WO2007043168A1 - 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2007043168A1
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steel sheet
room temperature
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rolled steel
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Naoki Yoshinaga
Naoki Maruyama
Manabu Takahashi
Natsuko Sugiura
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Nippon Steel Corporation
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    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel

Definitions

  • the present invention reveals paint bake-hardening performance (BH), room temperature slow aging, and formability.
  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention is used for automobiles, home appliances, buildings, and the like. Further, it includes a narrow steel plate that does not have a surface treatment, and a broad steel plate that has been subjected to surface treatment such as hot-dip zinc plating, alloyed hot-dip zinc plating, and electric zinc plating for protection.
  • the steel sheet according to the present invention is a steel sheet having paint bake hardening performance, it is possible to reduce the thickness of the steel sheet before use, that is, to reduce the weight. Therefore, it is thought that it can contribute to global environmental conservation.
  • the ultra-low carbon steel sheet combined with T i and N b disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-9_3 1 8 2 7 has extremely good workability and is baked by coating. It is also in an important position as it has both hardening (BH) properties and excellent hot dip galvanizing properties.
  • Japanese Patent Publication No. 3-2 2 2 4 discloses a technique related to a steel sheet having both high BH properties and slow aging at room temperature. This is because the microstructure after annealing by adding a large amount of Nb and B, and also Ti, to ultra-low carbon steel is made into a composite structure of ferrite phase and low-temperature transformation formation phase.
  • this technology has the following problems in actual operation. This is to obtain a cold-rolled steel sheet having both BH, high ductility and non-aging at room temperature.
  • JP-A-7-300 6 2 3 in an ultra-low carbon cold rolled steel sheet added with Nb, the carbon concentration in the grain boundary is increased by controlling the cooling rate after annealing, It has been shown that both high BH and room temperature slow aging can be achieved. However, this does not mean that the balance between high B H and room temperature slow aging is sufficient.
  • BH steel sheet a predetermined amount of BH can be obtained if the heat treatment condition of BH is 1700 ° C for 20 minutes, but this condition is 1600 ° C for 10 minutes or 1 minute. There is a problem that BH decreases at 50 ° C for 10 minutes. Disclosure of the invention BH steel sheets as described above are difficult to manufacture stably,
  • the room temperature slow aging was lost. Also, the paint baking temperature is 1 6
  • the present inventors have applied for a technology for solving these problems.
  • An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet having a high BH property and a room temperature slow aging property, and having a sufficient amount of BH when the temperature of BH is low, and a method for producing the same. To do.
  • the inventors of the present invention have conducted extensive research to achieve the above-mentioned goal, and have obtained knowledge that has not existed in the past as described below.
  • BH is superior to conventional BH. It has been found that it has a low aging property at room temperature and that it is possible to ensure a high BH property even if the coating baking conditions are low and short.
  • the present invention is an unprecedented completely new steel sheet constructed on the basis of such ideas and new knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • BHI 70 is not less than 50 MPa and evaluated by heat treatment for 20 minutes at 1 ⁇ 0 ° C after 2% tensile deformation, and the balance Fe and unavoidable impurities. Evaluated by heat treatment for 10 minutes at 160 ° C after 2% tensile deformation BH 16 60 and evaluated by heat treatment for 10 minutes at 150 ° C after 2% tensile deformation A cold-rolled steel sheet excellent in bake hardening performance and room temperature slow aging, characterized in that all BH 1 ⁇ 0 is 45 MPa or more.
  • the cold-rolled steel sheet excellent in paint bake hardening performance and room temperature slow aging as described in any one of to (3).
  • the coating according to any one of (1) to (4) characterized by containing, by mass%, C a: 0.0 0 5 to 0.0 1%.
  • a slab having the chemical composition described in any one of (1) to (6) above is hot-rolled at (A 3 points—100 ° C.) or higher and 90% or less. Cold-rolled at a rolling reduction, annealed to reach a maximum temperature of 75 ° to 90 ° C, and held for 15 seconds or longer within the temperature range of 55 ° to 75 ° C.
  • a slab having the chemical composition described in any one of (1) to (6) above is hot-rolled at (A 3 points—100 ° C.) or higher and 90% or less. Cold-rolled at a rolling reduction, annealed to reach a maximum temperature of 75 ° to 90 ° C, and held for 15 seconds or longer within the temperature range of 55 ° to 75 ° C. Then, a method for producing a cold-rolled steel sheet excellent in paint bake hardening performance and room temperature slow aging, characterized in that heat treatment is carried out at 1550 to 4500 C for 120 seconds or longer.
  • a slab having the chemical composition described in any one of (1) to (6) above is hot-rolled at (A r 3 points 1 100) ° C or higher, and 90% or less Cold rolled at a rolling reduction, annealed to a maximum temperature of 75 ° C to 90 ° C using a continuous hot-dip galvanized line, and a temperature range of 55 ° C to 75 ° C
  • C is preferable for improving the BH property.
  • C is less than 0.005%, it is difficult in terms of steelmaking technology and costs increase, so this is the lower limit.
  • the amount of C exceeds 0.040%, not only will the moldability be deteriorated, but it will be difficult to achieve both high BH properties and room temperature non-aging properties that are important in the present invention.
  • the upper limit 0. 0 0 0 7% or more 0
  • a more preferred range of C is less than 0 25%.
  • S i functions as a solid solution strengthening element and has the function of increasing the strength at a low cost without excessively degrading the formability, the amount of addition varies depending on the target strength level. If it exceeds 0.8%, problems related to surface properties are induced, so this is the upper limit. Also, when applying hot-dip zinc alloying or alloying hot-dip zinc plating
  • the upper limit is preferably 0.05%.
