(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００２５％、
Ｓｉ≦１．５％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００４０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００３０％、
Ｓｉ≦１．５％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００２〜０．０２％
および
Ｎｂ：０．００２〜０．０１８％
の１種または２種を、
Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０２％
となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００４０％を含有することを特徴とする請求項３に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００２５％、
Ｓｉ≦０．３％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００２５％、
Ｓｉ≦０．３％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％未満、
Ｎ  ≦０．００４０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００４０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００３０％、
Ｓｉ≦０．３％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００２〜０．０１５％
および
Ｎｂ：０．００２〜０．０１５％
のうち１種または２種を
Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０１５％
となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００４０％を含有することを特徴とする請求項７に記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、塗装焼付硬化性（ＢＨ性）、常温遅時効性、成形性を兼ね備えた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
本発明が係わる冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車、家庭電気製品、建物などに使用されるものである。また、本発明が係わる冷延鋼板は、表面処理をしない狭義の冷延鋼板の他、防錆のために合金化溶融Ｚｎめっき、電気めっきなどの表面処理を施すためのめっき原板となる広義の冷延鋼板を含むものである。
【０００２】
本発明による鋼板は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
【０００３】
【従来の技術】
溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報などに開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、極めて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備し、溶融亜鉛めっき特性にも優れているので、重要な位置をしめつつある。しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。
【０００４】
一方、特開平６−０９３３７６号公報には、ＴｉやＮｂを添加せず、Ｃの添加を極めて少量にとどめることで常温遅時効性を確保し、さらにＰを活用することによって深絞り成形性を確保する技術が開示されている。しかしながら、Ｃを０．０００１〜０．００１５％の範囲に制御することは製鋼技術上困難であり、歩留り低下の原因となる。また、焼鈍後の熱処理については何ら示されておらず、ＢＨ性と遅時効性とのバランスは従来の鋼板を逸脱するものとは考えられない。
【０００５】
高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板に関する技術については、例えば特公平３−２２２４号公報に記載のものがある。これは極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して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を得るものである。しかしながら、この技術には以下のような実操業上の問題点を有することが明らかとなった。１）このような多量のＮｂ、Ｂ、さらにはＴｉを含有する成分組成の鋼では、α→γ変態点が低下するわけではなく、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こと、２）α＋γの温度領域が極めて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定となる。
【０００６】
さらに特開平７−３００６２３号公報には、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炭素濃度を高めて、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、これによっても高ＢＨと常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述のとおり、従来のＢＨ鋼板は、安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を増加させると同時に常温遅時効性が失われ、結果として長期間の常温での保存や、赤道を越える輸出が困難であるといった欠点を有していた。
そこで、本発明は、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板、さらには、赤道を越えるような輸出にも耐えることのできる、塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目標を達成するために、鋭意、研究を遂行し、以下に述べるような、従来にはない知見を得た。
すなわち、Ｐを添加した極低炭素冷延鋼板を焼鈍の後にさらに熱処理することによって、従来以上にＢＨ性と常温遅時効性とのバランスを改善することが可能であることを見出したものである。
【０００９】
本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築されたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００２５％、
