WO2002012580A1 - Feuilles d'acier laminees a froid et a chaud presentant une excellente trempabilite et une excellente resistance au vieillissement a la temperature ordinaire et procede de fabrication associe - Google Patents

Feuilles d'acier laminees a froid et a chaud presentant une excellente trempabilite et une excellente resistance au vieillissement a la temperature ordinaire et procede de fabrication associe Download PDF

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Naoki Yoshinaga
Manabu Takahashi
Natsuko Sugiura
Akihiro Miyasaka
Masaaki Sugiyama
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet having both paint bake hardening performance (BH), aging resistance at normal temperature, and formability, and a method for producing the same.
  • BH is an abbreviation of Bake Hardenability or Bake Hardening, which simply evaluates the increase in the mechanical strength of a steel sheet due to paint baking following press forming in automobile manufacturing by a tensile test.
  • B H is measured as follows. First, a steel sheet is subjected to 2% tensile deformation by a tensile test, and the flow stress is measured. Next, after a predetermined heat treatment (normally, heat treatment at 170 ° C. for 20 minutes, and in the present invention, heat treatment at 150 ° C. and 160 ° C. is also applied), the tensile force is again applied. Perform a test and measure the upper yield stress.
  • the steel sheet according to the present invention is used for automobiles, home appliances, buildings, and the like. Then, cold-rolled steel sheets and hot-rolled steel sheets in a narrow sense without surface treatment, and cold-rolled steel sheets and hot-rolled steel sheets in a broad sense that have been subjected to surface treatments such as alloying, hot-dip plating, Including. Background art
  • the ultra-low carbon steel sheet to which Ti and Nb are added in combination disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-31827, etc., has extremely good workability and paint baking. It has both hardening (BH) properties and excellent hot-dip galvanizing properties, so it is occupying an important position.
  • the BH content does not exceed the level of a normal BH steel sheet, and there is a drawback that if an additional BH content is to be added, the normal temperature aging resistance cannot be secured.
  • Japanese Patent Publication No. 3-222224 discloses a technology relating to a steel sheet having both high BH property and normal temperature aging resistance. This is because a very large amount of Nb, B, and Ti are added to ultra-low carbon steel in a complex manner, and the annealed structure becomes a composite structure of a ferrite phase and a low-temperature transformation generation phase. It is intended to obtain cold-rolled steel sheets having both high BH, high ductility and normal temperature aging resistance.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-306623 discloses that in a very low carbon cold rolled steel sheet to which Nb is added, the carbon concentration in the grain boundary is increased by controlling the cooling rate after annealing. It has been shown that it is possible to achieve both high BH and normal-temperature aging resistance. However, even with this, the balance between high BH and room-temperature aging resistance is not sufficient.
  • a predetermined BH amount can be obtained if the heat treatment condition of BH is 170 ° C.—20 minutes. There is a problem that BH decreases in minutes or 150 ° C-10 minutes.
  • the conventional BH steel sheet has a drawback in that stable production is difficult, and that the BH content is increased and the normal-temperature aging resistance is lost at the same time. Further, when the temperature of the paint baking is lower than the current 170 ° C., such as 160 ° C. to 150 ° C., a sufficient amount of BH cannot be obtained. Disclosure of the invention
  • the present invention provides a steel sheet having both high BH properties and aging resistance at room temperature, and having a sufficient amount of BH even when the temperature of BH becomes low, and a method for producing the same.
  • the present inventors have earnestly carried out research to achieve the above-mentioned goal, and have obtained the following unprecedented knowledge.
  • the present invention has been developed based on such ideas and new findings. This is a completely new steel sheet and its manufacturing method.
  • the gist of the steel sheet is as follows.
  • a 1 and N are contained so as to satisfy 0% and 0.5 2 A 1 ZN, and one or more of Cr, Mo, and V are each represented by Cr: 2.5% or less, Mo: 1.0% or less, V: 0.1% or less, and (Cr + 3.5 Mo + 39V) ⁇ 0.1 BH 170, which is composed of the balance Fe and unavoidable impurities and is evaluated by heat treatment at 170 ° C for 20 minutes after 2% tensile deformation, is 45 MPa or more, and BH is evaluated by heat treatment at 160 ° C for 10 minutes after 2% tensile deformation, and heat treatment is performed for 10 minutes at 150 ° C after BH160 and 2% tensile deformation.
  • the BH 150 evaluated by the application was 35 MPa or more, and the yield point elongation in the tensile test after heat treatment at 100 ° C for 1 hour was 0 Cold rolled steel with excellent paint bake hardening performance and resistance to aging at room temperature characterized by being 6% or less. Board.
  • the slab having the chemical component according to any one of (1) or (3) to (8) above is heated at a temperature of (Ar 3 points—100) ° C. or more. After rolling, cold rolling is performed at a draft of 95% or less, and then annealing is performed so that the maximum temperature reaches a temperature range of 600 ° C or more and 110 ° C or less, and then an annealing temperature
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent baking hardening performance and aging resistance at room temperature characterized by cooling at an average cooling rate of 10 ° C / s or more to a temperature of 400 ° C or less.
  • a slab having the chemical component described in any one of (1) or (3) to (8) above is heated at a temperature of (Ar 3 points per 100) ° C or more. After cold rolling, cold rolling is performed at a rolling reduction of 95% or less, and then annealing is performed so that the maximum temperature reaches a temperature range of 600 ° C or more and 110 ° C or less, and then annealing. Cool from the temperature to a temperature of 400 ° C or less at an average cooling rate of 10 ° CZ s or more, and further perform an overage treatment in a range of 150 ° C to 400 ° C for 120 seconds or more.
  • a slab having the chemical component described in any one of (1) and (3) to (8) above is heated at a temperature of (Ar 3 points per 100) ° C or more.
  • Cold rolling at a draft of 95% or less Anneal in the continuous molten zinc plating line to reach a maximum temperature of 600 ° C. or more and 110 ° C. or less, then average cooling rate from annealing temperature to zinc plating bath temperature 10
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet with hot-dip galvanized steel characterized by cooling at a temperature of at least C / s and applying hot-dip galvanizing, which is excellent in baking hardening performance and aging resistance at room temperature.
  • the slab having the chemical component of any one of (2) or (3) to (8) above is hot-rolled at a temperature of (Ar 3 points per 100) ° C or more. It is characterized by cooling at an average cooling rate of 10 ° C / s or more from the hot rolling end temperature to a temperature of 600 ° C or less, and then winding at a temperature of 550 ° C or less.
  • a method for producing hot rolled steel sheets with excellent paint bake hardening performance and normal temperature aging resistance BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the amount of addition varies depending on the intended strength level, but it is difficult for steelmaking technology to make C less than 0.001%. Not only does this increase the cost, but also deteriorates the fatigue properties of the welded portion. Therefore, the lower limit of the amount of C added is 0.0001%.
  • the C content exceeds 0.20%, not only does the formability deteriorate and the weldability is impaired, but also it is difficult to achieve both the high BH property and the non-aging property at room temperature, which are important in the present invention. Therefore, the amount of C added is 0.20 % As the upper limit.
  • the C content is set to 0.001 to 0.02 0% or 0.012 to 0.02. It is preferred to be in the range of 4%.
  • the amount of solid solution C is preferably 0.020% or less. In the present invention, since high BH properties and normal-temperature aging resistance are secured mainly by N, it is difficult to secure normal-temperature aging resistance if the amount of solid solution C is too large. More preferably, the solid solution C is less than 0.010%.
  • the adjustment of the amount of solid solution C may be performed by setting the total amount of C below the upper limit described above, or may be reduced to a predetermined level depending on the winding temperature and the overaging condition.
  • S i has the function of increasing the strength as a solid solution strengthening element, and is also effective for obtaining a structure containing martensite, bainite, and residual V.
  • the amount of Si added varies depending on the intended strength level. However, if it exceeds 2.0%, the press formability becomes poor or the chemical conversion property deteriorates. , 2.0%.
  • problems such as a decrease in plating adhesion and a decrease in productivity due to a delay in the alloying reaction occur. There is no particular lower limit, but if the content is not more than 0.001%, the manufacturing cost is high. Therefore, 0.001% is a practical lower limit.
  • deoxidation may be performed with Si. In this case, 0.04% or more of 3 i Will be done.
