JPWO2012070271A1 - 塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

常温非時効性と焼付硬化性とを両立し、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０８〜１．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト分率が９８％以上であり、フェライトの平均粒径が５〜３０μｍであり、板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値がそれぞれ５×１０１２以上であり、平均転位密度が５×１０１２〜１×１０１５／ｍ２の範囲内である、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。

Description

本発明は、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板及びその製造方法に関する。

自動車のサイドパネルやフード等に使用される外板用鋼板では、張り剛性とともに、耐デント性特性（デント性）が要求されている。このデント性を向上させるためには、降伏強度を高め、高強度化を図ることが有効である。一方、プレス成形を行う際、面ひずみの発生を抑制し、高い面精度を確保するためには、降伏強度を下げる必要がある。

このような、相反する２つの特性を満足し、プレス成形性と高強度化を両立させた鋼板として、焼付硬化（ＢＨ）鋼板が開発されている。このＢＨ鋼板は、プレス成形後に、高温加熱・高温保持を含む塗装焼付け処理を施すことにより、降伏強度が上昇する鋼板である。

ここで、ＢＨ鋼板について詳細に説明する。図１（Ａ）は、従来のＢＨ鋼板の降伏強度の経時変化を概略的に示したグラフである。鋼板中に、固溶状態で残存するＣ（固溶Ｃ）やＮ（固溶Ｎ）が、塗装後の焼付け処理（通常１７０℃前後に加熱し、数十分保持）中に、プレス成形時に導入された転位に拡散し、この転位を固着することで降伏強度が上昇する。この降伏強度の上昇分が、焼付硬化量（ＢＨ量）であり、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。

しかし、このような硬化機構には次のような問題点がある。図１（Ｂ）は、固溶Ｃ量または固溶Ｎ量を増加させた場合における従来のＢＨ鋼板の降伏強度の経時変化を概略的に示したグラフである。

ＢＨ量を増加させるために固溶Ｃ量または固溶Ｎ量を増加させると、図１（Ｂ）に示すように、プレス成形前に既に一部の転位が固溶Ｃまたは固溶Ｎにより固着される（常温時効）。そして、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が生じ、製品特性が著しく劣化する。さらには、塗装焼付け後、固溶Ｃや固溶Ｎが鉄炭化物や鉄窒化物として析出してしまう。その後、時間が経過すると炭化物や窒化物が成長し、さらに粗大化の進行が進むと降伏強度が大幅に低下してしまう。

この常温時効の問題を解決し、耐常温時効性とすぐれた焼付硬化性の双方を共に満足させる鋼板を実現することは、困難と考えられており、長年の課題であった。

この課題に対し、特許文献１、特許文献２および特許文献３には、Ｍｏを添加することにより、焼付硬化性と時効硬化性とを両立させる方法が開示されている。

また、特許文献４には、調質圧延時の圧延線荷重及び調質圧延における鋼板の形状制御を行うことによって、ストレッチャーストレインの発生を防止する方法が開示されている。

特開昭６２―１０９９２７号公報 特開平４−１２０２１７号公報 特開２０００−１７３８６号公報 特開２００２−２３５１１７号公報

しかしながら、特許文献１および特許文献２では、Ｍｏ単独の成分の範囲が規定されているが、Ｃ量や、Ｔｉ、Ｎｂの量により硬化が得られる場合と得られない可能性がある。例えば、Ｍｏ添加量について、従来技術では、その範囲は、０．００１〜３．０％、あるいは、０．０２〜０．１６％と記述されている。しかし、このようなＭｏの添加量のコントロールだけでは、その作用が一定せず、焼付硬化量を５０ＭＰａ得ることができる場合もあれば、１０ＭＰａしか得られない場合もある。

また、特許文献３では、Ｍｏの成分の範囲に加え、転位密度が規定されている。しかし、特許文献３の鋼板でも、焼付硬化後、時間が経過すると降伏強度が低下する可能性がある。

更に、特許文献４は、調質圧延時の圧延線荷重と鋼板の形状制御について規定している。特許文献４では、鋼板内の転位密度の均一性に影響を及ぼす重要なパラメーターである調質圧延時の張力、及びこの張力と圧延線荷重との相関関係について規定されていない。さらに、調質圧延後のストレッチャーストレインの発生防止については言及されているものの、プレス成形・塗装焼付け後の時効特性については言及されておらず、降伏強度の維持、デント特性の確保等については不安定なものであった。

本発明者らは、塗装焼付け処理による歪時効硬化により一旦増加した降伏強度が、塗装焼付け処理後に低下し始め、これにより、デント性の劣化（時効劣化）が生じることを解明した。
本発明者らによると、時効劣化は次のような機構で生じるものと考えられる。以下に、図１（Ａ）を参照しながら詳細に説明する。
まず、プレス成形を行うことにより鋼板にひずみが加えられるとともに、線状の欠陥である転位が導入される。しかし、プレス成形により加えられるひずみ（予ひずみ）の分布が不均一となったり、さらには予ひずみが１％未満となったりする箇所が発生する場合がある。そうすると、転位の量が十分に確保されず、さらには転位が不均一に分布する。その結果、塗装焼付け後、転位が分布していない箇所には、固溶Ｃや固溶Ｎが鉄炭化物や鉄窒化物として析出してしまう。これら鉄炭化物や鉄窒化物自体は、塗装焼き付け処理直後には微細に存在するため一時的に強度は上昇するものの、その後、時間が経過すると炭化物や窒化物が成長し、粗大化の進行が進む。粗大化が進行すると分散強化能が低下するため、図１（Ａ）に示すように、降伏強度が徐々に低下し始め、デント性が劣化してしまう。一方、素材鋼板内にある一定値以上の転位が存在している場合には、成形・塗装焼き付け後に時間が経過しても炭化物や窒化物の粗大化が抑制され、降伏強度の低下に伴うデント性の劣化が抑制される。