  • M n forms M n S and has the effect of suppressing ear cracks due to S during hot rolling. Further, since Mn has an effect of suppressing normal temperature aging caused by solid solution N, it is preferable to add 0.3% or more. However, when deep drawability is required, it is preferably 0.15% or less, and more preferably less than 0.10%. On the other hand, if it exceeds 2.2%, the strength becomes so high that the ductility is lowered and the adhesion of zinc plating is inhibited, so this is the upper limit.
  • Cr is important in the present invention. Addition of Cr of 0.4% or more makes it possible to achieve both high BH properties and room temperature aging resistance. Since N has a higher diffusion rate than N, it is known that it is difficult to ensure room temperature aging resistance. For this reason, BH steel sheets using N are not applied to parts such as automotive outer panel, where appearance is important. However, by actively adding Cr, it is possible to delay room temperature without impairing BH properties. It was found that aging can be obtained. The mechanism by which these elements improve aging resistance at room temperature is not necessarily clear, but is presumed as follows.
  • the upper limit is set to 1.3%. 0.5 to 0.8% This is a more preferable range.
  • O oxygen
  • Oxgen is also an especially important element in the present invention. It was discovered that by controlling O to a predetermined amount, the above-mentioned contribution of Br of Cr and room temperature slow aging increase. The reason for this is not necessarily clear, but Cr and N preferentially pray around the oxide, and as mentioned above, Cr promotes the effect of suppressing N diffusion at room temperature. Inferred.
  • O usually exists as an oxide of Fe, but may exist as an oxide such as A1, Ce, Zr, Mg, Si, or a complex oxide thereof.
  • a 1 -based oxides have a small contribution to the balance between high BH and room temperature slow aging, and the surface properties deteriorate, so it is desirable to reduce them as much as possible.
  • the form, size, and distribution of the oxide are not particularly limited, but spherical is preferable from the viewpoint of increasing the surface area, the average diameter is less than 1.O ⁇ m, and the proportion existing in the crystal grain boundaries of the product plate
  • the volume ratio is preferably 20% or less. Both of these requirements are based on the viewpoint of increasing the effective sites for Cr and N prejudice as much as possible. From the same viewpoint, it is also effective to finely disperse not only oxides but also M n S, C a S, Cu S, and the like.
  • P is important in the present invention. In other words, it was newly found that the addition of P further promotes the effect of improving the balance between the bake-hardening performance of paint and the slow aging property at room temperature by the addition of Cr and ⁇ described above. . This appears for the first time by the combined addition with B described later.
  • the upper limit is set to 0.1 2%. Preferably it is 0.05 to 0.08 5%.
  • B is also important. B also has the effect of improving the balance between paint bake-hardening performance and room temperature slow aging. This is presumed to be the same as the improvement mechanism by P described above. B must be added at the same time as P. In order to exhibit such an effect of B, addition of 0.002% or more is required. On the other hand, even if B exceeds 0.001%, not only this effect is saturated, but also B nitride is formed and BH properties are deteriorated, so this is made the upper limit. Preferably, it is set as 0.0.0 0 4 to 0.0.0 0 8%.
  • a 1 may be used as a deoxidation preparation agent. However, since 8 1 combines with 1 to form A 1 N, resulting in a decrease in BH properties, it is desirable to add it to the minimum necessary within the range of manufacturing technology. From this point of view, in the case of cold-rolled steel sheet, the upper limit is made 0.08% or less. If the amount of A 1 is more than 0.08%, a large amount of total N must be added to secure solid solution N, which is disadvantageous in terms of production cost and moldability. Less than 0.05% is more preferable, and less than 0.03% is more preferable It is a new upper limit.
  • N is important in the present invention. That is, in the present invention, high BH property is achieved mainly by N. Therefore, the addition of 0.0 0 1% or more is essential. On the other hand, if N is too much, excessive Cr must be added to ensure slow aging at room temperature, and workability deteriorates. And More preferably, it is 0.00 1 5 to 0.0 0 3 5%.
  • N easily binds to A 1 to form A 1 N
  • N—0.5 2 A 1> 0% is satisfied in order to secure N that contributes to B H. More preferably, N—0.5 2 A 1> 0.0.0 0 5%. This formula is determined from the fact that the stoichiometric amount of N is greater than A 1.
  • Mo may be contained in an amount of 0.001% or more mainly as a solid solution strengthening element.
  • the addition of a large amount can be expected to strengthen due to the formation of carbonitride, but the upper limit was set to 1.0% because ductility deterioration is remarkable.
  • V When V is added in the presence of Cr, it effectively works to ensure slow aging at room temperature, so it is preferable to add V 0.001% or more.
  • the addition of more than 0.02% in total of one or more of these promotes the formation of nitrides. Therefore, this is the upper limit.
  • Zr, Ce, Ti, Nb, and Mg are effective as deoxidizing elements, and are difficult to float in the molten steel, so they tend to remain as oxides in the steel, so Cr and N It works effectively as a segregation site.
  • Nb and T 1 have the effect of improving the additive property. Therefore, the combination of single additions is 0.001% or more, preferably 0.003% or less. It is preferable to add above. However, if the added amount is too large, nitrides are formed, and it is difficult to secure solid solution N. When adding one or more, add up to 0.0 2%.
  • the amount of solute C is preferably not more than 0.0 0 20%.
  • the solute C is more preferably less than 0.001%, and most preferably 0%.
