(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００１〜０．００３％、０．００５％≧（１４／４８）Ｔｉ＋（１４／９３）Ｎｂ−Ｎ≧０を満たす分のＴｉとＮｂのうち１種以上を含み、かつ、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％を満たし、固溶Ｃ：１〜７ｐｐｍであり、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成り、体積率で、８０％以上のフェライトと３〜１０％のマルテンサイトから成り、マルテンサイトのうち２％以上は２μｍ以下の微細マルテンサイトであることを特徴とする焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【請求項２】
さらに、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を、合計で０．０１質量％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００１〜０．００３％、０．００５％≧（１４／４８）Ｔｉ＋（１４／９３）Ｎｂ−Ｎ≧０を満たす分のＴｉとＮｂのうち１種以上を含み、かつ、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を仕上圧延後、４５０〜６００℃にて巻き取り、酸洗、冷間圧延後、連続焼鈍を行うに際し、（Ａｃ１変態温度＋２０℃）〜（Ａｃ１変態温度＋１００℃）にて焼鈍後、２〜１０℃／秒で５５０〜７００℃まで一次冷却し、５０℃／秒以上で３５０℃以下まで二次冷却し、２５０〜３５０℃で１００秒以上の過時効処理を行った後、室温まで冷却することを特徴とする焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
さらに、鋼片がＣａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を、合計で０．０１質量％以下含有することを特徴とする請求項３に記載の焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度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、自動車の外板及び内板に使用可能な、優れた焼付硬化性と常温遅時効性を有する低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板においては、地球環境問題に端を発する燃費向上の有力手段である車体軽量化と衝突時の乗員保護を目的とした衝突安全性の確保の両立を主な背景として、高強度化が進められている。一般に、鋼板の高強度化は成形性の劣化を招くが、この課題を克服するために、プレス成形時には軟質で成形し易く、プレス後の焼き付け塗装工程において降伏強度が上昇する焼き付け硬化（ＢＨ）性を有する鋼板が開発されてきた。このＢＨ鋼板は、固溶Ｃおよび固溶Ｎを活用した歪時効現象により、鋼板を強化する技術であるが、一方で、この固溶Ｃおよび固溶Ｎは常温においても時効が進行するため、長期間保持された場合には降伏点伸びが生じるようになり、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生して外観を損なうことがある。よって、ＢＨ鋼板においては、常温遅時効性を保ちつつ、ＢＨ量を上げることが課題となる。
【０００３】
常温遅時効性を保ちつつ、高いＢＨ量を確保するための有効な手段として、いわゆるＤＰハイテンのような、フェライトと低温変態生成相の混合組織を活用するという方法がある。低温変態生成相として重要なのはマルテンサイト相であり、変態時に導入される可動転位が、固溶Ｃ、Ｎにより固着することで高いＢＨ性を確保することができる。また、このような組織の鋼板は、常温遅時効性にも優れる上、低降伏比で形状凍結性に優れ、加工性も良いという特徴をもっている。
【０００４】
フェライトと低温変態生成相の混合組織を活用したＢＨ鋼板として、特許文献１や特許文献２の方法が提案されている。これらの方法によれば、常温遅時効性と、少なくとも６０ＭＰａ以上の優れたＢＨ量を両立することが可能である。また、低降伏比のため、形状凍結性も良好である。しかしながら、成分として、近年価格が高騰しているＭｏやＣｒを添加することが必須となっており、製造コストが上がることは避けられない。
【０００５】
【特許文献１】特開２００６−２３３２９４号公報