このような塗装焼付け後の時効劣化の問題は、プレス成形時の成形量を増加させることにより十分なひずみを加え、転位密度を確保すれば防ぐことができる。しかし、自動車の外板パネル等では、成形形状が予め決定されているためプレス成形量には制限がある。このため、鋼板全体に対して、転位密度を確保し、さらに転位を均一に分布させることは困難である。

そこで、本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、常温非時効性と焼付硬化性とを両立し、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、プレス成形工程の前、つまり、鋼板の生産工程である最終段階である調質圧延を好適な条件で行うことにより、転位密度が確保され、さらに均一に転位が分布された鋼板を得ることができ、その結果、塗装焼付け後の耐時効性が向上する、との知見を得た。本発明は、かかる知見に基づいて案出された。

本発明によれば、質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０８〜１．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト分率が９８％以上であり、フェライトの平均粒径が５〜３０μｍであり、板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値がそれぞれ５×１０^１２／ｍ^２以上であり、平均転位密度が５×１０^１２〜１×１０^１５／ｍ^２の範囲内である、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板が提供される。

本発明の鋼板は、質量％で、さらにＢ：０．００５％以下含有しても良い。また、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．３質量％以下含有しても良い。また、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０２質量％以下含有しても良い。また、少なくとも一方の表面に、めっき層が付与されていても良い。

また、本発明によれば、質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０８〜１．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延したのち、焼鈍温度７００〜８５０℃の範囲内で焼鈍を行い、７００〜５００℃間の平均冷却速度が２℃／ｓ以上である冷却を行い、線荷重Ａを１×１０^６〜２×１０^７Ｎ／ｍの範囲、張力Ｂを１×１０^７〜２×１０^８Ｎ／ｍ^２の範囲、かつ、張力Ｂ／線荷重Ａを２〜１２０の範囲とし、さらに、圧延率０．２〜２．０％とした条件で調質圧延を行う、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法が提供される。

本発明の製造方法において、前記鋼スラブは、質量％で、さらにＢ：０．００５％以下含有しても良い。また、前記鋼スラブは、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．３質量％以下含有しても良い。また、前記鋼スラブは、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０２質量％以下含有しても良い。また、前記調質圧延の前において、少なくとも一方の表面に、めっき層を付与しても良い。

本発明によれば、常温非時効性と焼付硬化性とを両立し、さらには、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板が提供される。

従来のＢＨ鋼板における降伏強度の経時変化を説明するための概略グラフである。 本発明の実施形態である歪時効硬化型鋼板における降伏強度の経時変化を説明するための概略グラフである。 ＴＥＭ写真から転位密度を求める方法を説明するための図面である。

以下、本発明の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板について詳細に説明する。

本発明の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０８〜１．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト分率が９８％以上であり、フェライトの平均粒径が５〜３０μｍであり、板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値がそれぞれ５×１０^１２／ｍ^２以上であり、平均転位密度が５×１０^１２〜１×１０^１５／ｍ^２の範囲内である。
以下、本発明の鋼材成分を限定した理由について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。

（Ｃ：０．００１０％以上０．０１０％以下）
Ｃは、歪時効硬化性に影響を及ぼす元素であるが、０．０１０％を超えて含有させると、素材の常温非時効性を確保できない。また、鋼板の強度上昇の元素であるため、Ｃの含有量が多くなると強度は高くなるが、プレス成形時の加工性が劣化するため、自動車外板用の鋼板としては適さない。更に、常温非時効性を確保するためにはＴｉ、Ｎｂの元素を添加する量が多くなり、析出物による強度上昇が避けられず加工性が劣るとともに経済的にも不利になるため、上限を０．０１０％とする。また、好ましくは、Ｃ：０．００８５％以下であり、さらに好ましくは、Ｃ：０．００７％以下である。
また、Ｃの含有量を少なくすると、焼付硬化性が低下するおそれがあるため、０．００１０％以上がよい。また、好ましくは、Ｃ：０．００１２％以上であり、さらに好ましくは、Ｃ：０．００１５％以上である。

（Ｓｉ：０．００５％以上１．０％以下）
Ｓｉは鋼板の強度向上に有用な元素ではあるが、多量に含有されると、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうおそれがある。また、亜鉛めっきを実施する場合には、亜鉛が付着しにくく密着性を損なうおそれもあるため、上限を１．０％とする。また、好ましくは、Ｓｉ：０．７％以下である。
一方で、Ｓｉ含有量を少なくしすぎると、製鋼段階でのコストアップにつながり、さらには、焼付硬化性が低下するおそれがあるため、０．００５％以上がよい。また、好ましくは、Ｓｉ：０．０１％以上であり、さらに好ましくは、Ｓｉ：０．０２％以上である。

（Ｍｎ：０．０８％以上１．０％以下）
Ｍnは鋼板の強度向上に有用な元素であるが、多量に含有されるとＳｉと同様に、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうおそれがある。また、亜鉛めっきを実施する場合に、亜鉛が付着しにくく密着性を損なうおそれもあるため、上限を、１．０％とする。また、好ましくは、Ｍn：０．８％以下であり、さらに好ましくは、Ｍn：０．７％以下である。
一方で、Ｍn含有量を少なくしすぎると、焼付硬化性が低下するおそれがあるため、０．０８％以上がよい。また、好ましくは、Ｍn：０．１％以上であり、さらに好ましくは、Ｍn：０．２％以上である。

（Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％以下）
Ａｌの含有量を多くしすぎると、強度が高くなりすぎ、加工性が著しく低下するおそれがある。またさらに、コスト的にも不利となるため、上限を０．１％とする。また、好ましくは、Ａｌ：０．０５％以下であり、さらに好ましくは、Ａｌ：０．０４％以下である。
また、ＡｌはＡｌＮとして固溶Ｎを固定し、鋼板の常温時効性や塗装焼付後の硬化量の低下を制御する効果が有るが、０．０１％未満では常温非時効性が確保できず、また成形・塗装焼付け後の降伏強度が低下する傾向が有る。また、好ましくは、Ａｌ：０．０２％以上であり、さらに好ましくは、Ａｌ：０．０３％以上である。