  • the amount of solute C may be adjusted by keeping the total C amount below the upper limit described above, or may be reduced to a predetermined level depending on the coiling temperature and overaging treatment conditions.
  • the total amount of solid solution N is 0.000% to 0.04%.
  • solid solution N forms not only N existing in Fe alone, but also forms a pair or class evening with substitutional solid solution elements such as Cr, Mo, V, Mn, Si, and P.
  • Including N The amount of solute N was obtained by subtracting the amount of N present as a compound such as A 1 N, NbN, VN, TiN, BN, and ZrN from the total N amount (determined from the chemical analysis of the extraction residue). It can be obtained from the value. Alternatively, it may be obtained by an internal friction method or FIM (Field Ion Microscopy). If the solute N is less than 0.000%, sufficient BH cannot be obtained.
  • the content exceeds 0.04%, the BH property is improved, but it becomes difficult to obtain a room temperature slow aging property. More preferably, it is 0.00 0 8 to 0.0 0 2 2%.
  • it is desirable that 50% or more of solute N forms a pair with Cr or segregates around oxides and precipitates. The location of such N can be confirmed by FIM (Field Ion Microscopy).
  • Ca is useful as a deoxidizing element, and also has an effect in controlling the form of sulfide. Therefore, Ca may be added in the range of 0.005 to 0.01%. If it is less than 0. 0 0 5%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.01%, the workability deteriorates, so this range.
  • one or more of Sn, Cu, Ni, Co, Zn and W may be contained in a total amount of 0.001 to 1%. Further, a total of 0.1% or less of Rem other than Ce may be contained.
  • the slab used for hot rolling is not particularly limited. That is, it may be manufactured by a continuous forged slab or a thin slab caster. It is also suitable for processes such as continuous forging and direct rolling (C C to D R), where hot rolling is performed immediately after forging.
  • the finishing temperature for hot rolling should be at least (A r 3 — 1 0 0) ° C. If it is less than (A r 3-1 00) ° C, it is difficult to ensure workability and a problem of plate thickness accuracy may occur. A r of 3 or more points is a more preferable range. Although the upper limit of the finishing temperature is not particularly defined, the effect of the present invention can be obtained. However, in order to secure the r value, it is preferably set to 100 ° C. or lower.
  • the heating temperature for hot rolling is not particularly limited. However, when it is necessary to dissolve in order to secure solid solution N, it is desirable that the heating temperature be 1150 ° C. or higher.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably set to 75 ° C. or lower. Although there is no particular lower limit, it is preferably set to 200 ° C. or higher in order to obtain good workability.
  • the rolling reduction of cold rolling should be 90% or less. If it exceeds 90%, not only will the equipment be overloaded, but the anisotropy of the mechanical properties of the product will increase. Preferably it is 86% or less. Although the lower limit of the rolling reduction is not particularly defined, it is preferably set to 30% or more to ensure workability.
  • the maximum temperature reached is 75 0 to 9 20 ° C. If the annealing temperature is less than 7500 ° C, recrystallization is not completed and workability is poor. Meanwhile, baked If the annealing temperature exceeds 920 C, the structure becomes coarse and the workability deteriorates. A range of 770 to 870 ° C is a more preferable range.
  • the cooling process after annealing is important in the present invention. That is, it is necessary to hold for 15 seconds or more within the temperature range of 5550 to 7500 ° C after annealing. This holding need not be performed at a constant temperature, and any history may be passed as long as the temperature is in the range of 5550 to 7500 ° C for 15 seconds or longer.
  • This heat treatment makes it possible to produce a steel sheet with high BH properties and excellent room temperature slow aging.
  • the above heat treatment is more preferably performed at 60 to 700 ° C. for 20 seconds or longer.
  • the overaging treatment after the heat treatment is effective for further improving the bake-hardening performance of the paint and the slow aging at room temperature.
  • the overaging temperature should be set to 1550 to 4500C, and the time should be set to 120 seconds or more.
  • the upper limit of the overaging treatment time is not particularly defined, but if it is too long, productivity is lowered, so it is preferable to set the upper aging treatment time to 10 00 s or less.
  • annealing is performed at a maximum temperature of 75 ° C. to 90 ° C. for 15 seconds within a temperature range of 55 ° C. to 7 ⁇ 0 ° C. Hold above. This holding need not be performed at a constant temperature, and any history may be passed as long as the temperature in the range of 5550 to 7500 ° C is 15 seconds or longer.
  • This heat treatment makes it possible to produce a steel sheet with excellent BH properties and room temperature slow aging. This heat treatment is more preferably carried out at 60 ° C. to 700 ° C. for 20 seconds or longer. Subsequently, it is immersed in a zinc plating bath. The temperature of the zinc bath is 420 to 500 ° C.
  • heat treatment is performed at a temperature of 4600 to 5500C for 1 second or more, more preferably 5 seconds or more.
  • the upper limit of the heating time is not particularly defined, but is preferably 40 seconds or less from the viewpoint of securing productivity.
  • the reason why these conditions are suitable for improving the room temperature slow aging is not necessarily clear, but promotes grain boundary segregation of P and B, and Cr and N segregate around the oxide. It is presumed that it is encouraging.
  • the temper rolling should be performed in the range of 3% or less in order to further improve the room temperature slow aging and to force the shape.
  • the structure of the cold-rolled steel sheet obtained by the present invention is mainly composed of ferrite or bainite, but both phases may be mixed, and these include martensite, oxide, carbide, and nitride. May be present. That is, it is only necessary to create an organization according to required characteristics.