  • Mn forms Mn S to suppress edge cracking due to S during hot rolling, to make the microstructure of the hot-rolled sheet fine, to form martensite and bainite, and to remain. It is also effective for obtaining tissues containing ⁇ ; Furthermore, since Mn has an effect of suppressing normal temperature aging caused by solid solution N, it is preferable to add 0.3% or more. New However, when deep drawability is required, it is preferably 0.15% or less, and more preferably 0.10% or less. On the other hand, if the addition amount exceeds 3.0%, the strength becomes too high, the ductility decreases, and the adhesion of zinc plating is impaired.Therefore, the upper limit of the addition amount of Mn is 3.0%. I do.
  • P is known as an element that increases the strength at a low cost similarly to S i, and is added more aggressively when the strength needs to be increased. P also has the effect of making the hot-rolled structure finer and improving workability. However, if the addition amount exceeds 0.15%, the fatigue strength after spot welding becomes poor, or the yield strength increases too much, causing poor surface shape during pressing. Furthermore, the alloying reaction during continuous hot-dip galvanizing is extremely slow, and productivity is reduced. In addition, the secondary workability also deteriorates. Therefore, the upper limit of the P content is 0.15%.
  • a 1 may be used as a deoxidizing agent. However, A 1 combines with N to form A 1 N and lowers the BH property, so it is desirable that the addition be kept to a minimum necessary within a reasonable range in production technology. From this viewpoint, in the case of cold-rolled steel sheets, the upper limit is 0.10%. If the amount of A1 exceeds 0.10%, a large amount of the entire N must be added to secure solid solution N, which is disadvantageous in terms of production cost and moldability. 0.02% is a more preferred upper limit, and 0.007% is a more preferred upper limit. On the other hand, in the case of a hot-rolled steel sheet, even if 1 is 1 or more in atomic ratio to ⁇ , solid solution N can be secured by rapid cooling after hot rolling.
  • N is an important element in the present invention. That is, in the present invention, high BH is achieved mainly by N. Therefore, it is necessary to add 0.0001% or more. On the other hand, if the N content is too large, it becomes difficult to secure the aging resistance at room temperature or the workability is deteriorated. Therefore, the upper limit is 0.10%. Preferably, it is 0.002 to 0.020%, more preferably 0.02 to 0.008%. Furthermore, since N easily combines with A 1 to form A 1 N, it is necessary to keep 0.52 A 1 ZN below a certain value in order to secure N that contributes to BH. In cold-rolled steel sheets, A1N tends to precipitate during heating or holding during annealing, so 0.52A1ZN must be satisfied. Preferably it is 0.52 A1 ZN, more preferably 0.52 A1 / N3.
  • 0.52 A 1 / N may be the same as the limitation of the hot-rolled steel sheet.
  • Cr, Mo and V are important elements in the present invention. It is essential to add one or more of these elements. The addition of these elements makes it possible for the first time to achieve both high BH properties and resistance to aging at normal temperature.
  • N has a higher diffusion rate than C, it is known that it is difficult to ensure normal-temperature aging resistance if a predetermined amount or more of N is present. You. For this reason, components whose appearance is important, such as automobile outer panels,
  • these elements and N form a pair or a cluster and suppress diffusion of N, so that room temperature aging resistance is secured.
  • N escapes from these subclusters and fixes dislocations, so that high BH properties are exhibited.
  • V is preferably set to not more than 0.04%.
  • the total amount of solid solution N is 0.005 to 0.004%.
  • solid solution N means not only N present alone in Fe, but also pairs and clusters with substituted solid solution elements such as Cr, Mo, V, Mn, S i, and P. Including N.
  • the amount of solute N is preferably determined by a heating extraction method in a stream of hydrogen gas. This method applies the sample to a temperature range of about 200 to 500 ° C. Heating is used to react solid solution N with hydrogen to produce ammonia, perform mass spectrometry analysis of ammonia, and convert the analysis value to obtain the amount of solid solution N.
  • the amount of solid solution N is calculated from the total amount of N and the amount of N existing as compounds such as A1N, NbN, VN, Ti T, and ⁇ (from chemical analysis of the extraction residue). It can also be determined from the value obtained by subtracting Alternatively, it may be obtained by the internal friction method or FIM (FIeldIonMicroscopy).
  • solute N is less than 0.0005%, sufficient BH properties cannot be obtained. On the other hand, if the amount of solute N exceeds 0.004%, it becomes difficult to obtain normal-temperature aging resistance even if the BH property is improved.
  • the solute N content is more preferably from 0.0012 to 0.003%.
  • Ca is an element that is useful as a deoxidizing element and also has an effect on controlling the form of sulfide, it may be added in the range of 0.0005 to 0.01%. If the content is less than 0.005%, the effect of addition is not sufficient, and if the content exceeds 0.01%, the workability is deteriorated. 0 The range is 1%.
  • B is an element effective in preventing the embrittlement of secondary working, and is added as necessary in the range of 0.001 to 0.001%. If the addition amount is less than 0.001%, the effect of the addition is negligible.If the addition amount exceeds 0.001%, not only the addition effect is saturated, but also BN is easily formed, and It is difficult to secure dissolved N. 0.001 to 0.004% is a more desirable range.
  • Nb is an element effective for improving workability, increasing strength, and further miniaturizing and homogenizing the structure.Therefore, Nb is added in the range of 0.001 to 0.03% as necessary. I do. However, if the addition amount is less than 0.001%, the addition effect is not exhibited, while if it exceeds 0.03%, NbN is easily formed, and the solid solution N is secured. It will be difficult. 0.0 0 1 ⁇ 0.012% is a more preferable range.
  • Ti is also an element having the same effect as Nb, so it is added in the range of 0.001 to 0.10% as necessary. However, if the addition amount is less than 0.001%, the effect of addition is not exhibited, while if it exceeds 0.10%, a large amount of N is precipitated or crystallized as TiN. And it becomes difficult to secure solid solution N. 0.01 to 0.020% is preferable, and 0.01 to 0.012% is a more preferable range.
  • T i must be added in a range that satisfies N—0.29 T i> 0.005 in order to secure solid solution N. More preferably, N ⁇ 0.29T i> 0.010.10.
  • One or two or more of Sn, Cu, Ni, Co, Zn, W, Zr, and Mg are added to a steel containing these as a main component in a total of 0.0001 to 1. It may be contained in the range of 0%. However, since Zr forms Z ⁇ ⁇ N, the addition amount of 2]: is preferably set to 0.01% or less. Next, reasons for limiting the production conditions will be described.
  • Slabs to be subjected to hot rolling are not particularly limited by manufacturing conditions. That is, it may be any one manufactured with a continuous mirror slab or a thin slab caster.
  • a slab manufactured by a process such as continuous forging-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after manufacturing is also applicable to the present invention.
  • the finishing temperature of hot rolling - the (A r 3 1 0 0) ° C or higher.
  • a r 3 point or more is a more preferable range.
  • the upper limit of the finishing temperature of hot rolling is not specified, but it prevents coarsening of crystal grains and protects hot rolling rolls. In view of the above, it is preferable to set the temperature to 110 ° C. or less.
  • the heating temperature of the hot rolling is not particularly limited, but when it is necessary to dissolve A 1 N in order to secure solid solution N, the heating temperature is preferably set to 1200 ° C. or higher.
  • cooling After hot rolling, cooling must be performed so that the average cooling rate is 10 ° C Z s from the hot rolling end temperature to at least 600 ° C. This is to suppress the precipitation of A 1 N.
  • the cooling rate should be 10 ° CZs or more. They have been found to be important for ensuring high BH properties and resistance to aging at room temperature. When the cooling rate is 30 ° C./s or more, the BH property and the aging resistance at room temperature are even more preferable.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but is preferably set to 200 ° C.Zs or less from the viewpoint of productivity.
  • the winding temperature is set to 550 ° C. or less in order to suppress the precipitation of A 1 N. Preferably, it is 450 ° C. or lower.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet obtained by the present invention has a main phase of a fly or bainite, but both phases may be mixed, and these may be mixed with martensite, austenite, carbide and nitride. May be present. In other words, it is only necessary to create different structures according to the required characteristics.
  • pickling is performed as necessary, and then, in-line or offline, a skin pass with a rolling reduction of 10% or less, or a rolling reduction of 40% Cold rolling to a degree may be performed.
  • the finishing temperature of hot rolling needs to be (Ar3100) ° C or more from the viewpoint of ensuring the workability of the product sheet.
  • Hot rolling finishing temperature Although the upper limit is not particularly defined, it is preferably 110 ° C. or less from the viewpoint of preventing crystal grains from coarsening and protecting the hot rolling roll.
  • the rolling reduction of cold rolling shall be 95% or less. Setting the rolling reduction to more than 95% is not preferable because not only does the load on the equipment become excessive, but also the anisotropy of the mechanical properties of the product increases. Preferably, it is 86% or less. Although the lower limit of the rolling reduction of the cold rolling is not particularly limited, it is preferably 60% or more when excellent deep drawability is required.