（Ｍｏ：０．００５％以上０．２０％以下）
Ｍｏは、焼付硬化性の向上に有用な元素であるとともに、本発明では、炭化物や窒化物の粗大化（成長）の抑制に有用な元素である。前述したように、塗装焼付け後、転位が分布していない箇所には、固溶Ｃや固溶Ｎが炭化物、窒化物として析出する。この炭化物や窒化物自体は硬いため、一時的に強度は上昇するものの、炭化物や窒化物が成長し、粗大化の進行が進むと、降伏強度が低下し、時効劣化が生じてしまう。さらにＭｏは、素材の常温非時効性の確保に極めて有効な元素である。Ｍoの含有量が０．００５％未満であると、塗装焼付け後の時効劣化を防止する効果を得ることができないため、下限を０．００５％とする。また、好ましくは、Ｍｏ：０．０３％以上であり、さらに好ましくは、Ｍｏ：０．０５％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうおそれがある。さらには、焼付硬化性も低下してしまい、高価で経済的にも不利となるので上限を０．２％とする。

（Ｎ：０．００１％以上０．００５％以下）
Ｎの含有量を０．００５％以下としたのは、それを超えて添加する場合は、Ｔｉの添加量を多くしないと必要な素材の常温非時効性を確保することが困難になるためである。さらに、成形・塗装焼き付け後の降伏強度の時効低下を抑制することができず、さらには強度が高くなり、加工性を損なうおそれがあるためである。また、好ましくは、Ｎ：０．００４％以下である。
一方、Ｎの含有量を少なくすると、焼付硬化性が低下するおそれがあるため、０．００１％以上とする。また、好ましくは、Ｎ：０．００２％以上である。

（Ｃｒ：０．００５％以上０．２０％以下）
Ｃｒには時効中の鋼板中の析出物の粗大化を抑制し、さらには、常温非時効性を改善する働きも有る。しかし、Ｃｒは多く添加しすぎると、焼付け硬化量を低下させる効果が有り、さらには強度が高くなり、加工性を損なうおそれがあるため、上限を０．２％とする。また、好ましくは、Ｃｒ：０．１％以下であり、さらに好ましくは、Ｃｒ：０．０５％以下である。
Ｃｒの含有量が少なすぎると、これらの効果が小さいので、０．００５％以上がよい。また、好ましくは、Ｃｒ：０．０１％以上であり、さらに好ましくは、Ｃｒ：０．０３％以上である。

（Ｔｉ：０．００２％以上０．１０％以下）
（Ｎｂ：０．００２％以上０．１０％以下）
Ｔｉ及びＮｂはともに、Ｎｂ−Ｔｉ−ＩＦ鋼という加工性（または更にメッキ性）が良好な鋼を得るために必要な元素である。しかし、Ｔｉ及びＮｂが多量に含有されるとＢＨ量が減少し、さらに再結晶温度が上昇し、加工性を損なうおそれがあるため、Ｔｉ及びＮｂの上限は０．１０％とする。またＴｉの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは、０．０１％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０７％以下であり、さらに好ましくは、０．０５％以下である。
また、Ｔｉ及びＮｂの下限を０．００２％としたのは、それ未満ではフェライト粒径が増大し、調質圧延後の鋼板内の転位密度の不均一性が増大し、その結果、成形・塗装焼き付け後の降伏強度の低下を抑制することが困難になる。さらに、０．００２％未満では、固溶Ｃや固溶Ｎを固定して、素材の常温非時効性を確保することが困難になるためである。またＴｉの含有量は、好ましくは０．００３％以上である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは、０．００５％以上である。

（Ｐ：０．００３％以上０．１０％以下）
Ｐは、Ｓｉ、Ｍn同様に、鋼板の強度向上に有用な元素であるが、多量に含有されると強度が高くなりすぎ、加工性を損なうおそれがある。また、亜鉛めっきを実施する場合に、亜鉛が付着しにくく密着性を損なうおそれもある。さらに、Ｐは粒界に濃化して、粒界脆化を引き起こしやすい元素であるため、上限を、０．１０％とする。また、好ましくは、Ｐ：０．０６％以下であり、さらに好ましくは、Ｐ：０．０４％以下である。
また、Ｐの含有量が少なすぎると、製鋼段階でのコストアップにつながり、さらには、焼付硬化性が低下するおそれがあるため、０．００３％以上がよい。また、好ましくは、Ｐ：０．０１％以上であり、さらに好ましくは、Ｐ：０．０２％以上である。

（Ｓ：０．０００５％以上０．０２０％以下）
Ｓは、鋼中に不純物として存在している元素であり、また、ＴｉＳを形成し、有効なＴｉを減少させてしまう。また、０．０２％を超えて添加すると、熱間圧延時に赤熱脆性を引き起こし、鋼板表面で割れる、いわゆる熱間脆性を起こすおそれがあるため、できる限り少なくすることが好ましい。また、好ましくは、Ｓ：０．０１％以下であり、さらに好ましくは、Ｓ：０．００５％以下である。
また、Ｓの含有量が少なすぎると、製鋼段階でのコストアップにつながり、さらには、焼付硬化性が低下するおそれがあるため、０．０００５％以上がよい。また、好ましくは、Ｓ：０．００２％以上である。
なお、ＳとＰは、不可避的な不純物であり、可能な限り少なくするほうがよい。

また、本発明では、上記の元素に加えて、Ｂを０．００５％以下の範囲内で添加しても良い。
本発明者らは、Ｂ単独では効果が少ないものの、上述したＭｏと複合添加することにより、焼付硬化性と常温非時効性の両方の特性を満足させることができることを見出した。
特に、０．００６％を超えたＣを添加した場合、常温非時効性が若干劣化する傾向が見える場合があるが、この時Ｂを添加すると、常温非時効性が改善する傾向にある。しかし、Ｂを多く添加しすぎてもその効果は飽和し、コスト的に不利になる。また、全伸びが低下し、鋼材の性能が劣化するため、上限を０．００５％とすることが好ましい。
また、Ｂ添加の下限は特に制限しないが、常温非時効性を改善し、かつ、降伏点伸びの発生を防ぐためには、下限を０．０００２％とすることが好ましい。また、好ましくは、Ｂ：０．０００４％以上であり、さらに好ましくは、Ｂ：０．０００６％以上である。