  • B H 1 70 is 50 M Pa or more, and B H 1 60 and B H 15 0 are both 45 M Pa or more.
  • the upper limit of B H is not particularly limited, but B H 1 7 0 is 1 5 0 M Pa, B H l
  • B H 1 70 is 1% after 2% tensile deformation
  • BH 1 60 is treated with BH 15 50 after heat treatment for 10 minutes at 160 ° C after 2% tensile deformation. Represents BH evaluated by heat treatment for 10 minutes at 1550 ° C after 2% tensile deformation.
  • the steel sheet obtained by the present invention has a yield point elongation of 0.3% or less, more preferably 0.2% or less, in a tensile test after heat treatment at 100 ° C. for 1 hour.
  • Table 1 Steel slab heating temperature 1 2 2 0 ° C, Finishing temperature 9 4 0: The steel strip was hot-rolled at a stripping temperature of 60 ° C. to form a 3.5 mm thick steel strip. After pickling, cold rolling with a reduction rate of 80% is applied to form a cold-rolled sheet with a thickness of 0.7 mm, followed by a continuous annealing facility with a heating rate of 10 ° C / sec and a maximum temperature of 80,000. Then, as shown in Table 2, it was cooled while changing the holding time at 5 50 to 75 0:, and the overaging temperature was also changed. The overaging treatment time was constant for 1800 seconds. Furthermore, temper rolling was performed at a rolling reduction of 1.0%, and a JIS No. 5 tensile test piece was collected and measured for the elongation at yield after BH and artificial aging.
  • B and G were hot-rolled at a slab heating temperature of 1 1800 ° C, a finishing temperature of 9 1 01: and a cutting temperature of 6500 to obtain a 4.0 mm thick steel strip. .
  • cold rolling with a reduction rate of 80% is applied to form a cold-rolled sheet with a thickness of 0.8 mm.
  • annealing at 0 ° C cooling while changing the holding time at 55 ° C to 75 ° C, and immersing it in a zinc bath at 46 ° C, at 15 ° C / sec.
  • the sample was reheated to 500 ° C. and held for 15 seconds.
  • temper rolling was further performed at a reduction rate of 0.8%, and a J IS No. 5 tensile specimen was taken and measured for B H and the yield point elongation after artificial aging.

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Abstract

本発明は塗装焼付硬化性と常温遅時効性の良好な鋼板およびその製造方法を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．０００５～０．００４０％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：２．２％以下、Ｓ：０．０００５～０．００９％、Ｃｒ：０．４～１．３％、Ｏ：０．００３～０．０２０％、Ｐ：０．０４５～０．１２％、Ｂ：０．０００２～０．００１０％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｎ：０．００１～０．００７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板。極低炭素鋼に固溶Ｎを残存せしめ、Ｃｒ，Ｐ，Ｂ，Ｏを添加することで、高い塗装焼付硬化性能と常温遅時効性とを兼備した熱延および冷延鋼板、さらには溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得る。

Description

塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造 方法
技術分野
本発明は、 塗装焼付硬化性能 （ B H ) 、 常温遅時効性、 成形性を 明
兼ね備えた冷延鋼板およびそ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、 表書面処理をしない狭義の鋼板と 、 防鲭のために溶融 Z nめっき、 合金化溶融 Z nめっき、 電気 Z n めっきなどの表面処理を施した広義の鋼板を含む。
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。
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 容易になった現在、 良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は大 きい。 その中でも、 例えば特開昭 5 9 _ 3 1 8 2 7号公報などに開 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、 きわめて 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 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量を付与しょう 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。 高 B H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 — 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 エライ 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 することがあきらかとなった。
1 ) このような多量の N b , Bさ らには T i を含有する成分の鋼 では、 α→ァ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 + ァの温度領域がきわめて狭いため、 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、 製造が極め て不安定となる。