  • Annealing is performed at a maximum temperature of 600 ° C. to 110 ° C. If the annealing temperature is lower than 600 ° C, recrystallization is not completed and the workability is poor. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 110 ° C., the structure becomes coarse and the additivity is reduced. 650 to 900 ° C is a more preferable range. Cooling after annealing is important in the present invention. In other words, by setting the average cooling rate from the end of annealing to 400 ° C or less to 10 ° C / s or more, it is possible to manufacture a steel sheet having both high BH property and normal temperature aging resistance. It becomes possible for the first time.
  • the temperature is more preferably at least 30 ° C / s, more preferably at least 50 ° C / s.
  • the upper limit of the average cooling rate after the end of annealing is not particularly limited, but is preferably 200 ° C./s or less from the viewpoint of productivity.
  • the overaging treatment after cooling may be performed as appropriate according to the purpose of controlling the structure and reducing the amount of dissolved C, but in order to achieve both high BH property and normal temperature aging resistance, the overaging temperature Is preferably at most 400 ° C., more preferably at most 35 ° C., and if it is at most 300 ° C., it is still better.
  • the treatment is preferably performed for 60 seconds or more, and from the viewpoint of productivity, it is preferably performed within 600 seconds.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the zinc plating bath temperature should be 10 ° CZs or more.
  • the average cooling rate is preferably 30 ° CZ s or more, more preferably 50 ° CZ s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate up to the zinc plating bath is not particularly defined, but is preferably 200 ° C / s or less from the viewpoint of productivity.
  • reheating is performed in the range of 460 ° C. to 650 ° C. for 3 seconds or more.
  • reheating is performed in the range of 470 ° C to 550 ° C for 15 seconds or more.
  • the upper limit of the alloying heat treatment time is not particularly defined, but is preferably 1 minute or less from the viewpoint of productivity.
  • Temper rolling is preferably performed at a rolling reduction of 2% or less in order to further improve the aging resistance at normal temperature and to correct the shape. If it exceeds 3%, the yield strength increases and the load on the equipment increases, so the upper limit is 3%.
  • the structure of the cold-rolled steel sheet obtained by the present invention has a main phase of ferrite or bainite, but both phases may be mixed, and these may be mixed with martensite, austenite, carbide and nitride. May be present. That is, the steel sheet obtained according to the present invention may have a different structure according to the required characteristics, and the BH170 has a hardness of 45MPa or more, and the BH160 and BH150 It is more than a. A more preferred range is BHI 70 of 60 MPa or more, and BH 160 and BH 150 of 50 MPa or more.
  • the upper limit of BH is not particularly limited; however, when the temperature exceeds 6111 170 ° 140 01 ⁇ ? 3 and the BH 160 and BH 150 exceed 130 MPa, the normal temperature aging resistance is reduced. It will be difficult to secure.
  • BH170 is evaluated by performing a heat treatment at 170 ° C for 20 minutes after 2% tensile deformation, and BH and BH160 are evaluated after 2% tensile deformation. Evaluated by heat treatment at 10 ° C for 10 minutes.
  • BH 150 indicates BH evaluated by subjecting to a heat treatment at 150 ° C. for 10 minutes after 2% tensile deformation.
  • the room temperature aging resistance is evaluated by the yield point elongation after artificial aging.
  • the steel sheet obtained by the present invention has a yield point elongation of 0.6% or less in a tensile test after heat treatment at 100 ° C. for 1 hour. It is preferably at most 0.4%, more preferably at most 0.3%. Further, the yield point elongation after heat treatment at 40 ° C for 70 days should be 0.5% or less, preferably 0.3% or less, and more preferably 0.2% or less. desirable.
  • a steel having the composition shown in Table 1 was melted and hot rolled under the conditions shown in Table 2. At this time, the heating temperatures were all set at 125 ° C. The temper rolling reduction was 1.0%, and JIS No. 5 tensile test pieces were sampled, and the yield point elongation after BH and artificial aging was measured. Table 2 shows the obtained structure and mechanical properties. As is clear from this, when the steel having the chemical composition of the present invention was hot-rolled under appropriate conditions, both high BH property and normal-temperature aging resistance could be achieved.
  • A, C, D, E, F, I, N, O and P steels were heated at a slab heating temperature of 125 ° C, a finishing temperature of 930 ° C, and a winding temperature of 65 ° C.
  • Hot rolling was performed at 0 ° C to obtain a steel strip having a thickness of 4.0 mm.
  • the overaging treatment time was set to 300 seconds (constant). Further, temper rolling was performed at a rolling reduction of 1.0%, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled, and BH and the yield point elongation after artificial aging were measured.
  • Table 3 shows the results. As is evident from the above, when the steel having the chemical composition of the present invention was annealed under appropriate conditions, it was possible to achieve both a high BH property and a normal temperature aging resistance.
  • steels A and D were hot-rolled at a slab heating temperature of 125 ° C, a finishing temperature of 930 ° C, and a winding temperature of 650 ° C, and 4.0 mm A thick steel strip was used.
  • cold rolling was performed at a rolling reduction of 80% to form a 0.8 mm-thick cold-rolled sheet, and then the heating rate was 10 in a continuous hot-dip galvanizing apparatus.
  • Annealed at a maximum temperature of 800 ° C., then cooled at various cooling rates shown in Table 4, and immersed in a zinc bath at 450 ° C., then cooled to 15 ° C.
  • the sample was reheated to 500 ° C in CZ s and held for 15 seconds.
  • temper rolling at a rolling reduction of 0.8% was performed, and tensile test specimens of JIS No. 5 were collected, and AI, BH and the yield point elongation after artificial aging were measured.
  • Table 4 shows the results. As is evident from the above, when manufactured under appropriate conditions, both high BH and normal-temperature aging resistance could be achieved.
  • a cold-rolled steel sheet, a hot-rolled steel sheet, and a zinc-coated steel sheet having both high BH property and normal-temperature aging resistance and having a sufficient BH amount even when the BH temperature is low are obtained. I was able to.
  • the steel sheet according to the present invention is a steel sheet having paint bake hardening performance
  • the thickness of the steel sheet can be reduced as compared with the conventional steel sheet, that is, the weight can be reduced. Therefore, it is considered that it can contribute to global environmental conservation.
  • the steel sheet according to the present invention has excellent collision energy absorption properties, it is a contributory factor to improving the safety of automobiles.