また、本発明では、上記の元素に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上の合計含有量０．３％以下の範囲内で添加しても良い。
Ｎｉ、Ｓｎ，Ｃｕ、Ｗ、Ｖはそれぞれ鋼の強度を高める元素である。しかし、これらを多く添加しすぎると、加工性を損なうおそれがあるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上の合計含有量の上限を０．３％とすることが好ましい。また、さらに好ましくは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上の合計含有量は０．１５％以下である。
また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上の合計含有量の下限は特に制限しないが、熱処理の際、強度を高める効果を得るためには、好ましくは０．００５％以上がよい。また、さらに好ましくは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上の合計含有量は０．０１％以上である。

本発明では、上記の元素に加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０２質量％以下の範囲内で添加しても良い。
Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは酸化物及び硫化物の形態の制御に有効な元素であり、成形性を向上させる効果がある。これらの元素の含有量の下限は特に定めないが、形態の制御を効果的に行うために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、及びＲＥＭ含有量は、合計量で０．０００５％以上であることが好ましい。一方、多く添加しすぎると酸化物及び硫化物量が過大になり成形性が低下するので、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、及びＲＥＭ含有量は、合計量で０．０２％以下であることが好ましい。なお、本発明におけるＲＥＭとは、Ｌａ及びランタノイド系列の元素を示す。

また、本発明における歪時効硬化型鋼板は、フェライト分率が９８％以上であることが好ましい。フェライト以外の残部は、パーライトおよびベイナイトのうち１種または２種である。フェライト分率が９８％未満であり、パーライトあるいはベイナイトが増加すると、加工性が低下するため、好ましくは、フェライト分率を９８％以上とする。

また、本発明における歪時効硬化型鋼板は、フェライトの平均粒径が５〜３０μｍの範囲内であることが好ましい。このように、鋼板中のフェライト粒径を微細にかつ均一に分布させることは、後述する転位をより均一に分散させる効果がある。
しかしながら、フェライトの平均粒径が５μｍ未満であると、素材の降伏強度が増加するために、プレス成型加工後に面歪と呼ばれるしわが発生し、さらに成形・塗装焼き付け後の耐時効性が低下する。一方、フェライト平均粒径が３０μｍを超えると、板厚の１／２厚さ部分の転位密度を十分に確保することができず、さらには、鋼板内の転位密度の不均一性が増大し、成形・塗装焼き付け後の耐時効性が低下する。このため、その適正範囲を５〜３０μｍとすることが好ましい。

また、転位分布により、常温時効特性や焼付硬化性、さらには塗装焼付け後の耐時効特性が大きく変わることが、多くの電子顕微鏡観察の結果から明らかとなった。
本発明者らは、常温時効特性や焼付硬化性、塗装焼付け後の耐時効特性の良好なサンプルの電子顕微鏡観察を行った。その結果、板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値がそれぞれ５×１０^１２／ｍ^２以上であり、さらに、平均転位密度が５×１０^１２〜１×１０^１５／ｍ^２の範囲内である場合、従来課題となっていた成形・塗装焼き付け後のデント特性の経時低下あるいは降伏強度の低下が抑制される事が見出された。さらに、上記範囲内の転位密度を有する場合には、プレス成形性が優れ、さらに一定量の塗装焼き付け硬化量が得られることが判明した。
以下に、上記転位密度の最低値及び平均転位密度の限定理由について説明する。

板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度が少なすぎると、塗装焼付け後の炭化物の析出を抑制する効果が十分に得られず、経時変化による降伏強度の低下すなわちデント性の劣化が起こるおそれがあるため、板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値をそれぞれ５×１０^１２／ｍ^２以上とすることが好ましい。

また、平均転位密度が５×１０^１２／ｍ^２未満では、塗装焼付け後の経時変化による降伏強度の低下すなわちデント性の劣化が起こることに加え、素材の常温非時効性が低下する傾向がある。素材の常温非時効性が低下する原因は明らかではないが、固溶Ｃに対して転位密度が少ないために、常温時効により鋼板中において移動することが比較的容易な可動転位が急速に固着されたためと考えられる。
また、平均転位密度が１×１０^１５／ｍ^２を超える場合には、鋼板の伸びが低下し、プレス成形時に割れが発生するだけでなく、焼付硬化性が低下することが明らかとなった。この原因は定かではないが、塗装焼き付け処理前における初期転位密度が高いために、塗装焼き付け処理中に、可動転位を固着できなかったためと考えられる。

なお、転位密度ρは、鋼板表層から５００μｍ以内の領域と鋼板の１／２厚さの部分からそれぞれ透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）用の薄膜試料を切り出すことにより作製し、次いで透過電子顕微鏡により像観察を行い、ρ＝２Ｎ／（Ｌｔ）により転位密度を計算することにより測定した。ここで、Ｌは図３に示すようにＴＥＭ写真上に引いた互いに直交する平行線５、５の総線長で、Ｎはこれらの線５が転位線と交差した数、ｔは薄膜試料の厚さである。ｔの値は正確に求めても良いが、一般的には簡易的に０．１μｍの値を用いて構わない。なお、像観察は鋼板表層から５００μｍ以内の領域と鋼板の１／２厚さの部分それぞれにおいて３個の薄膜試料について行い、３試料の観察可能領域内の転位密度の最も低い部分と３試料の平均転位密度を測定した。

