(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００２５％以下、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
を含有し、かつ下記式（１）で与えられる関係を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、主相がフェライト相であり第二相にマルテンサイト相、ベイナイト相、アシキュラーフェライト相の一種または二種以上の低温変態生成相を含む組織を備えたことを特徴とする高張力冷延鋼板。
Ｂ≧１．５×１０−４×（Ｍｎ２＋１）・・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中での各元素の含有量を質量％にて表したものである。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％でさらに、Ｔｉ：０．００３〜０．１５％を含有することを特徴とする請求項１記載の高張力冷延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％でさらに、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高張力冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、次いで巻き取り、酸洗を行ってから、冷間圧延を行い、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満の温度で焼鈍を行うことを特徴とする主相がフェライト相であり第二相にマルテンサイト相、ベイナイト相、アシキュラーフェライト相の一種または二種以上の低温変態生成相を含む組織を備える高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本究明は．プレス加工等により様々な形状に成形して利用される高張力冷延鋼板とその製造方法、特に、焼付硬化性、耐常温時効性ならびに成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。プレス成形して使用される冷延鋼板についても、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮等から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。
【０００３】
例えば自動車外板パネルでは、耐デント性、すなわち、指で押したり石が当たったときに永久変形を起こさない性質を備えていることが必要である。耐デント性は、プレス成形してから塗装焼付けした後の降伏応力が高いほど、また、鋼板の板厚が厚いほど向上するため、降伏応力の高い鋼板を使用できれば薄肉化が可能となる。
【０００４】
一方、プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、優れた深絞り性が必要となり、鋼板特性としては、高いランクフォード値（ｒ値）が要求される。また、プレス型に良くなじみ、かつ、成形品をプレス型から外したときにスプリングバックの発生が少ない、すなわち、形状凍結性が良好であることも必要であり、そのためにはプレス成形前の降伏応力が低いことが要求される。
【０００５】
したがって、プレス成形前の特性として高いｒ値および低い降伏応力を有し、プレス成形して塗装焼付けした後においては高い降伏応力を持つ鋼板が、自動車用鋼板として適することになる。
【０００６】
これらの特性を満足させるべく開発された鋼板として、焼付硬化性鋼板（BH鋼板）がある。これは、固溶Ｃ、Ｎ原子が転位上へ偏析して転位を固着し降伏応力が上昇する、いわゆる歪時効硬化現象を取り入れた鋼板である。BH鋼板を利用する過程においては、プレス成形時に導入される転位が、塗装焼付け時に固溶Ｃ、Ｎによって固着されて降伏応力が上昇する。
【０００７】
BH鋼板に関してはこれまでに多くの提案がなされてきている。例えば、特開昭59−31827 号公報、特開昭59−38337 号公報には、極低炭素鋼にTiおよびNbを添加し、さらにSi、Mn、Ｐを添加して引張強度を高めた、深絞り性に優れたBH鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この方法には以下のような問題点がある。
【０００８】
(1)引張強度を高めるためにSi、Mn、Ｐ等の固溶強化元素を添加すると、引張強度のみならず降伏応力も上昇する。この結果、形状凍結性が劣化し、また、面歪みも発生しやすくなる。さらに、深絞り性劣化の原因にもなり、これは特にMnを添加した場合において著しい。
【０００９】