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Description

明 細 書 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板、 熱延鋼板及び それらの製造方法 技術分野
本発明は、 塗装焼付硬化性能 （B H) 、 耐常温時効性、 成形性を 兼ね備えた鋼板及びその製造方法に関するものである。
B Hとは、 Bake Hardenabilityまたは Bake Hardeningの略で、 自 動車製造のプレス成形に引き続く、 塗装焼き付けによる鋼板の機械 的強度の増加代を引張試験によって簡易的に評価するものである。 B Hは次のように測定する。 まず、 引張試験により鋼板に 2 %の引 張変形を与え流動応力を測定する。 次いで、 所定の熱処理 （通常は 、 1 7 0 °Cにて 2 0分、 本発明では、 1 5 0、 および 1 6 0 °Cの熱 処理も加えてある） を与えた後、 再度、 引張試験を行い、 上降伏応 力を測定する。 初めの引張試験の 2 %引張変形時の流動応力をび 1 、 再引張試験時の上降伏応力を σ 2 とすると、 Β Η量は、 σ 2 _ σ 1で与えられる。 なお、 上降伏点が出現しない場合には 0. 2 %耐 力で代用する。
本発明が係わる鋼板とは、 自動車、 家庭電気製品、 建物などに使 用されるものである。 そして、 表面処理をしない狭義の冷延鋼板お よび熱延鋼板と、 防鲭のために合金化溶融 Ζ ηめっき、 電気めつき などの表面処理を施した広義の冷延鋼板および熱延鋼板を含む。 背景技術
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 容易になつた現在、 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 5 9— 3 1 8 2 7 号公報等に開示されている T i と N b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 （B H ) 性を兼備し 、 溶融亜鉛めつき特性にも優れているので、 重要な位置を占つつあ る。
しかしながら、 その B H量は通常の B H鋼板のレベルを超えるも のではなく、 さらなる B H量を付与しよう とすると、 耐常温時効性 が確保できなくなるという欠点を有する。
B Hを高めた鋼板では、 プレス成形時には強度が低いので成形性 に優れ、 部品の最終形状に成形されてから硬くなるので、 特に耐デ ント性に優れる。 B Hは一般に固溶 Cや固溶 N量を増加させると高 くなるが、 一方で耐常温時効性が課題となる。
高 B H性と耐常温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— 2 2 2 4号公報がある。 これは、 極低炭 素鋼に多量の N b と B、 さらには T i 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 B H、 高延性及び耐常温時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るもので める。
しかしながら、 この技術には、 以下 1 ) 及び 2 ) のような実操業 上の問題点があることが明らかとなった。
1 ) 多量の N b 、 Bさらには T i を含有する成分の鋼では、 ひ→ 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。
2 ) α + τ/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。 C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 めて不安定である。
ま'た、 特開平 7 — 3 0 0 6 2 3号公報には、 N b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 B Hと耐常温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、 これによつても高 B H と耐常温時効性とのバランスは十分とは言えない。
さ らに、 従来の B H鋼板では、 B Hの熱処理条件が 1 7 0 °C— 2 0分であれば所定の B H量を得ることができるが、 この条件が、 1 6 0 °C - 1 0分や 1 5 0 °C - 1 0分では B Hが低下してしま う とい う問題がある。
上述のとおり、 従来の B H鋼板は、 安定的な製造が困難であった り、 B H量を増加させると同時に耐常温時効性が失われるという欠 点を有していた。 また、 塗装焼付の温度が現状の 1 7 0 °Cに対して 1 6 0 °Cないし 1 5 0 °Cのような低温になると、 十分な B H量が得 られなレ、という問題がある。 発明の開示
本発明は、 高 B H性と耐常温時効性とを兼ね備え、 また、 B Hの 温度が低温となっても十分な B H量を有する鋼板及びその製造方法 を提供するものである。
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、 固溶 Nの残存する鋼に C r 、 M o、 V等を添加するこ とによ り高 B Hで耐常温時効性を有し、 かつ、 塗装焼付条件が低温 短時間となっても高 B H性を確保するこ とが可能であることを見い だしたものである。
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従来に はない全く新しい鋼板及びその製造方法であり、 その要旨とする と ころは以下のとおりである。
( 1 ) 質量0 /。で、 C ： 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 %、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn : 3. 0 %以下、 P : 0. 1 5 %以下、 S : 0. 0 1 5 %以下を含有し、 A 1 : 0. 1 0 %以下、 N : 0. 0 0 1〜 0. 1
0 %、 及び、 0. 5 2 A 1 ZNく 5 を満たすように A 1 と Nを含有 し、 かつ、 C r、 M o、 Vのうち 1種または 2種以上を、 それぞれ 、 C r ： 2. 5 %以下、 M o ： 1. 0 %以下、 V ： 0. 1 %以下、 及び、 （C r + 3. 5 M o + 3 9 V) ≥ 0. 1 を満たすように含有 し、 残部 F e及び不可避的不純物からなり、 2 %引張変形後 1 7 0 °Cにて 2 0分間の熱処理を施すことによつて評価される BH 1 7 0 が 4 5 M P a以上で、 かつ、 2 %引張変形後 1 6 0 °Cにて 1 0分間 の熱処理を施すことによつて評価される B H 1 6 0及び 2 %引張変 形後 1 5 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すことによつて評価される B H 1 5 0がいずれも 3 5 MP a以上で、 さ らに、 1 0 0°Cにて 1 時間の熱処理を施した後の引張試験における降伏点伸びが 0. 6 % 以下であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優 れた冷延鋼板。
( 2 ) 質量0/。で、 C ： 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 %、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn : 3. 0 %以下、 P : 0. 1 5 %以下、 S : 0. 0 1 5 %以下を含有し、 A 1 ： 0. 2 0 %以下、 N : 0. 0 0 1〜 0. 1 0 %、 及び、 0. 5 2 A 1 /Nく 1 0を満たすように A 1 と N含有 し、 かつ、 C r、 M o、 Vのうち 1種または 2種以上を、 それぞれ 、 C r ： 2. 5 %以下、 M o ： 1. 0 %以下、 V ： 0. 1 %以下、 及び、 （C r + 3. 5 M o + 3 9 V) ≥ 0. 1 を満たすように含有 し、 残部 F e及び不可避的不純物からなり、 2 %引張変形後 1 7 0 °Cにて 2 0分間の熱処理を施すことによって評価される BH 1 7 0 が 4 5 MP a以上で、 かつ、 2 %引張変形後 1 6 0 °Cにて 1 0分間 の熱処理を施すことによつて評価される B H 1 6 0及び 2 %引張変 形後 1 5 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すことによつて評価される B H 1 5 0がいずれも 3 5 M P a以上で、 さらに、 1 0 0 °Cにて 1 時間の熱処理を施した後の引張試験における降伏点伸びが 0. 6 % 以下であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優 れた熱延鋼板。
( 3 ) 質量0 /0で、 固溶 Nを 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %含有するこ とを特徴とする前記 （ 1 ) または （ 2 ) 記載の塗装焼付硬化性能と 耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
( 4 ) 質量％で、 さらに、 C aを 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %含有す ることを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれか 1つに記載の塗 装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
( 5 ) 質量％で、 さらに、 Bを 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 1 %含有す ること.を特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 4) のいずれか 1つに記載の塗 装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
( 6 ) 質量％で、 さらに、 N bを 0. 0 0 1〜 0. 0 3 %含有する ことを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれか 1つに記載の塗装 焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