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、 これによつても高 B H と常温遅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。 発明の開示 上述の通り 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常温遅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でに対して 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 ないという問題がある
来
本発明者らは、 この うな問題を解決するための技術を特願 2 0
0 2 - 2 5 1 5 3 6号にて特許出願しているが、 更に塗装焼付硬化 性能と常温遅時効性能とのバランスを改善できることを新たに発見 した。
本発明は、 高 B H性と常温遅時効性とを兼ね備え、 また B Hの温 度が低温となつて ち十分な B H量を有する冷延鋼板と、 それを製造 する方法を提供する とを目的とする。
本発明者らは、 上記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 と〇 （酸素） を添加し、 さ らに Pと Bとを添加し 、 冷延後所定の熱処理を施すことにより、 従 来以上に優れた B Hと常温遅時効性を有し、 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 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 4 0 %
S i 0 . 8 %以下、
M n 2 . 2 %以下、
S 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 9 %、 C r ： 0 . 4 1 . 3 %、
O ： 0 . 0 0 3〜 0 . 0 2 0
P ： 0 . 0 4 5〜 0 . 1 2 % 、
B ： 0 . 0 0 0 2 〜 0 0 0 1
A 1 ： 0 . 0 0 8 %以下 、
N . 0 . 0 0 1〜 0 . 0 0 7 %
を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物からなり、 2 %引張変形 後 1 Ί 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 I 7 0が 5 0 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って評価される B H 1 6 0および 2 %引張変形後 1 5 0 °Cにて 1 0分間の熱処理で評価される B H 1 δ 0がいずれも 4 5 M P a以上であることを特徴とする塗装焼付硬化 性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
( 2 ) 質量％で、 さ らに、 M o : 0 . 0 0 1 〜 1 . 0 %を含有す ることを特徴とする （ 1 ) 記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性 に優れた冷延鋼板。
( 3 ) 質量％で、 さ らに、 V， Z r， C e， T i ， N b , M gの うち 1種または 2種以上を合計で 0 . 0 0 1 〜 0 . 0 2 %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常 温遅時効性に優れた冷延鋼板。
( 4 ) 質量％で、 さ らに、 固溶 C ： 0 . 0 0 2 0 %以下、 固溶 N ： 0 . 0 0 0 5〜 0 . 0 0 4 %を含有することを特徴とする （ 1 )
〜 （ 3 ) のいずれか 1項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性 に優れた冷延鋼板。
( 5 ) 質量％で、 さ らに、 C a : 0 . 0 0 0 5〜 0 . 0 1 %を含 有することを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれか 1項に記載の塗 装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。 ( 6 ) 質量％で、 さ らに、 S n , C u， N i ， C o , Z nおよび W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 ) 〜 （ 5 ) のいずれか 1項に記載の塗装焼付硬化 性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
( 7 ) ( 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれか 1項に記載の化学成分を有する スラブを （A r 3 点— 1 0 0 ) °C以上で熱間圧延を行い、 9 0 %以 下の圧下率で冷間圧延を施し、 最高到達温度が 7 5 0〜 9 2 0 °Cと なるように焼鈍し、 5 5 0〜 7 5 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保 持することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた 冷延鋼板の製造方法。
( 8 ) ( 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれか 1項に記載の化学成分を有する スラブを （ A r 3 点— 1 0 0 ) °C以上で熱間圧延を行い、 9 0 %以 下の圧下率で冷間圧延を施し、 最高到達温度が 7 5 0〜 9 2 0 °Cと なるように焼鈍し、 5 5 0〜 7 5 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保 持し、 ついで 1 5 0〜 4 5 0 Cで 1 2 0秒間以上の熱処理を行なう ことを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼 板の製造方法。
( 9 ) ( 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれか 1項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以上で熱間圧延を行い、 9 0 %以 下の圧下率で冷間圧延を施し、 連続溶融亜鉛めつきライ ンにて最高 到達温度が 7 5 0〜 9 2 0 °Cとなるように焼鈍し、 5 5 0〜 7 5 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保持したのち、 亜鉛めつき浴に浸漬す ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛 めつき冷延鋼板の製造方法。
( 1 0 ) 亜鉛めつき浴に浸漬後、 4 6 0〜 5 5 0 °Cで 1秒以上の 熱処理を行う ことを特徴とする （ 9 ) 記載の塗装焼付硬化性能と常 温遅時効性に優れた亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法。 発明の効果
本発明により、 高 B H性と常温遅時効性とのバランスのとれた鋼 板を得ることができる。 発明を実施するための最良の形態
本発明にねいて鋼組成および製 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 B H性の向上には好ましい しかし、 Cを 0 . 0 0 0 5 %未 満とするのは製鋼技術上困難でコス 卜アップとなるのでこれを下限 とする。 一方 、 C量が 0 . 0 0 4 0 %を超えると成形性の劣化を招 くだけでな < 、 本発明で重要な高 B H性と常温非時効性を両立する ことが困難となるのでこれを上限とする。 0 . 0 0 0 7 %以上 0
0 0 2 5 %未満がさ らに好ましい Cの範囲である。