また、本発明における歪時効硬化型鋼板は、塗装焼付け後の時効後降伏強度σ_ｆが、塗装焼付け直後の降伏強度σ_ｓに比べて２０ＭＰａ以上低くならないことが好ましい。即ち、σ_ｆ＞σ_ｓ−２０ＭＰａであることが好ましい。ここで、塗装焼付け後の時効後降伏強度σ_ｆ及び塗装焼付け直後の降伏強度σ_ｓについて、図２を参照しながら説明する。
図２（Ａ）、（Ｂ）は、本発明における歪時効硬化型鋼板の塗装焼付け処理後の降伏強度の経時変化を概略的に示すグラフである。
図２（Ａ）に示すように、塗装焼付け処理直後の降伏強度をσ_ｓとし、１５０℃×１５０ｈｒの促進時効試験（促進時効熱処理）後の時効後降伏強度をσ_ｆとする。なお、本発明者らにより、時効後降伏強度σ_ｆが、降伏強度σ_ｓ−２０ＭＰａを下回る（図２（Ａ）における曲線（２）参照）とデント性が大きく低下することが明らかとなった。そのため、本実施形態では、この時効後降伏強度σ_ｆが、降伏強度σ_ｓ−２０ＭＰａよりも大きい（図２（Ａ）における曲線（１）参照）ことが好ましい。
ここで、促進時効試験の条件は、本発明に係る歪時効硬化型鋼板が使用される製品の実使用環境に相当するよう設定する。本実施形態においては、このような条件を満たす、１５０℃×１５０ｈｒの熱処理を促進時効試験とした。

また、本実施形態においては、図２（Ｂ）の曲線（１）、曲線（２）に示すように、塗装焼付け処理後に、一時的に降伏強度が上昇する場合がある。これは、鋼板の炭素含有量によっては生じると考えられる。しかし、このような場合も、時効後降伏強度σ_ｆが、降伏強度σ_ｓ−２０ＭＰａよりも大きければ良い。塗装焼付け処理後に、一時的に降伏強度が上昇したとしても本発明の効果が得られるため構わない。
しかしながら、このように一時的に降伏強度が上昇したとしても、図２（Ｂ）の曲線（３）に示すように、時効後降伏強度σ_ｆが、降伏強度σ_ｓ−２０ＭＰａを下回る場合は本実施形態を満たすとは言えない。

またさらに、本発明における歪時効硬化型鋼板は、冷延鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板、電気めっき鋼板、各種表面処理鋼板の何れでも構わず、発明の効果を享受できる。めっき層としては、亜鉛、アルミ、スズ、銅、ニッケル、クロムやこれらを主体とする合金めっきのいずれでも構わず、前記以外の元素が含まれていても構わない。また、これら鋼板の少なくとも一方の面に亜鉛を含む層を付与すると、温間成形(例えば温間プレス成形)中の酸化や脱炭が防止され、本発明の効果をより有効に享受できる。
なお、少なくとも一方の表面に亜鉛を含む層とは、電気めっき法、溶融めっき法、塗布法、蒸着法などいずれの方法で付与されていても構わず、その方法は限定されるものではない。また、亜鉛を含む層中には亜鉛以外の元素が含まれていても何ら差し支えない。
また、本発明の鋼板は、上述したような細かい結晶粒径を比較的容易に得ることができる冷延鋼板であることがより好ましい。

つぎに、本発明の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法を説明する。なお、本発明の歪時効硬化型鋼板は、この製造方法によって製造されるものに限定されない。
本発明の製造方法では、鋼板の生産工程である最終段階である調質圧延の前に、焼鈍温度７００〜８５０℃の範囲内で焼鈍を行い、次いで、７００〜５００℃間の平均冷却速度が２℃／ｓ以上である冷却を行う。その後、調質圧延における圧延ロールによる線荷重をＡ（Ｎ／ｍ）、調質圧延時に鋼板に付与する張力をＢ（Ｎ／ｍ^２）とした時に、線荷重Ａを１×１０^６〜２×１０^７Ｎ／ｍ、張力Ｂを１×１０^７〜２×１０^８Ｎ／ｍ^２、かつ、張力Ｂ／線荷重Ａを２〜１２０を満たし、かつ、圧延率０．２〜２．０％である条件で調質圧延を行う。
以下に、上記製造条件の限定理由について説明する。

まず、上記成分に調整された溶鋼を連続鋳造法にて鋳片又は鋼片となすか、造塊法にて鋼片となし、高温のまま加熱することなく熱間圧延を施すか、又は加熱後に熱間圧延を施す。
また、本発明の効果をより有効に享受するために、熱間圧延後、脱スケール処理を施し、冷間圧延して冷延鋼板とすることが好ましい。
またさらに、その後焼鈍して冷延鋼板となしてもよいが、焼鈍後、冷延鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛めっきを施すことにより、亜鉛を含む層を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板となすことがより好ましい。
なお、亜鉛を含む層は、電気めっき法、溶融めっき法、塗布法、蒸着法などいずれの方法で形成しても構わず、その方法は限定されない。
なお、本発明において鋼板板厚は限定されるものではないが０．４〜６ｍｍで特に有効である。

また、本発明における焼鈍は、焼鈍温度７００〜８５０℃の範囲内、かつ、７００〜５００℃間の平均冷却速度を２℃／ｓ以上で行うことが好ましい。これは、焼鈍温度がこの範囲外であると、固溶Ｃや固溶Ｎを好適な量に制御できなくなったり、塗装焼付け後の炭化物の析出を抑制する働きを有するＭｏを結晶粒内に存在させることが困難になったりするおそれがあるためである。さらに、焼鈍温度が高すぎると、結晶粒径が粗大になるおそれもあるため、焼鈍温度及び平均冷却速度は上記範囲内であることが好ましい。
また、本発明において好適な結晶粒径を得るためには、上記焼鈍温度範囲内での保持時間を２０〜２８０秒とすることが好ましい。

次に、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板となした後、調質圧延を行う。
本発明において、調質圧延の条件は、調質圧延時の線荷重をＡ（Ｎ／ｍ）、調質圧延時に鋼板に付与する張力をＢ（Ｎ／ｍ^２）とした時に、Ａを１×１０^６〜２×１０^７Ｎ／ｍ、Ｂを１×１０^７〜２×１０^８Ｎ／ｍ^２、かつ、Ｂ／Ａを２〜１２０を満たす条件とし、かつ、圧延率０．２〜２．０％とすることが好ましい。