(2)溶融めっき鋼板を製造する場合、Si添加による不めっきの発生、Ｐ添加による合金化処理性の劣化等が生じる。
(3)焼付硬化性と耐常温時効性の両立が困難であり、耐常温時効性、例えば常温非時効性の確保の必要性から、実質上、焼付硬化量の上限は50MPa 程度である。
【００１０】
また、特開昭55−50455 号公報、特開昭56−90926 号公報、特開昭56−146826号公報には、フェライト中にマルテンサイトを分散させた複合組織を有する低炭素Alキルド鋼板の製造方法が開示されている。複合組織鋼板は、引張強度が高く、降伏応力が低く、さらに、焼付硬化量が大きくても常温非時効性が確保できるという特徴を持つ。しかし、平均ｒ値が高々1.0 程度であり、深絞り性に劣るために、自動車外板パネルヘの適用が困難であるのが実状である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
これに対し、特開平２−232316号公報には、極低炭素鋼にNbとB を添加し、ミクロ組織をアシキュラーフェライトとフェライトとの複合組織とした、焼付硬化性と常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法が開示されている。極低炭素鋼をベースとすることで高ｒ値が得られるのであるが、本発明者らの検討によれば、極低炭素鋼のようにＣ含有量が低いと、ミクロ組織を複合組織化しても十分な焼付硬化性が得られない場合があることが判明した。
【００１２】
焼付硬化性の評価は、通常、２％の引張予ひずみを付与し、170 ℃程度で約20分間の塗装焼付け処理に相当する熱処理を施した後、引張試験を行い、熱処理後の降伏応力と２％変形応力の差をもとめてこれを焼付硬化量とし、焼付硬化量が大きいほど焼付硬化性に優れるとされている。しかしながら、極低炭素鋼板では、予ひずみ量の低下に伴い焼付硬化量も低下し、予ひずみ量が約 0.5％以下の場合において、焼付硬化性はほとんど消失してしまうのである。
【００１３】
近年、自動車のデザインが多様化し、プレス成形時に生じるひずみ量は部位により様々であり、ほぼ０％から10％程度の範囲で分布するが、極低炭素鋼ベースのBH鋼板では、ひずみ量の小さな箇所では焼付硬化量が小さくなり、その結果、耐デント性が確保できないといった問題が生じる。
【００１４】
ここに、本発明の課題は、上記の従来技術の問題点を解決する技術の開発にあり、具体的には、プレス成形性が良好で、優れた焼付硬化性と耐常温時効性を有する高張力冷延鋼板、およびその製造方法を提供することである。
【００１５】
さらに詳しくは、本発明は、予ひずみを付与しなくとも、170 ℃で20分間の熱処理により降伏応力が30Mpa 以上上昇する、引張強度が 340〜390MPa級であって、さらにプレス成形性、耐常温時効性にすぐれた高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供することである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上述の課題を解決すべくなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
【００１７】
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００２５％以下、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
を含有し、かつ下記式（１）で与えられる関係を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、主相がフェライト相であり第二相にマルテンサイト相、ベイナイト相、アシキュラーフェライト相の一種または二種以上の低温変態生成相を含む組織を備えたことを特徴とする高張力冷延鋼板。
【００１８】
Ｂ≧１．５×１０-4×（Mn2 ＋１）・・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中での各元素の含有量を質量％にて表したものである。
【００１９】
(2)前記化学組成が、質量％でさらに、Ti：0.003 〜0.15％を含有することを特徴とする上記(1) 記載の高張力冷延鋼板。
(3)前記化学組成が、質量％でさらに、Cr：0.01〜1.5 ％を含有することを特徴とする上記(1) または(2) 記載の高張力冷延鋼板。
【００２０】
（４）上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、次いで巻き取り、酸洗を行ってから、冷間圧延を行い、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満の温度で焼鈍を行うことを特徴とする主相がフェライト相であり第二相にマルテンサイト相、ベイナイト相、アシキュラーフェライト相の一種または二種以上の低温変態生成相を含む組織を備える高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