S i は固溶体強化元素として機能し、 安価にかつ成形性を過度に 劣化させること無く強度を増加させる働きがあるので 、 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、 添加量が 0 . 8 %超 となると表面性状に関わる問題を誘発するのでこれを上限とする また、 溶融亜鉛めつきまたは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 . 6 %以下とすることが好ましい。 自動車 の ドアやフー ド等の外板パネルなどの表面品位が特に重要な用途に 対しては、 0 . 0 5 %を上限とすることが好ましい
S i 量について特に下限は設けないが、 0 . 0 0 1 %以下とする のは製造コス トが高くなるのでこれ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る。 この場合には 0 . 0 4 %以上の S i が 含有される。 M nは固溶体強化元素と して有用である他、 M n Sを形成し熱延 時の Sによる耳割れを抑制する効果がある。 さ らに M n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 、 2. 2 %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、 これを上限とする。
Sは、 0. 0 0 9 %超では熱間割れの原因となったり、 加工性を 劣化させるのでこれを上限とする。 一方で、 S量を 0. 0 0 0 5 % 未満とするのは製鋼技術上困難であるので、 これを下限とする。
C rは本発明において重要である。 0. 4 %以上の C r添加によ つて高 B H性と耐常温時効性とを両立することが可能となる。 Nは より も拡散速度が大きいため、 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 を積極的に添加することで、 B H性を損なう ことなく常温遅時効性を得ることが可能であることを見いだした。 これらの元素によっ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の拡散を抑えるため耐常温時効性が確保されるのに対して、 1 δ 0〜 1 7 0 °Cでの塗装焼付処理においては、 Nがこれらのペアや クラス夕一から脱出し、 転位を固着するため高 B H性が発現する。
C rは多すぎると C r窒化物が析出し、 B H性が損なわれること がある。 また加工性、 めっき密着性、 コス トの点でも過度の添加は 好ましくないので、 上限を 1. 3 %とする。 0. 5〜 0. 8 %がよ り好ましい範囲である。
〇 （酸素） も本発明において特に重要な元素である。 〇を所定の 量に制御することによって上記した C r の B Hと常温遅時効性との 寄与が大きくなることを発見した。 この理由は必ずしも明らかでは ないが、 酸化物の周辺に C r と Nが優先的に偏祈し、 上述したよう に、 C rが常温で Nの拡散を抑制する効果を助長しているためと推 察される。
O量は、 0 . 0 0 3 %以上とすることでこのような効果が明確に なるため、 これを下限とする。 一方で、 〇が 0 . 0 2 0 %を超える とこのような効果が飽和する傾向となるだけでなく、 r値や延性等 の加工性が劣化するため 0 . 0 2 0 %を上限とする。 0 . 0 0 5〜 0 . 0 1 5 %がより好ましい〇の範囲である。 〇は通常は F e の酸 化物として存在するが、 A 1 , C e， Z r , M g , S i などの酸化 物またはそれらの複合酸化物として存在しても構わない。 ただし、 A 1 系の酸化物では高 B Hと常温遅時効性との両立に対する寄与が 小さく、 また表面性状を劣化させるので極力低減することが望まれ る。
また、 酸化物の形態やサイズ、 分布は特に限定しないが、 表面積 を大きくする観点で球状が好ましく、 その平均直径は 1 . O ^ m以 下、 また製品板の結晶粒界に存在する割合が体積率で 2 0 %以下で あることが好ましい。 これらの要件は、 いずれも C r と Nの偏祈に 有効なサイ トを極力増加させる観点に立つものである。 同様の観点 から酸化物のみならず、 M n S , C a S , C u S等を微細分散させ ることも有効である。
Pは本発明において重要である。 すなわち Pを添加することによ つて、 上述の C rおよび〇添加による塗装焼付硬化性能と常温遅時 効性とのバランス改善効果をさらに助長することを新たに見出した 。 これは後述の Bとの複合添加によって初めて発現する。
Pがこのような効果を有する理由は明らかではないが、 結晶粒界 に Pが偏析することによって B H性に有効な Nが結晶粒界に偏祈す ることを妨げ、 上述の C rや〇による Nへの作用を助長するものと 推察される。
このような Pの効果は、 0. 0 4 5 %以上の添加によって発現す る。 ただし、 添加量が 0. 1 2 %を超えるとその効果が飽和するだ けでなく、 スポッ ト溶接後の疲労強度が劣悪となったり、 降伏強度 が増加し過ぎたり し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。 したがってその上限値を 0. 1 2 %とする。 好ましくは 0. 0 5〜 0. 0 8 5 %である。
Bも重要である。 Bも塗装焼付硬化性能と常温遅時効性とのバラ ンスを改善する効果を有する。 これは上述の Pによる改善のメカ二 ズムと同様であると推測される。 Bは Pと同時に添加することが必 須である。 このような Bの効果を発現させるためには 0. 0 0 0 2 %以上の添加を要する。 一方で、 Bを 0. 0 0 1 0 %超と してもこ のような効果が飽和するばかりか、 B窒化物を形成して B H性を劣 化させるのでこれを上限とする。 好ましく は 0. 0 0 0 4〜 0. 0 0 0 8 %とする。
A 1 は脱酸調製剤として使用しても良い。 ただし、 八 1 は 1と結 合して A 1 Nを形成する結果、 B H性が低下するので、 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. 0 0 8 %以下とする 。 A 1 量が 0. 0 0 8 %超では、 固溶 Nを確保するために全 N量を 多量に添加せねばならず、 製造コス トや成形性の点で不利である。 0. 0 0 5 %未満がより好ましく、 0. 0 0 3 %未満がさ らに好ま しい上限である。
Nは本発明において重要である。 すなわち本発明においては、 主 として Nによって高 B H性を達成するものである。 したがって 0. 0 0 1 %以上の添加が必須である。 一方で Nが多すぎると常温遅時 効性を確保するために過剰の C r を添加しなくてはならなくなった り、 加工性が劣化したりするので、 0. 0 0 7 %を上限値とする。 より好ましく は 0. 0 0 1 5〜 0. 0 0 3 5 %である。
さ らに、 Nは A 1 と結合して A 1 Nを形成しやすいので、 B Hに 寄与する Nを確保するために N— 0. 5 2 A 1 > 0 %を満たすこと が好ましい。 より好ましく は N— 0. 5 2 A 1 > 0. 0 0 0 5 %と する。 この式は化学量論的に A 1 より も N量が多いことが必要条件 であることから決められたものである。
M oは、 主に固溶強化元素として 0. 0 0 1 %以上含有しても良 い。 また、 多量添加では炭窒化物形成による強化も期待できる半面 、 延性劣化が著しいため、 上限を 1. 0 %とした。
Vは、 C rの存在下で添加すると常温遅時効性の確保に有効に作 用するため、 0. 0 0 1 %以上添加することが好ましい。 一方、 下 記の Z r， C e , T i， N b , M gと合わせ、 これらの 1種又は 2 種以上の合計で 0. 0 2 %超の添加は、 窒化物の形成を助長するの でこれを上限とする。