( 7 ) 質量0 /0で、 さらに、 T i = 0. 0 0 0 1〜 0. 1 0 %、 及び 、 N - 0. 2 9 T i > 0. 0 0 0 '5を満たすように T i を含有する ことを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれか 1つに記載の塗装 焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
( 8 ) 質量0 /0で、 さらに、 S n、 C u、 N i 、 C o、 Z n、 W、 Z r及び M gの 1種又は 2種以上を、 合計で 0. 0 0 1〜： I . 0 %含 有することを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 7 ) のいずれか 1つに記載 の塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板 ( 9 ) 前記 （ 1 ) 又は前記 （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載の 冷延鋼板に溶融亜鉛めつき、 合金化溶融亜鉛めつき又は電気亜鉛め つきを施したこ とを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に 優れた亜鉛めつき冷延鋼板。
( 1 0 ) 前記 （ 2 ) 又は前記 （ 3 ) 〜 （ 8 ) の何れか 1つに記載の 熱延鋼板に溶融亜鉛めつき、 合金化溶融亜鉛めつき又は電気亜鉛め つきを施したことを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に 優れた亜鉛めつき熱延鋼板。
( 1 1 ) 前記 （ 1 ) 又は前記 （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載 の化学成分を有するスラブを、 （ A r 3 点— 1 0 0 ) °C以上の温度 で熱間圧延した後、 9 5 %以下の圧下率で冷間圧延をし、 その後、 最高到達温度 6 0 0 °C以上 1 1 0 0 °C以下の温度範囲となるように 焼鈍し、 次いで、 焼鈍温度から 4 0 0 °C以下の温度まで平均冷却速 度 1 0 °C/ s以上で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と 耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
( 1 2 ) 前記 （ 1 ) 又は前記 （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記载 の化学成分を有するスラブを、 （A r 3 点一 1 0 0 ) °C以上の温度 で熱間圧延した後、 9 5 %以下の圧下率で冷間圧延をし、 その後、 最高到達温度 6 0 0 °C以上 1 1 0 0 °C以下の温度範囲となるように 焼鈍し、 次いで、 焼鈍温度から 4 0 0 °C以下の温度まで平均冷却速 度 1 0 °CZ s以上で冷却し、 さらに、 1 5 0〜 4 0 0での範囲で 1 2 0秒間以上の過時効処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性 能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
( 1 3 ) 前記 （ 1 ) 又は前記 （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記载 の化学成分を有するスラブを、 （A r 3 点一 1 0 0 ) °C以上の温度 で熱間圧延した後、 9 5 %以下の圧下率で冷間圧延をし、 その後、 連続溶融亜鉛めつきラインにて最高到達温度 6 0 0 °C以上 1 1 0 0 °C以下の温度範囲となるように焼鈍し、 次いで、 焼鈍温度から亜鉛 めつき浴温度まで平均冷却速度 1 0 °C/ s以上で冷却し溶融亜鉛め つきを施すことを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優 れた溶融亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法。
( 1 4) 前記 （ 1 3 ) 記載の溶融亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法に おいて、 溶融亜鉛めつきを施した後、 4 6 0〜 6 5 0 °Cまでの温度 範囲で 3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 と耐常温時効性に優れた合金化溶融亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法
( 1 5 ) 前記 （ 2 ) 又は前記 （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに の化学成分を有するスラブを、 （A r 3 点一 1 0 0 ) °C以上の温度 で熱間圧延し、 熱間圧延終了温度から 6 0 0 °C以下の温度までを平 均冷却速度 1 0 °C/ s以上で冷却し、 次いで、 5 5 0 °C以下の温度 で卷き取ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優 れた熱延鋼板の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
ここに、 本発明において鋼組成及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、 安価に強度を増加させる元素であるので、 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、 Cを 0. 0 0 0 1 %未満 とするのは製鋼技術上困難で、 コス トアップとなるばかりか、 溶接 部の疲労特性が劣化するので、 C添加量は、 0. 0 0 0 1 %を下限 とする。 一方、 C量が 0. 2 0 %を超えると成形性の劣化を招いた り、 溶接性を損なうだけでなく、 本発明で重要な高 B H性と常温非 時効性を両立させることが困難となるので、 C添加量は、 0. 2 0 %を上限とする。 深絞り成形性を必要とする部材に本発明を適用す る場合には、 C量を 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 2 0 %、 又は、 0. 0 1 2〜 0. 0 2 4 %の範囲とすることが好ましい。
固溶 C量は、 0. 0 0 2 0 %以下とすることが好ましい。 本発明 においては、 主と して Nによって高 B H性と耐常温時効性とを確保 するので、 固溶 C量が多すぎると、 耐常温時効性を確保することが 困難となる。 固溶 Cは 0. 0 0 1 0 %未満とすることがより好まし い。 固溶 C量の調整は、 全 C量を上述の上限以下としてもよいし、 卷取温度や過時効処理条件によつて所定のレベルまで低減してもよ い
S i は、 固溶体強化元素として強度を増加させる働きがある他、 マルテンサイ トやべイナィ ト、 さらには残留 V等を含む組織を得る ためにも有効である。 S i 添加量は、 狙いとする強度レベルに応じ て変化するが、 2. 0 %超となるとプレス成形性が劣悪となったり 、 化成処理性の低下を招いたりするので、 S i 添加量は、 2. 0 % を上限とする。 合金化溶融亜鉛めつきを施す場合には、 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、 0. 8 %以下とする。 下限は特に設けないが、 0. 0 0 1 %以下とすると製造コス トが高くなるので、 0. 0 0 1 %が実質的 な下限である。 また、 A 1量の制御の観点で A 1脱酸を行うことが 困難な場合には、 S i で脱酸することもあり得、 この場合には 0. 0 4 %以上の 3 i が含有されることになる。
Mnは、 固溶体強化元素と して有用である他、 Mn S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したり、 マルテンサイ トやべイナイ ト、 さらには残留 τ;等を含む組織を得る ためにも有効である。 さ らに、 Mnは、 固溶 Nに起因する常温時効 を抑制する効果を有するので、 0. 3 %以上を添加することが好ま しい。 ただし、 深絞り性を必要とする場合には、 0. 1 5 %以下、 さらには 0. 1 0 %未満とすることが好ましい。 一方、 添加量が 3 . 0 %を超えると強度が,高くなりすぎて延性が低下したり、 亜鉛め つきの密着性が阻害されたりするので、 M n添加量は、 3. 0 %を 上限とする。
Pは、 S i 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. 1 5 %を超えると、 スポッ ト溶接後の疲労 強度が劣悪となったり、 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、 連続溶融亜鉛めつ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添加量の上限を 0. 1 5 %とする。
Sは、 0. 0 1 5 %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 S添加量は、 0. 0 1 5 %を上限とする。
A 1 は、 脱酸調製剤として使用してもよい。 ただし、 A 1 は、 N と結合し A 1 Nを形成し、 B H性を低下せしめるので、 その添加は 、 製造技術上無理のない範囲で必要最小限にと どめることが望まし い。 この観点から、 冷延鋼板の場合には、 上限を 0. 1 0 %とする 。 A 1量が 0. 1 0 %を超えると、 固溶 Nを確保するために全 N量 を多量に添加しなければならず、 製造コス トや成形性の点で不利で ある。 0. 0 2 %がより好ましい上限であり、 0. 0 0 7 %がさら に好ましい上限である。 一方、 熱延鋼板の場合には、 1が^^に対 して原子比で 1以上であっても、 熱延後急冷すれば固溶 Nを確保す ることが可能であるので、 A 1 の上限は 0. 2 0 %でよい。 A 1 が 0. 0 5以下、 さ らには 0. 0 2 %以下となれば、 製造がより一層 容易となる。 Nは、 本発明において重要な元素である。 すなわち、 本発明にお いては、 主と して、 Nによって高 B H性を達成する。 したがって、 0. 0 0 1 %以上の添加が必須である。 一方で、 Nが多すぎると耐 常温時効性が確保し難くなつたり、 加工性が劣化したりするので、 0. 1 0 %を上限とする。 好ましく は、 0. 0 0 2〜 0. 0 2 0 % 、 よ り好ましくは、 0. 0 0 2〜 0. 0 0 8 %である。 さらに、 N は A 1 と結合して A 1 Nを形成し易いので、 B Hに寄与する Nを確 保するために、 0. 5 2 A 1 ZNを一定値以下とする必要がある。 冷延鋼板では、 焼鈍時の昇温中や加熱保持中に A 1 Nが析出し易い ので、 0. 5 2 A 1 Z Nく 5を満たさなければならない。 好ましく は 0. 5 2 A 1 ZNく 4、 よ り好ましく は、 0. 5 2 A 1 /Nく 3 である。