次に、本発明をその経緯に関連させながらより具体的に説明し、さらに本発明の形態を説明する。
【００２２】
なお、本明細書において、鋼の化学組成を示す各成分の含有量はすべて質量％で表示する。
本発明者らは、極低炭素鋼板をベースとした高張力鋼板の焼付硬化性および耐常温時効性に及ぼす添加元素の影響について詳細な調査を行った。
【００２３】
供試鋼は、質量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.01％、Mn：2.5 ％以下、Ｐ：0.005 ％、Ｓ：0.005 ％、sol.Al：0.02％、Ｎ：0.003 ％、Mo：0.5 ％以下、B ：0.002 ％以下、残部Feおよび不可避不純物からなる化学組成を有するものであった。
【００２４】
このような化学組成を有する鋼片を、1240℃に加熱した後、900 ℃以上の温度範囲で熱間圧延を行い、650 ℃で巻き取り、得られた熱延鋼板を酸洗し、80％の圧延率で冷間圧延を行ってから、連続焼鈍を行った。
【００２５】
なお、鋼片と鋼板とで化学組成の事実上の差異は認められなかった。
得られた焼鈍板の焼付硬化性、耐常温時効性を調査し、次のような結果を得て本発明を完成させた。
【００２６】
ここに、予ひずみを付与することなく170 ℃で20分間の熱処理を施した焼鈍板の降伏応力と、同様の熱処理を施さなかった、製造ままの焼鈍板の降伏応力の差をBH0 と定義した。
【００２７】
このような予備試験の結果、次の(A) ないし(E) のようなことが分かった。
(Ａ）BH0 を30MPa 以上とするためには、鋼のミクロ組織をフェライト相と低温変態生成相の複合組織とする必要がある。これは、フェライト相とマルテンサイト相等の低温変態生成相とが混在すると、フェライト内部に転位が導入され、熱処理により、その転位に鋼中の固溶Ｃが偏析して転位が固着されるため、予ひずみを付与しなくとも、降伏応力が増加するためと考えられる。
【００２８】
(Ｂ）Ｃ含有量が0.01％以下である極低炭素鋼においてフェライト相と低温変態生成相の複合組織を安定して得るためには、ＢおよびMnを含有させる必要がある。
【００２９】
(Ｃ）図１は、上述の例において、Mn含有量とB 含有量とを種々変更した供試鋼について得られたデータをＢ含有量とMn含有量の関係に整理して示すグラフである。図中、○印はBH0 が30MPa 以上、●印はBH0 が30MPa 未満である場合を示す。
【００３０】
同図に示されているように、BH0 は、Ｂ含有量およびMn含有量と相関関係を有し、BH0 を高くするためには、Mn含有量が多い場合ほどＢ含有量を増加させる必要があり、下記式（１）を満たす範囲であれば30MPa 以上のBH0 が得られることが分かる。
【００３１】
Ｂ≧１．５×１０-4×（Mn2 ＋１）・・・・・・・（１）
この理由は明らかではないが、（ａ）BH0 は焼鈍板中に存在する転位へのＣ原子の偏析量が多いほど増加すること、（ｂ）Ｃ原子とMn原子の間には引力相互作用が働き、Mn含有量が増加するにつれて、Ｃの活量が低下して転位への偏析量が低下し、BH0 が低下すること、（ｃ）ＢはＣ原子とMn原子間の相互作用を弱めるため、Ｂ含有量が増加するにつれて、Ｃの転位偏析量が増加し、BH0 が増加すること、によると推定される。
【００３２】
(Ｄ）BH0 が大きくなるに伴い時効劣化しやすくなるが、Moを含有させることにより、BH0 が３０MPa を超える場合においても常温非時効性が確保される。なお、ここで言う常温非時効とは、常温で３ケ月間放置した焼鈍板の降伏点伸びが0.2 ％以下であることを意味する。
【００３３】
(Ｅ）以上の結果から、極低炭素鋼において、Mn含有量に応じて一定量以上のＢを含有させ、さらにMoを添加することにより、常温非時効性を確保しつつ、BH0 を高めることが可能となる。
【００３４】
以下に、本発明においてミクロ組織、鋼成分の化学組成および圧延、焼鈍条件等の限定理由について詳述する。
(ａ）鋼のミクロ組織
本発明にかかる高張力鋼板は、フェライト相中に低温変態生成相が分散した複合組織を備えることとする。これは、鋼板に予ひずみを付与しなくとも、良好な焼付硬化性を得ることができるためである。低温変態生成相の種類は特に限定しないが、鋼板の降伏応力をできるだけ低下させるためには、マルテンサイト相とすることが望ましい。なお、低温変態生成相として２種以上の相、例えば、マルテンサイト相とベイナイト相を含んでいてもよい。また、低温変態生成相が主相となると、深絞り性が著しく劣化するため、主相がフェライト相であり、第二相が低温変態生成相であることとする。
【００３５】