線荷重Ａが１×１０^６Ｎ／ｍ未満であると、鋼板への転位導入量が少なく、経時変化による降伏強度の低下すなわちデント性の劣化が起こるとともに、素材の常温非時効性が低下する傾向にある。
また、２×１０^７Ｎ／ｍを超えると、平均転位密度が増大するため、鋼板の伸びが低下し、プレス成形時に割れが発生するだけでなく、焼付硬化性が低下するおそれがある。

張力Ｂが１×１０^７Ｎ／ｍ^２未満であると、鋼板形状が悪く、例えば自動車用の外板として用いる場合には不適となる場合がある。
また、２×１０^８Ｎ／ｍ^２を超えると、板破断が発生するおそれがあり、生産性上不適である。
ここで、Ｂ／Ａは、鋼板内の転位密度の均一性に影響を及ぼす、本発明における最も重要なパラメーターである。このＢ／Ａが２未満であると、板厚中心部まで転位が導入されず、成形・塗装焼き付け後の経時変化による降伏強度の低下すなわちデント性の劣化が起こる。一方、Ｂ／Ａが１２０を超えても、板厚中心部での転位導入が不十分である場合が有り、さらに鋼板面内の転位密度の不均一性が増加する場合も有り、成形・塗装焼き付け後の経時変化による降伏強度の低下すなわちデント性の劣化が起こる。

また、調質圧延率が０．２％未満であると、鋼板内への転位導入量が不十分となり、素材の常温非時効性が低下すると共に、成形後の転位密度の不均一性が増大する。そのため、塗装焼き付け後の経時変化による降伏強度の低下すなわちデント性の劣化が起こるおそれがある。
一方、調質圧延率が２．０％を超えると、鋼板の延性が劣化して成形性が低下すると共に、塗装焼き付け硬化量が減少するおそれがある。
このように調質圧延の条件を設定することで、鋼板に均一で、かつ十分なひずみ量を付与することができる。その結果、焼付硬化性を十分に得ることができる転位密度を確保することができ、さらに、転位を均一に分布させることができる。そのため、塗装焼付け後の時効劣化の原因である炭化物や窒化物の析出を抑制することができる。

次に、調質圧延後、加工成形、例えば絞り加工などのプレス成形加工を行う。プレス成形法は、特に規定するものではなく、絞り加工、張り出し加工、曲げ加工、しごき加工、打ち抜き加工等を加えても何等差し支えない。

以上説明したような本発明に係る歪時効硬化型鋼板によれば、上記成分および構成により、プレス成形前の段階で、十分なひずみ量を付与することができる。その結果、十分な転位密度を確保することができるため、固溶Ｃや固溶Ｎを安定的に転位に定着させることができる。これにより焼付け硬化性を十分に得ることができる。
さらに、２％予ひずみにおける塗装焼付け硬化量を３０ＭＰａ以上と向上させることができる。

また、本発明に係る歪時効硬化型鋼板には、調質圧延により均一にひずみが付与されているため、転位分布の均一性を向上させることができる。その結果、転位が導入されていない部分を減らすことができ、塗装焼付け後の時効劣化と原因とされていた、炭化物や窒化物の析出を抑制することができる。その結果、塗装焼付け後の時効後降伏強度を、塗装焼付け直後の降伏強度−２０ＭＰａ超とすることができる。つまり、塗装焼付け後の時効による降伏強度の低下量を大きく抑制することができ、さらにデント性の劣化を防ぐことができる。

また、本発明に係る歪時効硬化型鋼板によれば、常温非時効特性を得ることができるため、プレス成形性を向上させることができる。

また、本発明に係る歪時効硬化型鋼板の製造方法によれば、上記のような焼鈍条件で焼鈍を行うことにより、Ｍｏを結晶粒内において固溶状態で存在させることができる。粒内に存在するＭｏは、塗装焼付け後の炭化物の析出を抑制する働きをするため、その結果、塗装焼付け後の耐時効劣化性をさらに向上させることができる。またさらに、鋼板中の固溶Ｃや固溶Ｎを好適な量に制御することもでき、焼付硬化性や耐時効劣化を向上させることができる。

また、炭化物や窒化物が析出したとしても、Ｍｏを添加しているため、炭化物や窒化物の粗大化を抑制することができる。これにより、炭化物や窒化物の粗大化に起因して生じる降伏強度の低下やデント性の低下を防ぐことができる。

また、鋼板中のフェライト粒径を微細に分布させることにより、転位をより均一に分布させることができる。

以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

本実施例では、先ず、表１及び表２に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。次いで、加熱炉中で１２００℃まで加熱し、９００℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、７００℃の温度で巻取り後、酸洗を施し熱延鋼板とした。

次に、熱延鋼板を８０％の圧下率で冷間圧延を行った後、表３及び表４に示す条件で再結晶焼鈍を行った。また、このとき得られた鋼板の板厚を表３及び表４に示す。
次いで、一部の鋼板の表面に、表３及び表４に示す条件でめっきを施し、鋼板の表層に亜鉛を含む層を付与した。

次に、めっきを施した鋼板を用いて調質圧延を行い、表５及び表６に示すような、フェライト平均粒径、最小転位密度及び平均転位密度を有する冷延鋼板となした。また、このときの、線荷重Ａ、張力Ｂ及び圧延率のそれぞれの条件を表３及び表４に示す。

次に、常温非時効性の評価試験を行った。具体的には、促進時効条件として１００℃×６０分の熱処理を行った後、上記の製法により得られた各冷延鋼板よりＪＩＳ５号試験片を作製した。この試験片を用いて引張試験を行い、降伏点伸び（ＹＰＥＬ）の量を測定した。結果を表５及び表６に示す。なお、ＹＰＥＬ量が０．５％を超えると、調質圧延後に行うプレス成形中にストレッチャーストレインと呼ばれる模様欠陥が現れ、外板パネルとして不適当であるので、０．５％を超えるものをＮＧ（不適当）と判断した。