【特許文献２】特開２００６−５２４６５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明では、かかる事情を鑑みてなされたものであり、６０ＭＰａ以上のＢＨ量と常温遅時効性をもち、６０％以下の低降伏比である高強度冷延鋼板を低コストで提供することを課題とする。強度としては、ハイテン化の効果が十分に発揮しつつ、ユーザーでの生産コストを抑制することが可能な４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満を目標とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記課題を解決するための手段を鋭意検討した結果、固溶Ｎは析出物として完全固定した上で、適量の固溶Ｃを活用し、組織としては、2μm以下の微細マルテンサイトを適量確保することが最も重要であることを見出した。微細マルテンサイトにより、常温遅時効性と低降伏比を確保することができ、また、適量の固溶Ｃにより優れた焼付け硬化性をも具備することが可能となる。更に、それらを得るための成分、組織、製造条件を詳細に検討した。その結果、特に、ＣとＭｎのバランスが重要であり、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％の場合に、優れた特性を発揮できることが判明した。以上の知見を総合し、本発明は完成した。
本発明の要旨は、次の通りである。
【０００８】
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００１〜０．００３％、０．００５％≧（１４／４８）Ｔｉ＋（１４／９３）Ｎｂ−Ｎ≧０を満たす分のＴｉとＮｂのうち１種以上を含み、かつ、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％を満たし、固溶Ｃ：１〜７ｐｐｍであり、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成り、体積率で、８０％以上のフェライトと３〜１０％のマルテンサイトから成り、マルテンサイトのうち２％以上は２μｍ以下の微細マルテンサイトであることを特徴とする焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を提供する。
【０００９】
また、上記鋼板において、さらに、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を、合計で０．０１質量％以下含有することを特徴とする焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を提供する。
【００１０】
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００１〜０．００３％、０．００５％≧（１４／４８）Ｔｉ＋（１４／９３）Ｎｂ−Ｎ≧０を満たす分のＴｉとＮｂのうち１種以上を含み、かつ、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を仕上圧延後、４５０〜６００℃にて巻き取り、酸洗、冷間圧延後、連続焼鈍を行うに際し、（Ａｃ１変態温度＋２０℃）〜（Ａｃ１変態温度＋１００℃）にて焼鈍後、２〜１０℃／秒で５５０〜７００℃まで一次冷却し、５０℃／秒以上で３５０℃以下まで二次冷却し、２５０〜３５０℃で１００秒以上の過時効処理を行った後、室温まで冷却することを特徴とする焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
【００１１】
また、上記鋼板の製造方法において、さらに、鋼片がＣａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を、合計で０．０１質量％以下含有することを特徴とする焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、６０ＭＰａ以上のＢＨ量と常温遅時効性をもち、６０％以下の低降伏比である高強度冷延鋼板を低コストで提供することが可能であり、自動車の外板用及び内板用などとしての用途は広く、産業上のメリットは大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
先ず、本発明が対象とする鋼板の成分及び成分範囲を限定した理由を述べる。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。
【００１４】
Ｃは、硬化元素であり、マルテンサイトの生成に効果がある。０．０３％未満では十分な量のマルテンサイトが得られず、０．０９％を超えると成形性や溶接性の劣化を招く。したがって、Ｃ量を０．０３〜０．０９％とした。好ましくは、０．０５〜０．０７％である。
【００１５】
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化すると共に、焼き入れ性を上げてマルテンサイトの生成を促進する。このような作用を発揮するには１．０％以上必要である。また、２．０％を超えると、スラブコストの著しい上昇と共に、外観不良や成形性の劣化を招く。したがって、Ｍｎ量を１．０〜２．０％とした。好ましくは、１．２〜１．８％である。
【００１６】
Ｓｉはフェライト安定化元素であり、セメンタイトの析出を阻害し、延性を向上させるので、添加することが望ましい。しかし、１．０％を超えると表面性状及び化成処理性が顕著に劣化する。したがって、Ｓｉ量を１．０％以下とした。好ましくは、０．５％以下である。