Z r , C e , T i， N b , M gは脱酸元素と して有効で、 かつ溶 鋼中で浮上しにく いために鋼中に酸化物として残存しやすいので、 C rや Nの偏析サイ トとして有効に働く。 また、 N bや T 1 には加 ェ性を向上せしめる効果があることは広く知られているので、 単独 添加の塲合それぞれ 0. 0 0 1 %以上、 望ましく は 0. 0 0 3 %以 上添加することが好ましい。 しかし、 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、 前記の Vを含めこれらの 1種又は 2種類以上添加する際も合計で 0. 0 2 %以下とする。 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性と常温遅時効性とを確保 するので、 固溶 C量が多すぎると常温遅時効性を確保することが困 難となる。 固溶 Cは 0. 0 0 1 5 %未満とすることがより好ましく 、 0 %であることが最も好ましい。 固溶 C量の調整は、 全 C量を上 述の上限以下とすることによって行っても良いし、 巻取温度や過時 効処理条件によって所定のレベルまで低減しても良い。
固溶 Nは、 合計で 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %とすることが好ま しい。 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 , Mo, V， Mn , S i , Pなどの置換型固溶元素とペアやクラ ス夕一を形成する Nも含む。 固溶 N量は、 全 N量から A 1 N， N b N, V N , T i N， BN, Z r Nなどの化合物として存在する N量 (抽出残查の化学分析から定量） を差し引いた値から求めることが できる。 また、 内部摩擦法や F I M (Field Ion Microscopy) によ つて求めても良い。 固溶 Nが 0. 0 0 0 5 %未満では十分な BHを 得ることができない。 また、 0. 0 0 4 %を超えても B H性は向上 するが、 常温遅時効性を得ることが困難となる。 より好ましく は 0 . 0 0 0 8〜 0. 0 0 2 2 %である。 なお、 固溶 Nは 5 0 %以上が C rとペアを形成しているか、 酸化物や析出物の周辺に偏析してい ることが望ましい。 このような Nの存在位置は F I M (Field Ion Microscopy) によって確認することができる。
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 効果を奏するので、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %の範囲で添加しても 良い。 0. 0 0 0 5 %未満では効果が十分でなく、 0. 0 1 %超添 加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。
これらを主成分とする鋼に、 機械的強度の増加や疲労特性向上な どのため、 S n , C u , N i ， C o , Z nおよび Wの 1種又は 2種 以上を、 合計で 0. 0 0 1〜 1 %含有しても構わない。 また C e以 外の R e mを合計で 0. 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 、 連続铸造スラブや薄スラブキャス夕一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銬造一直接圧延 (C C一 D R) のようなプロセスにも適合する。
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。 仕上げ温度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得る ことができるが、 r値を確保するためには 1 0 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 確保するために溶解させる必要のある場合には、 1 1 5 0 °C以上と することが望ましい。
熱延後の巻取温度は、 7 5 0 °C以下とすることが好ましい。 下限 は特に設けないが、 良好な加工性を得るためには 2 0 0 °C以上とす ることが好ましい。
冷間圧延の圧下率は 9 0 %以下とする。 9 0 %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。 好ましく は 8 6 %以下である。 圧下率の下限は特に定め ないが、 加工性を確保するためには 3 0 %以上とすることが好ま し い。
焼鈍は、 最高到達温度を 7 5 0〜 9 2 0 °Cとする。 焼鈍温度が 7 5 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 9 2 0 C超では、 組織が粗大化したり、 加工性の低下を招 く。 7 7 0 〜 8 7 0 °Cがより好ましい範囲である。
焼鈍後の冷却過程は、 本発明において重要である。 すなわち、 焼 鈍後の 5 5 0 〜 7 5 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保持する必要が ある。 なお、 この保持は一定温度で行う必要は無く、 5 5 0 〜 7 5 0 °Cの範囲の温度となっている時間が 1 5秒以上であればいかなる 履歴を経ても構わない。 この熱処理によって高 B H性と常温遅時効 性とに優れた鋼板を製造することが可能となる。 上記の熱処理は、 6 0 0 〜 7 0 0 °Cで 2 0秒以上行うのがより好ましい。
熱処理後の過時効処理は、 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性をさ らに向上せしめるのに有効である。 このためには過時効温度を 1 5 0 〜 4 5 0 °Cとするのが良く、 時間は 1 2 0秒以上とする。 過時効 処理時間の上限は特に定めないが、 長すぎると生産性を低下させる ので 1 0 0 0 s 以下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、 最高到達温度を 7 5 0 〜 9 2 0 °Cとする焼鈍を行った後、 5 5 0 〜 7 δ 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保持する。 なお、 この保持は一定温度で行う必要は無く 、 5 5 0 〜 7 5 0 °Cの範囲の温度となっている時間が 1 5秒以上で あればいかなる履歴を経ても構わない。 この熱処理によって高 B H 性と常温遅時効性とに優れた鋼板を製造することが可能となる。 こ の熱処理は、 6 0 0 〜 7 0 0 °Cで 2 0秒以上行うのがより好ましい 引き続き亜鉛めつき浴に浸漬する。 亜鉛めつき浴温度は 4 2 0 〜 5 0 0 °Cである。 表面の亜鉛と鋼板の鉄とを合金化させる場合には 、 めっき浴浸漬後に 4 6 0 〜 5 5 0 °Cの温度で 1秒以上、 より好ま しく は 5秒以上の熱処理を施す。 加熱時間の上限は特に定めないが 、 生産性確保の観点から 4 0秒以下とすることが好ましい。 これらの条件が常温遅時効性の向上に好適であることの理由は必 ずしも明らかではないが、 Pと Bの粒界偏析を助長させ、 酸化物の 周辺に C r と Nが偏析することを促しているものと推測される。 調質圧延は、 常温遅時効性のさ らなる向上、 また形状強制のため に圧下率 3 %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これを上限とする。 本発明によって得られる冷延鋼板の組織は、 フェライ トまたはべ イナイ 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、 酸化物、 炭化物、 窒化物が存在していても良 い。 すなわち要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。
本発明によって得られる鋼板は、 B H 1 7 0が 5 0 M P a以上、 B H 1 6 0および B H 1 5 0がいずれも 4 5 M P a以上である。 B Hの上限は特に限定しないが、 B H 1 7 0が 1 5 0 M P a、 B H l
6 0および B H l 5 0が 1 3 O M P 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って、 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、 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 で評価される B Hを表す。