ここに、「低温変態生成相」とは、マルテンサイト相あるいはベイナイト相等、低温変態により生成される組織を云う。その他、アシキュラ−フェライト相等を挙げることができる。
【００３６】
(ｂ）鋼の化学組成
Ｃ：
Ｃ含有量が0.01％を超えると、鋼板の深絞り性が損なわれる。一方、0.001 ％を下回ると低温変態生成相が得られなくなる。したがって、Ｃ含有量の範囲を0.001 ％〜0.01％と定めた。望ましくはその下限は 0.002％、また上限は0.009 ％である。
【００３７】
Si：
Siは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、鋼板の化成処理性を著しく劣化させる。また、めっき鋼板を製造する場合、めっき密着性を低下させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。しかし、鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化する目的で、最高0.5 ％まで含有させることができる。好ましくは0.1 ％以下、さらに好ましくは0.02％以下である。
【００３８】
Mn：
Mnは、鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために0.5 ％以上含有させる。一方、過度に含有させると深絞り性が劣化するので、含有量の上限を2.5 ％とする。好ましくは、下限は0.7 ％、上限は1.7 ％である。
【００３９】
また、Mnは、焼付硬化性を劣化させるので、Ｂ含有量との下記関係式（１）を満たす範囲に限定する。
Ｂ≧１．５×１０-4×（Mn2 ＋１）・・・・・・・（１）
Ｐ：
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、粒界に偏析して二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、めっき鋼板を製造する場合、めっき密着性を低下させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。ただし、Ｐは安価に鋼を強化することができる元素であるため、所望の強度を得るために0.05％以下の範囲で含有させてもよい。好ましくは0.015 ％以下である。
【００４０】
Ｓ
Ｓは鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるため、その含有量は少ないほど好ましく、0.01％以下と定めた。
【００４１】
sol.Al：
Alは溶鋼を脱酸するために用いられる。脱酸処理により鋼中に残存するsol.Al含有量が0.005 ％未満の場合には脱酸が不十分となる。一方、0.1 ％を超えて含有させると、効果が飽和して不経済となる。このため、sol.Alの含有量を0.005 ％から0.1 ％と定めた。なお、鋼中のＮをAlN として析出固定させ、Ｎによる耐常温時効性の劣化を抑制するために、0.04％以上含有させることが望ましい。
【００４２】
Ｎ：
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、含有量の増加は深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。したがって、0.01％以下と定めた。好ましい範囲は0.004 ％以下である。
【００４３】
Ｂ：
Ｂは焼入性を向上させるばかりでなく、焼付硬化性を向上させる働きがあり、本発明における重要な構成成分である。Mn添加による焼付硬化性の劣化を補償し、先述のBH0 を30MPa 以上とするために、上記（１）式を満たす範囲に限定する。ただし、深絞り性を劣化させるので、上限を0.0025％とする。好ましい範囲は0.0020％以下である。下限は特に規定されないが、好ましくは、0.0002％以上である。
【００４４】
Mo：
Moは、耐常温時効性を向上させるために0.02％以上含有させる。しかし、1.5 ％を超えて含有させると効果が飽和して不経済となる。したがって、含有量の範囲を0.02〜1.5 ％と定めた。しかし、Moは高価な元素であり、その経済性を考えたとき上限は0.5 ％で十分である。好ましい範囲は、0.05〜0.3 ％である。
【００４５】
Ti：
Tiは、特に含有させなくてもよいが、耐常温時効性をさらに向上させるために0.003 〜0.15％の範囲で含有させてもよい。Tiは鋼中のＮをTiN として析出固定するため、Ｎによる時効劣化が抑制される。この効果を得るためには、0.003 ％以上含有させることが好ましい。一方、0.15％を超えて含有させると効果が飽和して不経済となる。したがって、Tiを添加する場合の含有量の範囲を0.003 〜0.15％と定めた。
【００４６】
Cr：