次に、ＢＨ量を測定することにより焼付け硬化性の評価試験をおこなった。まず、上記の製法により得られた各冷延鋼板よりＪＩＳ５号試験片を作製し、２％の引張予ひずみを付加したのち、１７０℃×２０ｍｉｎ保持の条件で塗装焼付け相当の熱処理を施し、塗装焼き付け硬化量（ＢＨ）量を測定した。この結果を表５及び表６に示す。なお、本評価では、日本鉄連（一般社団法人日本鉄鋼連盟：Ｔｈｅ Ｊａｐａｎ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｆｅｄｅｒａｔｉｏｎ）規格において塗装焼付硬化型鋼板の必要ＢＨ量として定めている３０ＭＰａに満たないものをＮＧと判断した。

次いで、耐時効特性の評価試験を行った。具体的には、塗装焼き付け処理前後におけるデント性と相関のある降伏強度の経時変化を測定することにより耐時効特性の評価試験を行った。具体的には、前記熱処理後の試験片について、本発明に係る歪時効硬化型鋼板を用いた製品（例えば、自動車等）の実使用環境に相当する促進時効試験を行い、時効中の降伏強度変化を測定した。
まず、試験片はＪＩＳ５号試験片を用い、２％の引張予ひずみを付加したのち、１７０℃×２０ｍｉｎの塗装焼き付け相当の熱処理を行った。次いで、促進時効試験として、１５０℃で１５０時間の条件で熱処理を行い、その後、引張試験により促進時効後の降伏強度を測定し、促進時効試験前後における降伏強度の低下量を測定した。なお、耐時効特性の評価方法については、この低下量（促進時効前降伏強度−促進時効後降伏強度）が２０ＭＰａを超えるとデント性が大きく低下したことから、２０ＭＰａを超えたものをＮＧとした。
以上の評価結果を表５及び表６に示す。

表５及び表６に示すように、本発明の範囲内にある本発明例ではいずれにおいても、常温非時効性、焼付け硬化性及び耐時効性のそれぞれにおいて良好な結果を得ることができた。

一方、実験例２では、焼鈍温度が本発明における範囲超であったため、結晶粒径が粗大となってしまい、結果、板厚１／２厚さ部分におけて十分な転位密度を得ることができなかった。また、実験例３では、十分な焼付け硬化性及び耐時効特性を得ることができなかった。これは、焼鈍温度が本発明における範囲未満であったため、固溶Ｃ及び固溶Ｎを十分に確保することができず、さらに、Ｍｏを結晶粒内に十分に存在させることができなかったためと考えられる。
実験例４では、平均冷却速度が遅すぎたため、実験例３と同様に、十分なＢＨ量及び耐時効特性を得ることができなかった。

実験例６、１２、３７では、線荷重Ａが小さすぎたため、十分な転位密度を得ることができず、結果、特に耐時効性について満足することができなかった。また、実験例７、３８では、線荷重Ａが大きすぎたため、平均転位密度が大幅に増加し、十分な焼付け硬化性を得ることができなかった。
また、実験例８では、張力Ｂが小さすぎたため、結果Ｂ／Ａの値が小さくなり、鋼板中心部まで転位が導入されず、十分な耐時効性を得ることができなかった。
なお、実験例９は常温非時効性、焼付け硬化性及び耐時効性ともに満足する結果が得られたが、張力Ｂの値が大きすぎたため、通板時に鋼板が破断してしまった。

実験例１０、１１では、線荷重Ａ、張力Ｂともに本発明における範囲内ではあるが、Ｂ／Ａの値が本発明における範囲から外れている。その結果、実験例１０、１１ともに鋼板中心部まで転位が導入されず、十分な耐時効性を得ることができなかった。

実験例１３では、Ｂ／Ａの値は範囲内ではあるが、線荷重Ａが大きすぎたため、十分な焼付け硬化性を得ることができなかった。

実験例１８では、圧延率が低すぎたため、鋼板に十分な転位が導入されず、さらには転位分布の不均一性が増大してしまった。結果、ＹＰＥＬが大幅に増大してしまい、また、十分な耐時効性を得ることができなかった。
また、実験例２１では、圧延率が高すぎたため、平均転位密度が大幅に増加し、十分な焼付け硬化性を得ることができなかった。

実験例２５では、焼鈍における保持時間が長すぎたため、結晶粒径が粗大となり、結果、板厚１／２厚さ部分におけて十分な転位密度を得ることができなかった。また、実験例２６では、焼鈍温度が低く、さらに保持時間も短かったため結晶粒径が本発明の範囲内まで成長することができず、結果、十分な常温非時効性及び耐時効性を得ることができなかった。

実験例４０〜４３、４５、４６では、Ｍｏの含有量が本発明の範囲未満となっているため、ＹＰＥＬが大幅に増大し、かつ、焼付け処理後の降伏強度の低下量も多くなっている。これは、炭化物や窒化物の成長の抑制に有効であるＭｏが少なかったため、塗装焼付け後に炭化物や窒化物が成長し、時効劣化が生じてしまったと考えられる。また、Ｍｏは常温非時効性の確保に有効な元素であるが、含有量が不十分であったため、ＹＰＥＬが大幅に増大したと考えられる。
また、実験例４０〜４２、４５のＹＰＥＬの増大は、鋼板の強度向上に有効な元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＡｌの含有量が本発明の範囲を超える含有量であったことも起因していると考えられる。
また、実験例４３のＹＰＥＬの増大は、Ｓの含有量が多く、固溶Ｃや固溶Ｎを固定し、常温非時効性を確保するために有効なＴｉを減少させてしまったためと考えられる。

