６０ＭＰａを超えているが、ＹＰ−Ｅｌ値は１．０％以上で、常温遅時効性はみられなかった。またこの鋼ではプレス加工時にストレッチャーストレインが現われた。
【００３４】
表４には、良好な焼付硬化性および常温遅時効性を示した鋼板９においてＡＰ−ＦＩＭにより観察された超微細析出物の原子組成の例を示す。
【００３５】
【表４】
0003921100.tif 000005
【００３６】
超微細析出物は数原子から数十原子のＣおよびＴｉ、Ｎの複合体からなりそのサイズは数ｎｍ以下であった。その組成を調べると、Ｃ原子数が｛（Ｔｉ原子数）−（Ｎ原子数）｝より多くなり、余剰Ｃの存在を示した。すなわちこの超微細析出物はＴｉＮまたはＴｉＣの超微細析出物にＣが偏析濃化したものである。偏析したＣ量はＴｉ（Ｎ，Ｃ）のサイズに依存し、十数原子以上からなる超微細析出物においては余剰Ｃが数十原子以上余分に存在していることがわかった。ＡＰ−ＦＩＭではイオンの検出率が６０％程度であるため、実際の原子数はこれよりも多くなる。さらにＴｉＣ析出物は一般にＴｉＣx（ｘ≦１）の組成をもつため、ここでは余剰Ｃ量を過小評価していることになる。
【００３７】
一方、ＡＰ−ＦＩＭ測定により固溶Ｃ量を調べたところ、平均濃度で０．０００５質量％以下となり、鋼中に含まれるＣの多くは超微細析出物に偏析濃化していることがわかった。次に、この鋼板９に２％引張予歪を印加して１７０℃×２０分焼付硬化させた試料について同じ観察を行った。しかし、超微細析出物に化学量論的に余分なＣは測定されなかった。すなわち超微細析出物に偏析濃化したＣは焼付硬化過程で、転位に拡散し、転位固着（コットレル雰囲気形成）の供給元となったと考えられる。
【００３８】
一方で、Ｍｏを添加しない供試材（鋼板１１）についても同様の観察を試みたが、ＡＰ−ＦＩＭによるマトリックス測定によって鋼中に超微細析出物が観察されなかった。これは析出物の数密度が１×１０17 個/ｃｍ3  未満であることを意味する。ＴＥＭ観察を行ったところ５０ｎｍ以上の比較的大型のＴｉ（Ｎ，Ｃ）析出物が観察されたが、平均数密度では１×１０12 個/ｃｍ3以下であった。次に、Ｍｏを十分添加した鋼種ａについて、製造条件Ｄで製造した鋼板１６と、製造条件Ｇで製造した鋼板１７について、詳細な比較を行った。条件Ｄにより製造した鋼板１６においては、優れたＢＨ特性を示したものの耐時効性は劣っており、超微細析出物は観察されなかった。一方で同じ鋼種の条件Ｇにより製造した鋼板１７においてはＢＨ特性、耐時効性共に良好であり、超微細析出物数密度は２×１０17 個／ｃｍ3  であった。これらの結果は、Ｍｏ添加は優れたＢＨ特性、優れた耐時効性を有する鋼板の製造条件の範囲を広げることを示すものである。
【００３９】
以上の実験から、超微細析出物を鋼中に高密度に分散させ、それらにＣまたはＮを偏析濃化させることで、常温時効を防ぎ、焼付硬化温度でトラップから離脱したＣまたはＮにより転位を固着し鋼を強化したことが示された。
これにより、高い数密度の超微細析出物を分散させた鋼を製造することによって、高いＢＨ特性と優れた耐時効性を同時に実現できている。
【００４０】
【発明の効果】
本発明により常温遅時効と焼付硬化性に優れた薄鋼板が提供され、その産業上の価値は極めて高いといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明によって製造した冷延鋼板における粒内マトリックスのＡＰ−ＦＩＭ測定のラダーチャートを示す図である。
【図１】
0003921100.tif 000006