【００１７】
Ｐは、不純物として不可避的に含有され伸びに悪影響を与えるので、上限を０．０５％とした。好ましくは、０．０３％以下である。
【００１８】
Ｓは、多くなると熱間脆性の原因となり、また、加工性を劣化させるので、その上限を０．０３％とした。好ましくは、０．０１％以下である。
【００１９】
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され鋼中に含有されｓｏｌ．Ａｌで０．００５％以上必要である。しかし、ｓｏｌ．Ａｌで０．１％を超えると鋼板中に介在物が多くなりすぎ延性を劣化させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌで０．００５〜０．１％とした。
【００２０】
Ｎは不可避的不純物として含有されるが、Ｎ量が多いと加工性の劣化を招くので、上限を０．０１％とする。好ましくは、０．０５％以下である。
【００２１】
Ｂは、焼入れ性向上元素であり、マルテンサイトの生成を促進する。極少量で効果があり、低コスト化に有効である。その効果を十分に発揮させるには、０．００１％以上必要である。しかし、０．００３％を超えると効果が飽和する。よって、Ｂ量を０．００１〜０．００３％とした。好ましくは、０．００１５〜０．００２５％である。
【００２２】
Ｔｉ及びＮｂは、Ｎを析出物として固定するために必要である。しかし、過剰に添加すると、再結晶を遅延させることにより加工性の劣化を招く。よって、０．００５％≧（１４／４８）Ｔｉ＋（１４／９３）Ｎｂ−Ｎ≧０を満たす分のＴｉとＮｂのうち１種以上を含むこととした。（１４／４８）Ｔｉ＋（１４／９３）Ｎｂ−Ｎという式は、ＴｉＮまたはＮｂＮとして析出可能なＮ量から実際のＮ量を引いた値を示す。これが０ならばＮが全て析出可能であり、この値が正の値であれば、ＮよりもＴｉとＮｂの方が過剰であることを示す。
【００２３】
更に、本発明においては、ＣとＭｎのバランスが重要である。種々の成分での試験を実施した結果、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％を満たす場合、製造条件を調整することにより、優れた焼付硬化性と常温遅時効性、加工性を具備することが可能となる判明した。マルテンサイトが十分に効果を発揮するためには、上記の成分条件を満たす必要があるものと推定される。よって、Ｃ＋（Ｍｎ／２０）≧０．１２％を満たすことを本発明の必須条件とした。Ｃ＋（Ｍｎ／２０）という式はいわゆるＣ当量であるが、ここでは、マルテンサイトの生じ易さ及び周囲に生じる転位量の多さを示す指標である。マルテンサイトの周囲の転位が多い方が、常温非時効性はよくなる。
【００２４】
さらに、必要に応じ、上記の化学成分に加え、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を、合計で０．０１％以下含有することができる。Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御し、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような作用は、合計で０．０１％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種を合計で、０．０１％以下とする。なお、ここでいうＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は、上記元素の合計含有量をさす。
【００２５】
次に、本発明が対象とする鋼板の組織と固溶Ｃ量について詳細に説明する。
【００２６】
本発明では、良好な成形性を得るため軟質なフェライトを主体とし、従来のＤＰ鋼と比較してマルテンサイト分率を抑えた組織を得ることが重要である。しかも、マルテンサイトは、変態時に導入される可動転位が固溶Ｃにより固着されることで高いＢＨ性を得ることができるため、一定量以上のマルテンサイトが必要である。また、その可動転位は、マルテンサイト相周囲のフェライトに生成するため、同じ体積率であっても、マルテンサイトがより微細な方が、より多くの可動転位を確保できる。よって、微細なマルテンサイトを適量確保することにより、上記の高いＢＨ性の他、常温遅時効性や低降伏比も確保することができる。以上のような考え方と実際の実験結果を元に、８０％以上のフェライトと３〜１０％のマルテンサイトから成り、マルテンサイトのうち２％以上は２μｍ以下の微細マルテンサイトを含むことを本発明が対象とする鋼板の組織の要件とした。フェライトの体積率は、好ましくは、８５％以上である。
【００２７】
なお、その他の組織として、残留オーステナイト、ベイナイト、炭化物が含まれても良い。特に、残留オーステナイトは、成形性向上や降伏比低下に有効である。
【００２８】