常温遅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 発明によって得られる鋼板は、 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. 3 %以下、 さ らに好ましく は 0. 2 %以下である。
次に本発明を実施例にて説明する。 実施例 1
表 1の鋼をスラブ加熱温度 1 2 2 0 °C、 仕上げ温度 9 4 0 ：、 卷 取り温度 6 0 0 °Cで熱間圧延し、 3. 5 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. 7 mm厚の冷延板とし、 ついで連続焼鈍設備にて加熱速度 1 0 °C/秒、 最高到達温度 8 0 0 でとする焼鈍を行い、 その後表 2に示すとおり、 5 5 0〜 7 5 0 : における保持時間を変化させながら冷却し、 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 1 8 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、 人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
結果を表 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焼鈍した場合には、 高 B H性と常温遅時 効性とのバランスにおいて優位にあることが分かる。
実施例 2
表 1の鋼のうち B , Gをスラブ加熱温度 1 1 8 0 °C、 仕上げ温度 9 1 01：、 卷取り温度 6 5 0でで熱間圧延し、 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、 ついで連続溶融亜鉛めつき設備にて加熱速度 1 4 °C/ 秒、 最高到達温度 8 2 0 °Cとする焼鈍を行い、 5 5 0〜 7 5 0 °Cに おける保持時間を変化させながら冷却し、 4 6 0 °Cの亜鉛浴に浸漬 させたのち、 1 5 °C /秒にて 5 0 0 °Cまで再加熱し、 1 5秒間保持 を行った。 その後、 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 B H、 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、 適正な条件で製造 した場合には、 高 B H性と常温時遅効性とを両立することができた 表 1
Figure imgf000017_0001
(注） 下線は本発明の範囲外の条件
表 2
Figure imgf000018_0001
(注） 下線は本発明の範囲外の条件
表 3
Figure imgf000019_0001
(注） 下線は本発明の範囲外の条件

Claims

求 の 範 囲 質量％で
C : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 0 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 2. 2 %以下、
S : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 9 %、
C r ： 0. 4〜 1. 3 %、
〇 ： 0. 0 0 3〜 0. 0 2 0 %、
P : 0. 0 4 5〜 0. 1 2 %、
B : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 0 1 0 %、
A 1 ： 0. 0 0 8 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %
を含有し、 残部 F eおよ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 I 7 0が 5 0 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って評価される B H 1 6 0および 2 %引張変形後 1 5 0 °Cにて 1 0分間の熱処理で評価される B H 1 5 0がいずれも 4 δ M P a以上であることを特徴とする塗装焼付硬化 性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
2. 質量％で、 さ らに、 M o : 0. 0 0 1〜 1. 0 %を含有する ことを特徴とする請求項 1記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性 に優れた冷延鋼板。
3. 質量％で、 さ らに、 V, Z r , C e , T i , N b , M gのう ち 1種または 2種以上を合計で 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %含有するこ とを特徴とする請求項 1 または 2記載の塗装焼付硬化性能と常温遅 時効性に優れた冷延鋼板。
4. 質量％で、 さ らに、 固溶 C : 0. 0 0 2 0 %以下、 固溶 N : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %を含有することを特徴とする請求項 1 〜 3のいずれか 1項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優 れた冷延鋼板。
5. 質量％で、 さ らに、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %を含有 することを特徴とする請求項 1〜 4のいずれか 1項に記載の塗装焼 付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
6. 質量％で、 さ らに、 S n， C u， N i , C o , Z nおよび W 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 特徴とする請求項 1〜 5のいずれか 1項に記載の塗装焼付硬化性能 と常温遅時効性に優れた冷延鋼板。
7. 請求項 1〜 6のいずれか 1項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以上で熱間圧延を行い、 9 0 %以下の 圧下率で冷間圧延を施し、 最高到達温度が 7 5 0〜 9 2 0 °Cとなる ように焼鈍し、 5 5 0〜 7 5 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保持す ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延 鋼板の製造方法。
8. 請求項 1〜 6のいずれか 1項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以上で熱間圧延を行い、 9 0 %以下の 圧下率で冷間圧延を施し、 最高到達温度が 7 5 0〜 9 2 0 °Cとなる ように焼鈍し、 5 5 0〜 7 5 0 °Cの温度範囲内で 1 5秒以上保持し 、 ついで 1 5 0〜 4 5 0 °Cで 1 2 0秒間以上の熱処理を行なう こと を特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の 製造方法。
9. 請求項 1〜 6のいずれか 1項に記載の化学成分を有するスラ ブを （A r 3 点— 1 0 0 ) °C以上で熱間圧延を行い、 9 0 %以下の 圧下率で冷間圧延を施し、 連続溶融亜鉛めつきライ ンにて最高到達 温度が 7 5 0 〜 9 2 0 °Cとなるように焼鈍し、 5 5 0 〜 7 5 0 °Cの 温度範囲内で 1 5秒以上保持したのち、 亜鉛めつき浴に浸漬するこ とを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛めつ き冷延鋼板の製造方法。
1 0 . 亜鉛めつき浴に浸漬後、 4 6 0 〜 5 5 0でで 1秒以上の熱 処理を行う ことを特徴とする請求項 9記載の塗装焼付硬化性能と常 温遅時効性に優れた亜鉛めつき冷延鋼板の製造方法。
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