Ｓｉ≦１．５％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１０】
（２）  さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記（１）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
（３）  質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００３０％、
Ｓｉ≦１．５％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００２〜０．０２％
および
Ｎｂ：０．００２〜０．０１８％
の１種または２種を、
Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０２％
となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１１】
（４）  さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記（３）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。
（５）  質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００２５％、
Ｓｉ≦０．３％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
（６）  質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００２５％、
Ｓｉ≦０．３％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％未満、
Ｎ  ≦０．００４０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００４０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（７）  質量％で、
Ｃ  ：０．００１４〜０．００３０％、
Ｓｉ≦０．３％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ≦０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ≦０．００４０％
を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００２〜０．０１５％
および
Ｎｂ：０．００２〜０．０１５％
のうち１種または２種を
Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０１５％
となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
（８）  さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記（７）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
ここに、本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。
Ｃは製品のＢＨ特性および常温遅時効性さらには加工性を決定する極めて重要な元素である。Ｃが０．００１４％未満となると十分なＢＨ性が発現しないほか、製造コストが著しく増加するので、その下限を０．００１４％とする。一方、Ｃ量が０．００２５％を超えると成形性の劣化を招き、また常温非時効性が確保されなくなるので、上限を０．００２５％とする。高ＢＨ性と常温遅時効性とのバランスは、Ｃ量を０．００１６〜０．００２２％の範囲とすることがさらに好ましい。Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には、固溶Ｃを確保しにくくなるのでＣの上限を０．００３０％とする。Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には０．００１７〜０．００２４％がＣ量の好ましい範囲である。
【００１５】
Ｓｉは安価に強度を増加させる元素として知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が１．５％超となると降伏強度が上昇しすぎてプレス成形時に面歪が生じる。また、化成処理性の低下を招くこともある。合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので、Ｓｉ量は０．３％以下とする。
【００１６】
ＭｎはＭｎＳを形成し熱延時のＳによる耳割れを抑制したり、熱延板組織を微細にするので、０．０３％以上添加する。さらに、Ｍｎは降伏強度をあまり増加させずに強度を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ化成処理性を改善したり、溶融亜鉛めっき性を改善する効果も有する。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると強度が高くなりすぎたり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするのでその上限を２．０％とする。
【００１７】
Ｐは本発明において最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｐの添加は後述する焼鈍後の熱処理との組み合わせによって、高いＢＨ性と優れた常温遅時効性とを両立する効果を発現する。この観点から、Ｐは最低でも０．０１％添加しなければならない。より顕著な効果を発現させるためには、Ｐ量は０．０２５％以上とするのが好ましい。Ｐ添加の効果については必ずしも明らかではないが、次のような機構に基づくと考えられる。すなわち、ＰはＣと引力の相互作用を有しており、低温域での熱処理によりＣがＰの周辺にトラップされると思われる。ＢＨ処理（１７０℃×２０分）では、Ｐ周辺にトラップされたＣが転位を固着するためＢＨ性が発現するのに対して、常温時効性を評価するための試験であるＡＩ（Ａｇｉｎｇ  Ｉｎｄｅｘ：１００℃×６０分）での熱処理ではＣがＰのトラップからはずれることができず、転位まで移動できないために常温遅時効性が発現されると思われる。また、ＰはＳｉと同様に安価に強度を上昇する元素として知られており強度を増加する必要がある場合にはさらに積極的に添加する。また、Ｐは熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が０．１５％を超えると、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、連続溶融亜鉛めっき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。したがって、Ｐの上限値を０．１５％とする。