ただし、 焼鈍を、 急速加熱でかつ短時間保持とすれば、 0. 5 2 A 1 /Nは熱延鋼板の限定と同じでも構わない。
一方、 熱延鋼板においては、 以下のよ うに限定する。 0. 5 2 A 1 ZNが 1 0以上となると、 熱延後の冷却過程ゃ卷取中に、 容易に A 1 Nが析出するので、 0. 5 2 A 1 /Nは、 1 0未満を上限とす る。 0. 5 2 A 1 ZNが 1 0未満であれば、 熱延後の冷却速度ゃ卷 取温度に配慮して、 A 1 Nの過度の析出を避けることができるので 、 高 B H性を得ることができる。 0. 5 2 A 1 ZNのよ り好ましい 上限は 5である。
C r、 M o、 Vは本発明において重要な元素である。 これらの元 素の中から 1種又は 2種類以上を添加することが必須である。 これ らの元素の添加によって、 初めて、 高 B H性と耐常温時効性とを両 立させることが可能となる。
Nは、 Cよ り も拡散速度が大きいため、 所定量以上の Nが存在す ると、 耐常温時効性を確保することが困難であることが知られてい る。 このため、 自動車の外板パネル等、 外観が重視される部材には
、 Nを活用した B H鋼板は適用されていない。
しかしながら、 C r、 M o、 Vを積極的に添加することで、 耐常 温時効性を、 B H性を損なう ことなく得ることが可能であることを 新たに見いだした。
これらの元素によつて耐常温時効性が向上する機構は必ずしも明 らかではないが、 以下のように推察される。
常温付近では、 これらの元素と Nとがペアやクラスターを形成し 、 Nの拡散を抑えるので耐常温時効性が確保される。 これに対し、 1 5 0〜 1 7 0 °Cでの塗装焼付処理においては、 Nが、 これらのぺ ァゃク ラスターから脱出し、 転位を固着するので、 高 B H性が発現 する。
C r、 M o、 Vの添加量の上限は、 加工性の確保とコス トの点か ら決定され、 それぞれ、 2. 5 %、 1. 0 %、 0. 1 %である。 V は、 添加量が多すぎると窒化物を形成し、 固溶 Nの確保が困難とな るので、 0. 0 4 %以下とするのが好ましい。
耐常温時効性を確保するためには、 C r、 M o、 Vを、 （C r + 3. 5 M 0 + 3 9 V) ≥ 0. 1 を満たすように添加しなければなら ない。 （C r + 3. 5 M o + 3 9 V) ≥ 0. 4がよ り好ましい範囲 である。 また、 耐常温時効性を確保するためには、 C r、 M o、 V を単独で添加するより も、 2種類以上を組み合わせて添加すること が、 よ り一層効果的である。
固溶 Nは、 合計で 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %とする。 ここで、 固溶 Nとは、 単独で F e中に存在する Nだけでなく、 C r、 M o、 V、 Mn、 S i 、 ： Pなどの置換型固溶元素とペアやクラスターを形 成する Nも含む。 固溶 N量は、 水素気流中加熱抽出法によって求め るのがよい。 この方法は試料を 2 0 0〜 5 0 0 °C程度の温度域に加 熱し、 固溶 Nと水素とを反応させてアンモニアとし、 アンモニアを 質量分析し、 その分析値を換算して固溶 N量を求めるものである。
さ らに、 固溶 N量は、 全 N量から、 A 1 N、 N b N、 VN、 T i Ν、 Β Ν等などの化合物と して存在する Ν量 （抽出残査の化学分析 から定量） を差し引いた値から求めることもできる。 また、 内部摩 擦法や F I M (F i e l d I o n M i c r o s c o p y) によ つて求めてもよい。
固溶 Nが 0. 0 0 0 5 %未満では、 十分な B H性を得ることがで きない。 また、 固溶 Nが 0. 0 0 4 %を超えると、 B H性は向上し ても、 耐常温時効性を得るこ とが困難となる。 固溶 N量は、 よ り好 ましくは、 0. 0 0 1 2〜 0. 0 0 3 %である。
C aは、 脱酸元素として有用であるほか、 硫化物の形態制御にも 効果を奏する元素であるので、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %の範囲で 添加してもよい。 0. 0 0 0 5 %未満では、 添加効果が十分でなく 、 0. 0 1 %を超えて添加すると、 加工性が劣化するので、 C aの 添加量は、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %の範囲とする。
Bは、 2次加工脆化の防止に有効な元素であるので、 必要に応じ て、 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 1 %の範囲で添加する。 添加量が 0. 0 0 0 1 %未満では添加効果がほとんどなく、 0. 0 0 1 %を超え て添加しても、 添加効果が飽和するだけでなく、 B Nが形成され易 く なり、 固溶 Nを確保するこ とが困難となる。 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 0 4 %が、 よ り望ましい範囲である。
N bは、 加工性の向上や高強度化、 さらには組織の微細化と均一 化に有効な元素であるので、 必要に応じて、 0. 0 0 1〜 0. 0 3 %の範囲で添加する。 しかし、 その添加量が 0. 0 0 1 %未満では 、 添加効果が発現せず、 一方、 0. 0 3 %を超えて添加すると、 N b Nを形成し易くなり、 固溶 Nの確保が困難となる。 0. 0 0 1〜 0. 0 1 2 %が、 よ り好ましい範囲である。
T i も、 N b と同様の効果を有する元素であるので、 必要に応じ て、 0. 0 0 0 1〜 0. 1 0 %の範囲で添加する。 しかし、 その添 加量が 0. 0 0 0 1 %未満では、 添加効果が発現せず、 一方、 0. 1 0 %を超えて添加すると、 多量の Nが T i Nと して析出又は晶出 して、 固溶 Nの確保が困難となる。 0. 0 0 1〜 0. 0 2 0 %が好 ましく、 0. 0 0 1〜 0. 0 1 2 %がよ り好ましい範囲である。 さ らに、 T i は、 固溶 Nを確保するために、 N— 0. 2 9 T i > 0. 0 0 0 5を満たす範囲内で添加しなければならない。 よ り好ましく は、 N— 0. 2 9 T i > 0. 0 0 1 0である。
これらを主成分とする鋼に、 S n、 C u、 N i 、 C o、 Z n、 W 、 Z r及び M gの 1種又は 2種以上を、 合計で 0. 0 0 1〜 1. 0 %の範囲で含有しても構わない。 しかしながら、 Z r は Z ι· Nを形 成するので、 2 ]： の添加量は 0. 0 1 %以下とすることが好ましい 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、 製造条件で限定されるもので はない。 すなわち、 連続鏡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、 铸造後に、 直ちに熱間圧延を行う 連続铸造一直接圧延 （C C— DR) のよ うなプロセスで製造したス ラブも本発明に適合する。
熱延鋼板を最終製品とする場合には、 以下のように、 製造条件を 限定する必要がある。 すなわち、 熱延の仕上げ温度は、 （A r 3 — 1 0 0 ) °C以上とする。 （ A r 3 - 1 0 0 ) C未満では、 加工性を 確保するのが困難であったり、 板厚精度の問題を生じたりする。 A r 3 点以上がより好ましい範囲である。 熱延の仕上げ温度の上限は 特に定めないが、 結晶粒の粗大化を防止したり、 熱延ロールを保護 する観点から、 1 1 0 0 °c以下とすることが好ましい。
なお、 熱延の加熱温度は特に限定するものではないが、 固溶 Nを 確保するために A 1 Nを溶解させる必要がある場合には、 1 2 0 0 °C以上とすることが望ましい。
熱延後は、 熱間圧延終了温度から少なく とも 6 0 0 °Cまでは、 平 均冷却速度が 1 0 °C Z s となるように冷却する必要がある。 これは 、 A 1 Nの析出を抑制するためである。
また、 Nが A 1 に対して過剰に添加されている場合、 すなわち、 0 . 5 2 A 1 Z N < 1 の場合にも、 この冷却速度は、 1 0 °C Z s以 上とすることが、 高 B H性と耐常温時効性とを確保するために重要 であることを見いだした。 冷却速度が 3 0 °C / s以上であれば、 B H性と耐常温時効性に対して、 よ り一層好ましい。 冷却速度の上限 は特に定めないが、 生産性の観点から、 2 0 0 °C Z s以下とするこ とが好ましい。
卷取温度は、 A 1 Nの析出を抑制するために、 5 5 0 °C以下とす る。 好ましく は、 4 5 0 °C以下である。
本発明によって得られる熱延鋼板の組織は、 フヱライ ト又はべィ ナイ トを主相とするが、 両相が混在していても構わないし、 これら に、 マルテンサイ ト、 オーステナイ ト、 炭化物、 窒化物が存在して いてもよい。 すなわち、 要求特性に応じて組織を作り分ければよい 熱延後は、 必要に応じて酸洗し、 その後、 インライン又はオフラ イ ンで圧下率 1 0 %以下のスキンパス、 又は、 圧下率 4 0 %程度ま での冷間圧延を施しても構わない。
次に、 冷延板を最終製品とする場合の製造条件について述べる。 熱延の仕上げ温度は、 製品板の加工性を確保するという観点から 、 ( A r 3 一 1 0 0 ) °C以上とする必要がある。 熱延の仕上げ温度 の上限は特に定めないが、 結晶粒の粗大化を防止したり、 熱延ロー ルを保護する観点から、 1 1 0 o°c以下とすることが好ましい。
冷間圧延の圧下率は 9 5 %以下とする。 圧下率を 9 5 %超とする のは、 設備への負荷が過大となるだけでなく、 製品の機械的性質の 異方性が大きくなるので、 好ましくない。 好ましくは、 8 6 %以下 である。 冷間圧延の圧下率の下限は特に定めないが、 優れた深絞り 性が要求される場合には、 6 0 %以上とすることが好ましい。
焼鈍は、 最高到達温度が 6 0 0 °C〜 1 1 0 0 °Cの焼鈍とする。 焼 鈍温度が 6 0 0 °C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 1 1 0 0 °C超では、 組織が粗大化したり、 加 ェ性の低下を招く。 6 5 0〜 9 0 0 °Cがより好ましい範囲である。 焼鈍後の冷却は、 本発明において重要である。 すなわち、 焼鈍終 了後から 4 0 0 °C以下までの平均冷却速度を 1 0 °C/ s以上とする こ とで、 高 B H性と耐常温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。 3 0 °C/ s以上、 さらには 5 0 °C/ s以上 とすることが、 よ り一層好ましい。 焼鈍終了後の平均冷却速度の上 限は特に定めないが、 生産性の観点からは、 2 0 0 °C/ s以下とす ることが好ましい。