製造後の鋼板段階での固溶Ｃ量については、ＢＨ量及び常温遅時効性を左右する重要な要素である。上記の成分及び組織の要件を満たし、６０ＭＰａ以上のＢＨ量と常温遅時効性を兼ね備えた鋼板の固溶Ｃ量を横振動法の内部摩擦測定装置により測定したところ、１〜７ｐｐｍであった。よって、本発明が対象とする鋼板の固溶Ｃ量を１〜７ｐｐｍとした。固溶Ｃが少なければＢＨ量が確保できず、多すぎると常温遅時効性が損なわれる。ただし、横振動法の場合、２００℃程度までの昇温中に固溶Ｃが可動転位にトラップされることが推定され、昇温前の固溶Ｃ量はもっと多いと考えられる。よって、ここでいう固溶Ｃ量は、横振動法で測定した値とする。
【００２９】
次に、本発明が対象とする鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００３０】
溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。スクラップ使用によるＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃｒなどのいわゆるトランプエレメントの混入は、本鋼板の特性上、特に問題はない。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。スラブは一旦冷却してから、熱延前の加熱炉で加熱しても良いし、冷却途中で高温まま加熱炉に入れる所謂ＨＣＲやＤＲでも良い。
【００３１】
熱延においては、仕上圧延後に４５０〜６００℃で巻き取ることにより、熱延後の組織をベイニティックフェライトにすることが重要である。ベイニティックフェライトにすることにより、熱延板段階でのＣの分布が均一化し、冷延後の焼鈍の際、微細マルテンサイトの生成と固溶Ｃの確保が容易になるものと考えられる。巻き取り温度が６００℃を超えると、フェライトとパーライトの混合組織となり、Ｃの分布が局所化するため、焼鈍時のオーステナイトの生成も局所化し、微細マルテンサイトが得にくくなる。巻き取り温度が４５０℃を下回ると組織が硬くなるだけで、冷間圧延時の圧下力が多大に必要となるだけであり、水の膜沸騰と核沸騰の遷移領域に入るため、巻き取り温度の制御も困難となる。よって、巻き取り温度は、４５０〜６００℃とした。また、熱延は粗圧延後に粗バーを巻き取って保持するコイルボックスを使用しても良い。更に巻き取った粗バーを巻き戻す際に先行する粗バーと接合して圧延する、いわゆる熱延連続化プロセスでも良い。
【００３２】
酸洗、冷延については、冷延鋼板における通常の製造条件にて実施される。冷延後の連続焼鈍プロセスでは、まず、（Ａｃ１変態温度＋２０℃）〜（Ａｃ１変態温度＋１００℃）にて焼鈍し、フェライトを再結晶させると共に、オーステナイトを生成させる。（Ａｃ１変態温度＋２０℃）未満では、十分にオーステナイトが生じず、所定の特性を得ることができない。また、（Ａｃ１変態温度＋１００℃）を超えるとオーステナイトが増えすぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下するため、周囲に十分な可動転位をもったマルテンサイトを得ることが困難となり、所定の特性を得ることができなくなる。逆にいえば、焼鈍時のオーステナイト中のＣ濃度を上げるため、（Ａｃ１変態温度＋２０℃）以上の範囲で焼鈍温度が低い方が望ましい。また、焼鈍時の保持時間は、３０〜２００秒程度が望ましい。
【００３３】
焼鈍後は、２〜１０℃／秒で５５０〜７００℃まで一次冷却し、５０℃／秒以上で３５０℃以下まで二次冷却し、２５０〜３５０℃で１００秒以上の過時効処理を行った後、室温まで冷却することが必要である。一次冷却は、パーライトを回避しつつフェライト分率を増加させてオーステナイト中にＣを濃化させる効果がある。２℃／秒未満ではパーライト変態が生じて成形性が劣化し、１０℃／秒を超えると、フェライトとオーステナイトの２相分離が進み難くなり、オーステナイト中へのＣ濃化が十分に進まず、硬質なマルテンサイトが得にくくなる。一次冷却停止温度については、７００℃を超えるとフェライトとオーステナイトの２相分離が進みにくくなり、５５０℃未満ではベイナイト変態が起こりやすく、所望のマルテンサイト体積率を得ることが困難となる。よって、５５０〜７００℃とする。二次冷却にて、マルテンサイトが生成される。３５０℃超までの冷却や５０℃／秒未満の冷却では、十分にマルテンサイトが生成されず、強度低下や加工性劣化を招く。望ましくは、３００℃以下まで冷却すべきである。急冷後は、セメンタイト析出により固溶Ｃ量を適切に制御しつつ、マルテンサイトの硬度を保つため、２５０〜３５０℃で１００秒以上の過時効処理を施す必要がある。
【００３４】
連続焼鈍の後の調質圧延は、成形性の観点からはかけない方が望ましいが、形状矯正のためにかけても良い。ただし、最小限とすべきであり、伸び率は１％以下とするのが望ましい。
【００３５】
以上のような熱延の後の各工程、酸洗、冷延、連続焼鈍、調質圧延は、各々独立した工程であってもかまわないし、部分的に連続している工程でもかまわない。生産効率から考えれば、全て連続化していることが理想である。
【実施例】
【００３６】
以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）