【００１８】
Ｓは０．０１５％超では、熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させるので０．１５％を上限とする。
Ａｌは脱酸調製およびＴｉを添加しない場合にはＮの固定に使用するが、０．００５％未満ではその効果が不十分である。一方、Ａｌ量が０．１％超になるとコストアップを招いたり、表面性状の劣化を招くのでその上限を０．１％とする。
【００１９】
Ｎはあまり多いと多量のＴｉ、Ｎｂ、Ａｌが必要になったり、加工性が劣化したりするので０．００４０％を上限値とする。
Ｂは２次加工脆化の防止に有効であるほか、ＡｌやＴｉでＮを固定するよりも再結晶温度が低くなるので、必要に応じて０．００４０％以下添加する。しかし、Ｂが０．０００１％未満ではその効果が発現しないので、０．０００１％を下限とする。
【００２０】
Ｔｉ、ＮｂはＮ、Ｃ、Ｓの一部を固定することにより、常温遅時効性を確保する役割を有する。さらには、熱延板の結晶粒を微細化し、製品板の加工性を良好にするので必要に応じて添加する。Ｔｉ、Ｎｂが０．００２％未満ではその添加効果が現れないのでこれを下限値とする。一方、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が多すぎると十分なＢＨ性が発現しにくいばかりではなく、後述の熱処理によってＢＨと常温遅時効性とのバランスがむしろ劣化したりする。また再結晶温度が著しく上昇したり、亜鉛めっきの密着性も阻害される。特にＢＨ性と常温遅時効性とのバランスは、Ｔｉ、Ｎｂ量や焼鈍−冷却後の熱処理温度域の影響を受けやすいので、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合とそうでない場合とでＴｉ、Ｎｂ量の上限を変化させる必要がある。合金化溶融亜鉛めっきを施さない場合、Ｔｉ、Ｎｂを単独で添加するとき、上限をそれぞれ０．０２％、０．０１８％とし、複合で添加する場合には、合計で０．０２％を超えないようにする。Ｔｉ、Ｎｂのより好ましい範囲は、Ｔｉ：０．００４〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１０％、Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００４〜０．０１５％である。また、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、熱処理温度が４７０〜５５０℃の比較的高温となるので固溶ＣがＴｉやＮｂと結合してＢＨ性が低下する。従って、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、Ｔｉ、Ｎｂの上限をいずれも０．０１５％、Ｔｉ＋Ｎｂの上限を０．０１５％とする。より好ましくはＴｉ：０．００４〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００３〜０．００９％、Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００４〜０．０１０％である。
【００２１】
これらを主成分とする鋼にＣｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉを合計で１％以下含有しても構わない。
次に、製造条件の限定理由について述べる。
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。
【００２２】
熱延の仕上温度は製品板の加工性を確保するという観点からＡｒ3 変態点以上とする必要がある。
熱延後の冷却は、限定するものではないが、特に優れた加工性を必要とする場合には、圧延後１．５秒以内に冷却を開始し、巻取温度までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００２３】
巻取温度は特に限定しないが、ＴｉやＢを添加しないときには６５０〜８００℃とすることが望ましい。これによってＡｌＮの形成、成長が促され良好な成形性が確保される。ＴｉやＢを添加する際にはＮは巻取前に固定されるので巻取温度は室温から８００℃とすればよい。巻取温度の上限が８００℃であることは、コイル両端部での材質劣化に起因する歩留低下を防止すること、また、熱延組織の粗大化を防止する観点から決定される。
【００２４】
冷間圧延は、通常の条件でよく、焼鈍後の深絞り性を確保する目的からその圧延率は、６０％以上とする。圧下率を９５％超とすると加工性が劣化してしまうのでこれを上限とする。
連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備の焼鈍温度は、６５０℃以上Ａｃ3 変態点以下とする。焼鈍温度が６５０℃未満では、再結晶が完了せず、加工性が劣悪となる。一方、焼鈍温度がＡｃ3 変態点超では、変態によって加工性の低下を招く。
【００２５】
焼鈍後の冷却および熱処理条件は、本発明において極めて重要である。すなわち、これらの条件を適切にすることによって、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼備した鋼板を製造することが初めて可能となる。通常の連続焼鈍ラインでの製造を考慮すると、焼鈍後の熱処理温度は２８０〜４５０℃が適当な範囲でなる。これは、連続焼鈍ラインでの生産性を低下させない温度域であると共に、ＰとＣとの結合を促すのにも良好な温度域である。すなわち、２８０℃未満ではＣの拡散が不十分なためＰとＣとの結合が不十分となり常温遅時効性が発現されにくい。また、熱処理炉の温度を４５０℃超とするためには長時間を要したり、燃料コストが増加するため、著しい生産性の低下を招き現実的でない。熱処理時間は１２０秒以上行うことが必要である。２８０〜３８０℃の範囲で１５０秒以上熱処理を行うのがより好ましい。上記の温度域でＣをＰ周辺まで移動させるためには、焼鈍後少なくとも６５０℃以上の温度から急冷して、Ｃの拡散のための駆動力を大きくする必要がある。したがって、６５０℃以上の温度から熱処理温度までの範囲を４０℃／ｓ以上で冷却しなければならない。また、冷却終点温度は、室温〜熱処理温度の範囲まで一度低下させるとＣの拡散のための駆動力が大きくなり、常温遅時効性が確保されやすくなる。この温度域で徐冷してしまうとＣはＰの周りでなく結晶粒界に移動してしまい、所望のＢＨ性と常温遅時効性が得られなくなってしまう。
【００２６】
一方、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、その合金化処理が４７０〜５５０℃となるため、これを活用して常温遅時効化、すなわちＰとＣとの結合を図ることができる。このような比較的高温ではＣの拡散速度は大きいので、焼鈍後の冷却は１０℃／ｓ以上とすれば十分である。
調質圧延は、常温遅時効性のさらなる向上、また、形状矯正のために圧下率２％以下の範囲で行うのがよい。圧下率が３％を超えると降伏強度が高くなったり、設備の負荷が大きくなるのでその上限は３％とする。