冷却後の過時効処理は、 組織制御や固溶 C量の低減などの目的に 応じて、 適宜行えばよいが、 高 B H性と耐常温時効性とを両立させ るためには、 過時効温度を 4 0 0 °C以下、 好ましく は、 3 5 ◦ °C以 下とするのがよく、 3 0 0 °C以下であれば、 なお良好である。 過時 効処理を行う場合には、 6 0秒以上行う ことが好ましく、 生産性の 観点からは、 6 0 0秒以内とすることが好ましい。
一方、 溶融亜鉛めつきを施す場合には、 焼鈍温度から亜鉛めつき 浴温度までの平均冷却速度を 1 0 °CZ s以上とする。 この場合にも 、 高 B H性と耐常温時効性とを、 さらに向上させるためには、 上記 平均冷却速度を、 3 0 °CZ s以上、 さらには 5 0 °CZ s以上とする ことが好ましい。 亜鉛めつき浴までの平均冷却速度の上限は特に定 めないが、 生産性の観点から、 2 0 0 °C / s以下とすることが好ま しい。 その後、 Z n— F e合金化処理を必要とする場合には、 4 6 0 °C〜 6 5 0 °Cの範囲で 3秒以上再加熱する。 好ましく は、 4 7 0 °C〜 5 5 0 °Cの範囲で 1 5秒以上再加熱する。 合金化熱処理時間の 上限は特に定めないが、 生産性の観点から、 1分以下とすることが 好ましい。
調質圧延は、 耐常温時効性のさ 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。 3 %を超えると降伏強 度が高くなつたり、 設備の負荷が大きくなるので、 3 %を上限とす る。
本発明によって得られる冷延鋼板の組織は、 フェライ ト又はべィ ナイ トを主相とするが、 両相が混在していても構わないし、 これら に、 マルテンサイ ト、 オーステナイ ト、 炭化物、 窒化物が存在して いてもよい。 すなわち、 要求特性に応じて組織を作り分ければよい 本発明によつて得られる鋼板は、 B H 1 7 0が 4 5 MP a以上、 BH 1 6 0及び BH 1 5 0カ 、 いずれも 3 5 MP a以上である。 B H I 7 0が 6 O MP a以上、 B H 1 6 0及び B H 1 5 0が 5 0 MP a以上が、 よ り好ましい範囲である。 B Hの上限は特に限定しない が、 ；6111 7 0カ 1 4 01^ ? 3を超ぇ、 また、 B H 1 6 0及び B H 1 5 0が 1 3 0 MP aを超えると、 耐常温時効性を確保することが 困難となる。
なお、 B H 1 7 0 とは、 2 %引張変形後 1 7 0 °Cにて 2 0分間の 熱処理を施すことによつて評価される B H、 B H 1 6 0は 2 %引張 変形後 1 6 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すことによって評価され る B H、 さ らに、 B H 1 5 0は 2 %引張変形後 1 5 0 °Cにて 1 0分 間の熱処理を施すことによつて評価される B Hを表す。
耐常温時効性は、 人工時効後の降伏点伸びによって評価される。 本発明によつて得られる鋼板は、 1 0 0 °Cにて 1時間熱処理後の引 張試験における降伏点伸びが 0 . 6 %以下である。 好ましく は、 0 . 4 %以下、 さ らに好ましく は、 0 . 3 %以下である。 また、 4 0 °Cにて 7 0 日間の熱処理後の降伏点伸びは、 0 . 5 %以下、 好まし く は、 0 . 3 %以下、 さらに好ましくは、 0 . 2 %以下であるこ と が望ましい。
次に、 本発明を実施例にて説明する。
実施例
<実施例 1 〉
表 1 に示す組成を有する鋼を溶製し、 表 2に示す条件で熱間圧延 を施した。 このとき、 加熱温度は全て 1 2 5 0 °Cとした。 調質圧延 率は 1 . 0 %と し、 J I S 5号引張試験片を採取して、 B H及び人 ェ時効後の降伏点伸びの測定を行った。 得られた組織及び機械的性 質を表 2に示す。 これより明らかなとおり、 本発明の化学成分を有 する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、 高 B H性と耐常温時 効性とを両立させることができた。
00
Figure imgf000020_0001
TS, YS, El, BH170, BH】 60> BH 150
鋼 仕上 平均冷却 巻取 固溶
組織 *1 *2 備考 種 速度、 で /s /jm. βζ. C N. % MPa MPa MPa MPa MPa
不 明
A 919 50 550 フェラ仆単相 0.0012 288 157 51 78 72 72 0.06 U.04
550 ラ 単相 0.0011 291 162 49 82 75 73 0 U. f 9 Atト.
A 925 6
B 930 35 450 フ Iラ 単相 0.0028 305 175 47 103 100 ¾ b n u. UD ■ r 2 ££ S prtB
¾
B 923 7 450 フ:！ライト単相 0.0003 314 183 46 I 9 ， Q
U n u ?t BΛB ΛΙP. n ¾ フェライト単相 0.0001 313 18Z 45 2 0 U U u 9 p BnB Ai.
B 934 30 730
C 930 55 400 フ Iライ卜 +955Sペイ二ティックフ Iライト 0.0068 376 238 42 119 112 no 0, 39 0.28 本発明
D 902 35 500 ペイ二テイククフ Iライト単相 0.0047 423 285 38 108 1 U ί I U 0 U. O n ク β fr ¾ 55 H μ"B
E o n 1 =
Oil π π Γ*τΟί ¾ τ k Γ 0 001 Λ 466 301 35 86 84 84 0.11 0.04 本発明
E 888 7 450 フ Iラ 単相 0.0012 449 280 37 92 85 81 1.86 1.83 発明外
F 932 40 500 フ Iラ 単相 0.0000 295 154 53 5 2 1 0 0 発明外
G 922 40 730 フ Iライト単相 0.0000 292 160 52 58 42 29 0.65 0.65 発明外
0.81 発明外
H 930 20 500 フェライト単相 0.0011 286 149 54 65 57 55 0.88
1 938 &0 400 フ Iライト単相 0.0018 357 196 44 90 80 78 2.14 2.04 発明タト
CD
J 931 30 500 フ Iライト +セ ノタイト 0.0009 290 175 53 61 55 55 0 0 本発明
K 929 30 500 フ Iライ卜 +セメンタイト 0.0011 298 180 52 64 53 49 0.77 0.78 発明外 し 906 40 550 フ Iライト +セメンタイト 0, 0034 341 209 44 107 103 105 0.37 0.32 本発明
914 21 注 1) 150 フェライト +12 マルテンサイト +1 ベイナイト 0.0022 609 346 32 125 120 118 0.08 0.05 本発明
N 890 25 注 2) 420 フェライト +7¾才 -ステナイト +10¾ベイナイト 0.0017 614 413 37 90 90 87 0.19 0.14 本発明
0 860 22 注 3) 430 フ Iラ +12¾ォ-ステナイト 0.0010 835 502 32 94 89 87 0.11 0.07 本発明
ペイナイト マ Αテンサイト
P 860 22 注 3) 430 フ Iラ仆 +10%ォ-ステナイト +1354ぺ イト 0.0007 840 520 31 76 71 72 0.94 0.92 発明外
*1 ： 100Ϊで 1 hr熱処理後の降伏点伸び （％)
*2 : 40tで 70日間熱処理後の降伏点伸び （％)
注 1)仕上げ後、 700Ϊまでは 8 °C / s、 次いで巻取までを 60tで冷却
注 2)仕上げ後、 760°Cまでは 60°C / s 、 次いで 700Ϊまでを 6 ΐ / s、 さらに巻取までを 40°Cで冷却
注 3)仕上げ後、 710°Cまでは 60tノ s、 次いで 620°Cまでを 7 °C / s 、 さらに巻取までを 50tで冷却
(注） 下線は本発明の範囲外の条件
<実施例 2 >
表 1の鋼のうち A、 C、 D、 E、 F、 I 、 N、 O及び Pの鋼を、 スラブ加熱温度 1 2 5 0 °C、 仕上げ温度 9 3 0 °C、 卷取り温度 6 5 0 °Cで熱間圧延し、 4 . 0 m m厚の鋼帯と した。 酸洗後、 8 0 %の 圧下率の冷間圧延を施し、 0 . 8 m m厚の冷延板と し、 次いで、 連 続焼鈍設備にて、 加熱速度 1 0 °C / s、 最高到達温度 8 0 0 °Cとす る焼鈍を行い、 その後、 表 3中に示す種々の冷却速度で冷却し、 ま た、 過時効処理温度も変化させた。 なお、 過時効処理時間は、 3 0 0秒 （一定） とした。 さ らに、 1 . 0 %の圧下率の調質圧延をし、 J I S 5号引張試験片を採取し、 B Hと人工時効後の降伏点伸びの 測定を行った。
結果を表 3に示す。 これよ り明らかなとおり、 本発明の化学成分 を有する鋼を適正な条件で焼鈍した場合には、 高 B H性と耐常温時 効性とを両立させることができた。
表 3
CO
Figure imgf000023_0001
*1 ： 100°Cで 1 h r熱処理後の降伏点伸び （％ ) * 2 ： 4ITC で 70日間熱処理後の降伏点伸び （％ ) 注 1) 680°C までは 5 °C /s、 過時効温度までを 60°C /sで冷却 注 2) 680°C までは 4 °C /s、 過時効温度までを 80°C /sで冷却 (注） 下線は本発明の範囲外の条件
<実施例 3 >
表 1の鋼のうち A及び Dの鋼を、 スラブ加熱温度 1 2 5 0 °C、 仕 上げ温度 9 3 0 °C、 卷取り温度 6 5 0 °Cで熱間圧延し、 4. 0 mm 厚の鋼帯と した。 酸洗後、 8 0 %の圧下率の冷間圧延を施し 0. 8 mm厚の冷延板と し、 次いで、 連続溶融亜鉛めつき設備にて、 加熱 速度 1 0。じ/ s、 最高到達温度 8 0 0 °Cとする焼鈍を行い、 その後 、 表 4中に示す種々の冷却速度で冷却し、 4 6 0 °Cの亜鉛浴に浸漬 させた後、 1 5 °CZ s にて 5 0 0 °Cまで再加熱し、 1 5秒間保持を 行った。 さ らに、 0. 8 %の圧下率の調質圧延をし、 J I S 5号引 張試験片を採取し、 A I、 BHと人工時効後の降伏点伸びの測定を 行つた。
結果を表 4に示す。 これより明らかなとおり、 適正な条件で製造 した場合には、 高 B H性と耐常温時効性とを両立させることができ た。
表 4
GO
Figure imgf000025_0001
*1： 100°Cで 1 hr熱処理後の降伏点伸び （％) *2： 40°Cで 70日間熱処理後の降伏点伸び （％) (注） 下線は本発明の範囲外の条件