実験例４４では、ＡｌＮとして固溶Ｎを固定し、常温時効性を抑制する効果のあるＡｌの含有量が少なすぎたため、ＹＰＥＬが増大したと考えられる。

実験例４７では、Ｍｏの含有量が多くなりすぎたため、強度が高くなりすぎ、結果、焼付け硬化性が低下してしまったと考えられる。

実験例４８ではＴｉの含有量が、実験例５０ではＮｂの含有量がそれぞれ少なすぎるため、結晶粒径が粗大となり、十分な転位密度を確保することができなかった。その結果、塗装焼付け後の耐時効性を確保することができなかったと考えられる。また、ＹＰＥＬの増大については、Ｔｉ、Ｎｂともに常温非時効性を確保するために有効な元素であるＴｉ、Ｎｂの含有量が少なすぎるためと考えられる。
また、実験例４９ではＴｉの含有量が、実験例５１ではＮｂの含有量がそれぞれ多すぎため、焼付け硬化性が低下したと考えられる。

実験例５２では、Ｎの含有量がＴｉの含有量に対して多すぎるため、ＹＰＥＬが増大してしまったと考えられる。

実験例５３では、ＹＰＥＬが増大してしまった。これは、常温非時効性の確保に有効な元素であるＣｒの含有量が不十分であったためと考えられる。
一方、実験例５４では、焼付け硬化性が低下しまったが、これは、Ｃｒの含有量が多すぎたためと考えられる。

実験例５５では、ＹＰＥＬが増大し、焼付け処理後の降伏強度の低下量も多くなってしまった。これは、Ｍｏの含有量が少なすぎたためと考えられる。また、実験例５５では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎの合計含有量も本発明の範囲よりも多すぎたため、強度が高くなってしまい、これがＹＰＥＬの増大に起因したとも考えられる。

実験例５６では、ＹＰＥＬが増大し、焼付け処理後の降伏強度の低下量も多くなってしまった。降伏強度の低下はＭｏの含有量が少なすぎたためと考えられ、ＹＰＥＬの増大は、Ｂの含有量が多すぎたためと考えられる。

実験例５７では、Ｃの含有量が多すぎたため、ＹＰＥＬが大幅に増加してしまい、常温非時効性が低下してしまったと考えられる。また、焼付け処理後の降伏強度の低下量が多くなってしまったのは、Ｃの含有量が多すぎたため、塗装焼付け後、析出する炭化物が多くなり、さらにこれが成長したためと考えられる。
また、実験例５８では、ＹＰＥＬが増大し、さらに焼付け処理後の降伏強度の低下量が大幅に多くなってしまった。これは、実験例５７と同様に、Ｃの含有量を大幅に増加させてしまったためと考えられる。また、強度向上に有用な元素であるＭｎの含有量が多くなりすぎたことも起因していると考えられる。

実験例５９〜実験例６２では、いずれも焼付け硬化性が低下してしまった。これは、焼付け硬化性を確保するために有効なＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮの含有量が少なすぎたためと考えられる。

これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼成分を限定する根拠を裏付けることができた。

本発明は、自動車のサイドパネルやフード等に使用される外板用鋼板に有用である。

また、本発明によれば、質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０８〜１．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延したのち、焼鈍温度７００〜８５０℃の範囲内で焼鈍を行い、７００〜５００℃間の平均冷却速度が２℃／ｓ以上である冷却を行い、線荷重Ａを１×１０^６〜２×１０^７Ｎ／ｍの範囲、張力Ｂを１×１０^７〜２×１０^８Ｎ／ｍ^２の範囲、かつ、張力Ｂ／線荷重Ａを２〜１２０の範囲とし、さらに、圧延率０．２〜２．０％とした条件で調質圧延を行う、板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値がそれぞれ５×１０ ^１２ ／ｍ ^２ 以上であり、平均転位密度が５×１０ ^１２ 〜１×１０ ^１５ ／ｍ ^２ の範囲内である、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法が提供される。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、
   Ｓｉ：０．００５〜１．０％、
   Ｍｎ：０．０８〜１．０％、
   Ｐ：０．００３〜０．１０％、
   Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
   Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、
   Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   フェライト分率が９８％以上であり、
   フェライトの平均粒径が５〜３０μｍであり、
   板厚の１／２厚さ部分及び表層部分の転位密度の最低値がそれぞれ５×１０^１２／ｍ^２以上であり、
   平均転位密度が５×１０^１２〜１×１０^１５／ｍ^２の範囲内である、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
2. 質量％で、さらにＢ：０．００５％以下含有する、請求項１に記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
3. さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．３質量％以下含有する、請求項１に記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
4. さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０２質量％以下含有する、請求項１に記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
5. 少なくとも一方の表面に、めっき層が付与されている、請求項１〜４のいずれかに記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板。
6. 質量％で、
   Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、
   Ｓｉ：０．００５〜１．０％、
   Ｍｎ：０．０８〜１．０％、
   Ｐ：０．００３〜０．１０％、
   Ｓ：０．０００５〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
   Ｃｒ：０．００５〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．００５〜０．２０％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、
   Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延したのち、
   焼鈍温度７００〜８５０℃の範囲内で焼鈍を行い、
   ７００〜５００℃間の平均冷却速度が２℃／ｓ以上である冷却を行い、
   線荷重Ａを１×１０^６〜２×１０^７Ｎ／ｍの範囲、張力Ｂを１×１０^７〜２×１０^８Ｎ／ｍ^２の範囲、かつ、張力Ｂ／線荷重Ａを２〜１２０の範囲とし、さらに、圧延率０．２〜２．０％とした条件で調質圧延を行う、塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
7. 前記鋼スラブは、質量％で、さらにＢ：０．００５％以下含有する、請求項６に記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
8. 前記鋼スラブは、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．３質量％以下含有する、請求項６に記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
9. 前記鋼スラブは、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０２質量％以下含有する、請求項６に記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。
10. 前記調質圧延の前において、少なくとも一方の表面に、めっき層を付与する、請求項６〜９のいずれかに記載の塗装焼付け後の耐時効性に優れた歪時効硬化型鋼板の製造方法。

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