【００２７】
焼鈍−冷却−熱処理−（必要に応じて調質圧延）の後には、種々の表面処理を施しても構わない。
本発明によって得られる冷延鋼板はＢＨ性と常温遅時効性とのバランスに優れ、しかも加工性にも優れている。
【００２８】
【実施例】
次に本発明を実施例にて説明する。
＜実施例１＞
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９２０℃、巻取温度７２０℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼帯とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍｍ厚の冷延板とし、次いで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７５０℃、６８０℃より３００℃までの平均冷却速度を１００℃／ｓとし、次いで３００℃にて１８０秒熱処理を行った。さらに１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片を採取しｒ値（１５％引張）およびＡＩ、ＢＨの測定を行った。ＡＩは常温遅時効性の指標であり、値が小さいほど良好である。ＡＩが３０ＭＰａを超えると加工時にストレッチャーストレインが発生しやすい。ちなみに、ＡＩは１０％の引張予変形時の引張応力σ１を１００℃×３６００秒の熱処理を施した後、再引張を行ったときの降伏応力σ２から差し引いた値（ＡＩ（ＭＰａ）＝σ２−σ１）で評価した。ＢＨは、２％の引張予変形時の応力σ３を１７０℃×１２００秒熱処理後、再引張したときの降伏応力σ４から差し引いた値（ＢＨ（ＭＰａ）＝σ４−σ３）で評価した。
【００２９】
結果を図１、２に示す。これから明らかなようにＰの添加量を０．０１％以上とすることによって高ＢＨ性と常温遅時効性とを両立することができる。一方、Ｐ量が少ない場合には、高ＢＨは得られるが、ＡＩが３０ＭＰａを大きく超えてしまい、常温遅時効性は確保されなかった。
【００３０】
【表１】
0003745496.tif 000002
【００３１】
＜実施例２＞
表２に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上温度９３０℃、巻取温度６８０℃で熱間圧延し、３．５ｍｍ厚の鋼帯とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．７ｍｍ厚の冷延板とし、次いで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７７０℃、７００℃より各熱処理温度まで平均冷却速度を８０℃／ｓとし、次いで各熱処理温度にて１５０秒熱処理を行った。さらに１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号引張試験片を採取しＡＩ、ＢＨの測定を行った。
【００３２】
結果を図３に示す。これより明らかなように、焼鈍−冷却後に熱処理を行わなかったもの（●印）や２００℃または２４０℃で熱処理したものは、２８０℃以上で熱処理されたものに比べてＢＨ性と常温遅時効性が劣った。また、この温度が５００℃の場合も若干ではあるが、ＢＨとＡＩのバランスが劣化する。
【００３３】
【表２】
0003745496.tif 000003
【００３４】
＜実施例３＞
表１の試料Ａ−４を実施例１と同じ条件で熱間圧延、冷間圧延を行った。次いで、連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７５０℃とする焼鈍を行い、６８０℃より３００℃までの平均冷却速度を種々変化させた。また、連続溶融亜鉛めっきラインにて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７７０℃、７００℃からめっき浴の温度４６０℃までの平均冷却速度を種々変化させたのち、めっき浴に浸漬し、再加熱して５２０℃で２０秒の合金化熱処理を行った。これらの結果を図４、５に示す。これらより、連続焼鈍ラインの場合には、冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることで、また連続溶融亜鉛めっきラインでは、冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることで良好なＢＨおよびＡＩ特性を得ることができる。
＜実施例４＞
表３の種々の鋼をスラブ加熱温度１２２０℃、仕上温度９２０℃、巻取温度６００℃の条件で熱間圧延し、３．８ｍｍ厚の鋼板とした。酸洗後、冷間圧延して０．７５ｍｍ厚の冷延板とし、次いで、図６に示すような熱処理パターンＡ、Ｂ、Ｃのいずれかによって熱処理を施した。熱処理の後、圧下率０．８％の調質圧延を施し、引張試験に供した。結果を表４（表３のつづき）に示す。これより、本発明の範囲で製造した鋼板は、ＢＨ、ＡＩ、ｒ値、伸び（Ｅｌ）とも良好な値を示すのに対して、本発明外のものは、ＢＨとＡＩとのバランスが著しく劣化した。
【００３５】
【表３】
0003745496.tif 000004
【００３６】
【表４】
0003745496.tif 000005
【００３７】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明により、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、赤道を越えるような輸出にも耐えることのできる鋼板の製造方法を、また、強度と加工性を兼ね備え、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少でき、地球環境保全に寄与できる軽量化を可能にする鋼板の製造方法を提供できるため、本発明は工業的に価値の高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｐ添加量とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
【図２】Ｐ添加量とｒ値との関係を表す図である。
【図３】熱処理温度を種々変化させたときのＡＩとＢＨとの関係の変化を表す図である。
【図４】連続焼鈍によって熱処理を行ったときの焼鈍後の冷却速度とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
【図５】連続溶融亜鉛めっきラインで熱処理を行ったときの冷却速度とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
【図６】実施例で用いた熱処理パターンを説明する図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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