Crも、特に含有させる必要はないが、焼入性を向上させる作用があるため、含有させることが好ましい。ただし、Crは鋼板の化成処理性を劣化させるため、上限を1.5 ％とする。一方、含有量が0.01％未満であると、焼入性向上効果が得られない。したがって、0.01〜1.5 ％の範囲に限定した。好ましい範囲は、0.05〜1 .0％である。
【００４７】
(ｃ）焼鈍条件等の限定理由
前記の化学組成を有する鋼は、適宜手段で溶製後、連続鋳造法、または、造塊法で鋼塊とした後、分塊圧延する方法などにより鋼片とされる。この鋼片は再加熱するか、連続鋳造または分解圧延後の高温の鋼片をそのまま、または、補助加熱を施して熱間圧延が行われる。
【００４８】
熱間圧延の条件は特に規定しないが、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って、熱延板の結晶粒を微細化し、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させる観点から、Ar3 変態点〜Ar3 変態点＋100 ℃の範囲で最終圧下を行うことが望ましい。なお、最終圧下をこの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延の間で、鋼帯を加熱しても良い。この際に、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱し、仕上げ圧延開始時の鋼帯全長にわたる温度の変動が140 ℃以下となるようにすることが望ましい。これにより、製品特性のコイル内均一性が向上する。粗圧延材の加熱は、例えば粗圧延機と仕上げ圧延機の間にソレノイド式誘導加熱装置を設け、誘導加熱装置前の長手方向温度分布などに基づいて加熱昇温量を制御することにより可能である。
【００４９】
熱間圧延後は、鋼板を巻取り温度まで冷却してからコイル状に巻取る。巻取り温度は特に規定しないが、スケール生成による歩留りの低下を防ぐために、700 ℃以下とすることが望ましい。
【００５０】
冷間圧延は、酸洗等により脱スケールした後に、常法に従って行われる。冷間圧延後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、冷間圧延の際の圧下率を70％以上とすることが好ましい。
【００５１】
焼鈍：
冷問圧延された鋼板、つまり冷延鋼板は必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施され、再結晶焼鈍が施される。この際の焼鈍温度は、鋼のミクロ組織を主相がフェライト相であり第二相が低温変態生成相である複合組織とするために、Ac1 変態点以上、Ac3 変態点未満の温度範囲とする。これは、焼鈍温度がAc1 変態点未満であると、低温変態生成相が得られず、一方、Ac3 変態点以上であると、低温変態生成相のみからなる単相組織となり、深絞り性が著しく低下するためである。ここに、Ac1 変態点とはα→γ変態開始温度、Ac3 変態点とはα→γ変態完了温度である。
【００５２】
焼鈍後は、常法にしたがって、調質圧延を施してもよく、その際に、伸びの低下を招くので、調質圧延の伸び率を1.0 ％以下とすることが好ましい。更に好ましいのは0.4 ％以下とすることである。
【００５３】
本発明の方法に従って製造される冷延鋼板は、これを母材として電気めっきを行ってもよく、また塗装鋼板として用いることもできる。また、冷間圧延後の鋼板を、例えば亜鉛または亜鉛合金溶融めっきを行う公知の溶融めっき装置に装備されている加熱炉で焼鈍をして、溶融めっきをして、めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板にしてもかまわない。もちろん、連続焼鈍炉で焼鈍を施した後、溶融めっきをして、めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板にしても良い。ただし、鋼板のCr含有量が0.25％を超える場合は、めっきムラが生じやすくなるため、めっきを施さずに冷延鋼板として使用することが好ましい。
【００５４】
【実施例】
本発明の実施例について以下に説明する。
実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される化学組成の鋼を溶解し、鋳造した。これらの鋼塊を熱間鍛造により厚さ30mmの鋼片とし、電気加熱炉を用いて1240℃に加熱し、１時間保持した。
【００５５】
このようにして得られた鋼片を炉から抽出した後、実験用熱間圧延機を用いて、900 ℃以上の温度範囲で熱間圧延を行い、厚さ５mmの熱延鋼板を得た。
熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却により650 ℃まで冷却してこれを巻取り温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に挿入して１時間保持した後、20℃／h の冷却速度で炉冷却して巻取り後の徐冷処理とした。
【００５６】
得られた鋼板の両表面を研削して厚さ４mm厚の冷間圧延母材とし、圧延率80％で冷間圧延し、表２に示す740 〜900 ℃の均熱温度で40秒間保持する連続焼鈍相当の再結晶焼鈍を施した。その後、これらの焼鈍板に、伸び率0.2 ％の調質圧延を施し、その性能を評価した。
【００５７】
ｒ値は、圧延方向（０度方向）、45度方向；および幅方向（90度方向）から採取したJIS ５号引張試験片を引張試験に供して測定し、平均ｒ値は、（ｒ0 ＋２×ｒ45＋ｒ90）／４から計算することにより求めた。降伏応力（YS）、引張強度（TS）および全伸びは、幅方向から採取したJIS ５号引張試験片を引張試験して求めた。
【００５８】
焼付硬化性は、以下の方法により評価した。冷延鋼板の幅方向からJIS ５号引張試験片を採取し、170 ℃で20分間の熱処理を施した後、引張試験に供した。得られたYSと、熱処理を施さずに引張試験に供して得られたYSの差をBH0 と定義した。また、幅方向から採取したJIS ５号引張試験片に２％の引張予ひずみを付与し、170 ℃で20分間の熱処理を施した後、引張試験に供した。
【００５９】
得られたYSと２％変形応力の差をBH2 と定義し、これらを焼付硬化性の指標とした。
耐常温時効性は、幅方向から採取したJIS ５号引張試験片を、40℃に設定した電気炉中で３ヶ月間保持した後、引張試験に供し、降伏点伸び(YPE) を測定することにより評価した。
【００６０】
表３に性能評価の結果を示した。本発明の範囲内の条件で製造された冷延鋼板についての試験結果（試番１、２、５、７、９、12、13）は、いずれも、平均ｒ値が1.2 以上、全伸びが34％以上であり、かつ、YSが240MPa以下であり、良好なプレス成形性を示した。また、BH0 は30MPa 以上、BH2 は50MPa 以上であり、優れた焼付硬化性を示した。さらに、40℃で３ケ月間の時効処理後のYPE は0.2 ％以下であり、良好な耐常温時効性を示した。
【００６１】
一方、化学組成が、本発明の規定する範囲から外れる鋼（鋼Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｋ、Ｎ）を用いて製造された冷延鋼板の試験結果（試番３、４、６、８、10、11、14）は、平均ｒ値、全伸び、YS、BH0 および時効後YPE のうちのいずれかが劣っていた。
【００６２】
具体的には、鋼Ｃを用いた試験（試番３）は鋼中のＣ含有量が多すぎるために、鋼Ｆを用いた試験（試番６）は鋼中のMn含有量が多すぎるために、鋼Ｊを用いた試験（試番10）は綱中のＢ含有量が多すぎるために、平均ｒ値と全伸びが低くYSが高い。
【００６３】
鋼Ｄを用いた試験（試番４）は、鋼中のMn含有量が少なすぎ、低温変態生成相が得られていないため、BH0 が低い。鋼Ｆ、Ｈを用いた試験（試番６、８）では、ミクロ組織は複合組織化されているが、鋼のMn含有量に対してＢ含有量が少なく、前述の式（１）を満たさないため、BH0 が低い。
【００６４】
鋼Ｋ、Ｎを用いた試験（試番11、14）では、鋼のMo含有量が少なすぎるために、時効処理後のYPE が高く、耐常温時効性が劣っている。
一方、鋼の化学組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明の範囲外の条件で製造された冷延鋼板の試験（試番15〜18）では、複合組織が得られておらず、平均ｒ値、全伸び、BH0 および時効後YPE のうちのいずれかが劣っていた。具体的には、試番15および16では、焼鈍の均熱温度が低すぎて、ミクロ組織がフェライト単相組織となり、BH0 が低く、時効後YPE も高い。また、試番17および18では、均熱温度が高すぎるために、ミクロ組織がアシキュラーフェライト単相組織となり、平均ｒ値、全伸び、BH0 が低く、YSが高く、さらに時効後YPE も高い。
【００６５】
【表１】
0003750600.tif 000002
【００６６】
【表２】
0003750600.tif 000003
【００６７】
【表３】
0003750600.tif 000004
【００６８】
【発明の効果】
以上詳述したとおり、本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、かつ、極めて優れた焼付硬化性を示し、さらに、耐常温時効性に優れた、高張力鋼板が製造可能である。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  BH0 とＢ含有量とMn含有量の関係を示すグラフである。
【図１】
0003750600.tif 000005