産業上の利用可能性
本発明によ り、 高 B H性と耐常温時効性とを兼ね備え、 また、 B Hの温度が低温となっても、 十分な B H量を有する冷延鋼板、 熱延 鋼板及び亜鉛めつき鋼板を得ることができた。
本発明による鋼板は、 塗装焼付硬化性能を有する鋼板であるので 、 使用に当たっては、 今までの鋼板よ り板厚を減少できる、 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。
さ らに、 本発明による鋼板は、 衝突エネルギー吸収特性にも優れ ているので、 自動車の安全性の向上にも寄与するもめである。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で、
C ： 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 %、 S i : 2. 0 %以下、
M n ： 3. 0 %以下、 P ： 0. 1 5 %以下、
S ： 0. 0 1 5 %以下を含有し、
A 1 ： 0. 1 0 %以下、 N : 0. 0 0 1〜 0. 1 0 %、 及び、 0. 5 2 A 1 ZNく 5を満たすよ うに A 1 と Nを含有し、 かつ、 C r、 M o、 Vのうち 1種または 2種以上を、 それぞれ、 C r ： 2. 5 % 以下、 M o ： 1. 0 %以下、 V ： 0. 1 %以下、 及び、 （C r + 3 . 5 M o + 3 9 V) ≥ 0. 1 を満たすように含有し、 残部 F e及び 不可避的不純物からなり、 2 %引張変形後 1 7 0 °Cにて 2 0分間の 熱処理を施すことによって評価される B H 1 7 0が 4 5 MP a以上 で、 かつ、 2 %引張変形後 1 6 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すこ とによつて評価される B H 1 6 0及び 2 %引張変形後 1 5 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すことによって評価される B H 1 5 0がいず れも 3 5 MP a以上で、 さ らに、 1 0 0 °Cにて 1時間の熱処理を施 した後の引張試験における降伏点伸びが 0. 6 %以下であることを 特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板。
2 · 質量％で、
C ： 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 % S i ： 2. 0 %以下、
M n ： 3. 0 %以下、 P ： 0. 1 5 %以下、
S ： 0. 0 1 5 %以下、
A 1 ： 0. 2 0 %以下、 N : 0. 0 0 1〜 0. 1 0 %、 及び、 0.
5 2 A 1 /Nく 1 0を満たすように A 1 と N含有し、 かつ、 C r、
M o、 Vのうち 1種または 2種以上を、 それぞれ、 C r ： 2. 5 % 以下、 M o ： 1. 0 %以下、 V ： 0. 1 %以下、 及び、 （C r + 3
. 5 M o + 3 9 V) ≥ 0. 1 を満たすように含有し、 残部 F e及び 不可避的不純物からなり、 2 %引張変形後 1 7 0 °Cにて 2 0分間の 熱処理を施すことによつて評価される B H 1 7 0が 4 5 MP a以上 で、 かつ、 2 %引張変形後 1 6 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すこ とによって評価される B H 1 6 0及び 2 %引張変形後 1 5 0 °Cにて 1 0分間の熱処理を施すことによって評価される B H 1 5 0がいず れも 3 5 MP a以上で、 さらに、 1 0 0 °Cにて 1時間の熱処理を施 した後の引張試験における降伏点伸びが 0. 6 %以下であることを 特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板。
3. 質量％で、 固溶 Nを 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %含有するこ とを特徴とする ( 1 ) または （ 2 ) 記載の塗装焼付硬化性能と耐常 温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
4. 質量％で、 さらに、 C aを 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %含有す ることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれか 1つに記載の塗装焼 付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
5. 質量％で、 さ らに、 Bを 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 1 %含有す ることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれか 1つに記載の塗装焼 付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
6. 質量％で、 さらに、 N bを 0. 0 0 1〜 0. 0 3 %含有する ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいず か 1つに記載の塗装焼付 硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
7. 質量0 /0で、 さ らに、 T i ： 0. 0 0 0 1〜 0. 1 0 %>、 及び 、 N - 0. 2 9 T i > 0. 0 0 0 5を満たすよ うに T i を含有する ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれか 1つに記載の塗装焼付 硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
8. 質量0 /。で、 さ らに、 S n、 C u、 N i 、 C o、 Z n、 W、 Z r及び M gの 1種又は 2種以上を、 合計で 0. 0 0 1〜 1. 0 %含 有することを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) のいずれか 1つに記載の塗 装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板。
9. ( 1 ) 又は （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載の冷延鋼板 に溶融亜鉛めつき、 合金化溶融亜鉛めつき又は電気亜鉛めつきを施 したことを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた亜 鉛めつき冷延鋼板。
1 0. ( 2 ) 又は （ 3 ) 〜 （ 8 ) の何れか 1つに記載の熱延鋼板 に溶融亜鉛めつき、 合金化溶融亜鉛めつき又は電気亜鉛めつきを施 したことを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた亜 鉛めつき熱延鋼板。
1 1. ( 1 ) 又は （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載の化学成 分を有するスラブを、 （A r 3 点一 1 0 0 ) °C以上の温度で熱間圧 延した後、 9 5 %以下の圧下率で冷間圧延をし、 その後、 最高到達 温度 6 0 0 °C以上 1 1 0 0 °C以下の温度範囲となるように焼鈍し、 次いで、 焼鈍温度から 4 0 0 °C以下の温度まで平均冷却速度 1 0 °C / s以上で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時 効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
1 2. ( 1 ) 又は （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載の化学成 分を有するスラブを、 (A r 3 点一 1 0 0 ) °C以上の温度で熱間圧 延した後、 9 5 %以下の圧下率で冷間圧延をし、 その後、 最高到達 温度 6 0 0 °C以上 1 1 0 0 °C以下の温度範囲となるよ うに焼鈍し、 次いで、 焼鈍温度から 4 0 0 °C以下の温度まで平均冷却速度 1 0 °C / s以上で冷却し、 さらに、 1 5 0〜 4 0 0 °Cの範囲で 1 2 0秒間 以上の過時効処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常 温時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
1 3. ( 1 ) 又は （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載の化学成 分を有するスラブを、 (A r 3 点一 1 0 0 ) °C以上の温度で熱間圧 延した後、 9 5 %以下の圧下率で冷間圧延をし、 その後、 連続溶融 亜鉛めつきラインにて最高到達温度 6 0 0 °C以上 1 1 0 0 °C以下の 温度範囲となるように焼鈍し、 次いで、 焼鈍温度から亜鉛めつき浴 温度まで平均冷却速度 1 0 °CZ s以上で冷却し溶融亜鉛めつきを施 すことを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた溶融 亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法。
1 4. ( 1 3 ) 記載の溶融亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法におい て、 溶融亜鉛めつきを施した後、 4 6 0〜 6 5 0 °Cまでの温度範囲 で 3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と耐 常温時効性に優れた合金化溶融亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法。
1 5. ( 2 ) 又は （ 3 ) 〜 （ 8 ) のいずれか 1つに記載の化学成 分を有するスラブを、 ( A r 3 点 _ 1 0 0 ) °C以上の温度で熱間圧 延し、 熱間圧延終了温度から 6 0 0 °C以下の温度までを平均冷却速 度 1 0 °C/ s以上で冷却し、 次いで、 5 5 0 °C以下の温度で卷き取 ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延 鋼板の製造方法。
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