表１に示した１番〜１５番の成分の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブを製造した。これらのうち、１番〜５番は本発明の範囲内であり、６番〜１５番は本発明の範囲外のものである。
【００３７】
これらのスラブを、実機連続熱延ラインにおいて、１２００℃に再加熱後、粗圧延し、８５０℃で仕上圧延を終了して板厚３．０ｍｍとし、５５０℃にて巻き取りコイルとした。この熱延コイルを酸洗−冷延−連続焼鈍−調質圧延まで連続した実機ラインで冷延鋼板とした。板厚１．６ｍｍまで冷延し、７６０℃で５０秒焼鈍後、６５０℃まで５℃／秒にて一次冷却し、３００℃まで１００℃／秒で冷却し、３００℃にて２００秒保持した後、室温まで冷却後酸洗し、伸び率０．５％で調質圧延をかけた。その冷延鋼板の性能を評価した。
【００３８】
機械的特性は、幅方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験にて評価した。引張試験の応力−歪曲線より、降伏強度(ＹＰ)、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ−ＥＬ）、降伏点伸び（時効前ＹＰ−ＥＬ）を求め、更に、降伏比（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ×１００）、加工性の指標であるＴＳ×Ｔ−ＥＬをもとめた。時効前ＹＰ−ＥＬは０％を合格とし、ＹＲは６０％以下を合格とし、ＴＳ×Ｔ−ＥＬは１７０００ＭＰａ・％以上を合格とした。
【００３９】
焼き付け硬化性は、幅方向から切り出したＪＩＳ５号引張試験片に２％の予歪を付加後、１７０℃で２０分間の熱処理を施し、再度引張試験を行った時のＹＰ増加量で評価した。そのＹＰの測定については、ＪＩＳの規定に従った。このＹＰ増加量をＢＨ量とし、６０ＭＰａ以上を合格とした。
【００４０】
常温遅時効性は、幅方向から切り出したＪＩＳ５号引張試験片を、１００℃で１時間熱処理した後、引張試験に供し、降伏点伸びを測定することにより評価した。その時効後ＹＰ−ＥＬが０．２％以下を合格とした。
【００４１】
成形試験では、ブランク角１６０ｍｍのサンプルを採取後、８００ｍｍＲ円筒面のポンチでプレス成形を行って評価した。割れ、しわ、ストレッチャーストレインが発生した場合は×、発生しない場合は○とし、○を合格とした。
【００４２】
固溶Ｃ量を、横振動法の内部摩擦測定装置により測定した。また、試験片の圧延方向断面を研磨した後、レペラー腐食し、全厚の１／４の位置におげる灰色のフェライトと白色のマルテンサイトの組織分率を測定した。マルテンサイトについては、２μｍ以下の微細マルテンサイトの組織分率も測定した。
【００４３】
表２に性能の評価結果及び組織等の観察結果を示した。評価項目については不合格の場合を網掛けし、組織等観察結果については、請求項１の範囲から外れる場合を網掛けした。
本発明の範囲内の成分である１番〜５番は、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の鋼板が得られている。しかし、本発明の範囲から外れた成分である６番〜１５番については、いずれかの特性が不合格となっている。
【００４４】
また、１番〜８番につき、式のＣ＋(Ｍｎ／２０)と時効後ＹＰ−ＥＬの関係をグラフにすると、図１のようになる。このように、時効後ＹＰ−ＥＬを０．２％以下とし、常温遅時効性を確保するには、Ｃ＋(Ｍｎ／２０)≧０．１２％を満たす必要がある。
【００４５】
【表１】
0004954909.tif 000002
【００４６】
【表２】
0004954909.tif 000003
【００４７】
（実施例２）
表１の２番の成分のスラブにつき、表３の製造条件に従って冷延鋼板を製造した。なお、過時効処理については、表３に記載の二次冷却停止温度から過時効処理終了温度まで、直線的に温度変化するものとする。表３に記載した以外の条件は、実施例１と同じとした。また、評価についても実施例１と同じとした。
【００４８】
表４に性能の評価結果及び組織等の観察結果を示した。網掛けに関しては、表２と同様である。本発明の範囲内の製造条件であるＮｏ．１〜５は、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の鋼板が得られている。各々の組織分率または固溶Ｃが、全て請求項１の要件を満たしている。しかし、本発明の範囲から外れた製造条件であるＮｏ．６〜１７については、いずれかの特性が不合格となっている。また、これらの場合、各々の組織分率または固溶Ｃのうち、いずれかが請求項１の要件を満たしていない。
【００４９】
【表３】
0004954909.tif 000004
【００５０】
【表４】
0004954909.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】（実施例１）において、各種鋼板のＣ＋（Ｍｎ／２０）に対して、時効後ＹＰ−ＥＬをプロットしたグラフである。
【図１】
0004954909.tif 000006