JP4436348B2

JP4436348B2 - 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4436348B2
Application number: JP2006239441A
Authority: JP
Inventors: 直樹吉永; 学高橋; 夏子杉浦; 明博宮坂; 昌章杉山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-09-04
Filing date: 2006-09-04
Publication date: 2010-03-24
Anticipated expiration: 2020-08-04
Also published as: JP2007031840A

Description

本発明は、塗装焼付硬化性能（ＢＨ）、常温遅時効性、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。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熱延鋼板と、防錆のために合金化溶融Ｚｎめっき、電気めっきなどの表面処理を施した広義の熱延鋼板を含むものである。

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のである。

溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、例えば、特許文献１等に開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、極めて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備し、溶融亜鉛めっき特性にも優れているので、重要な位置を占めつつある。

しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を付与しようとすると、常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板に関する技術については、例えば、特許文献２がある。

これは、極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して、焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし、高ｒ値、高ＢＨ、高延性及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、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Ｎｂ、ＢさらにはＴｉを含有する成分の鋼では、α→γ変態点が低下するわけではなく、複合組織を得るためには、極めて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となる。

２）α＋γの温度領域が極めて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数℃の焼鈍温度の変化によって、複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定である。

また、特許文献３には、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において、焼鈍後の冷却速度を制御することによって粒界中の炭素濃度を高めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であることが示されている。しかしながら、これによっても高ＢＨと常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。

さらに、従来のＢＨ鋼板では、ＢＨの熱処理条件が１７０℃−２０分であれば所定のＢＨ量を得ることができるが、この条件が、１６０℃−１０分や１５０℃−１０分ではＢＨが低下してしまうという問題がある。

特開昭５９−３１８２７号公報特公平３−２２２４号公報特開平７−３００６２３号公報

上述のとおり、従来のＢＨ鋼板は、安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を増加させると同時に常温遅時効性が失われ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１７０℃に対して１６０℃ないし１５０℃のような低温になると、十分なＢＨ量が得られないという問題がある。

本発明は、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、また、ＢＨの温度が低温となっても十分なＢＨ量を有する熱延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。即ち、固溶Ｎの残存する鋼にＣｒ、Ｍｏ、Ｖ等を添加することにより、高ＢＨで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ＢＨ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熱延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％で、Ｃ＝０．０００１〜０．２０％、Ｓｉ＝２．０％以下、Ｍｎ＝３．０％以下、Ｐ＝０．１５％以下、Ｓ＝０．０１５％以下、Ａｌ＝０．２０％以下、Ｎ＝０．００１〜０．１０％、固溶Ｎ＝０．０００５〜０．００４％、及び、０．５２Ａｌ／Ｎ＜１０を満たすようにＡｌとＮを含有し、かつ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのうち１種又は２種以上を、それぞれ、Ｃｒ＝２．５％以下、Ｍｏ＝１．０％以下、Ｖ＝０．１％以下、及び、（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たすように含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上で、かつ、２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０及び２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１５０がいずれも３５ＭＰａ以上で、さらに、１００℃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。

（２）質量％で、Ｃａを０．０００５〜０．０１％含有することを特徴とする前記（１）記載の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、Ｂを０．０００１〜０．００１％含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板。

（４）質量％で、Ｎｂを０．００１〜０．０３％含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板。

（５）質量％で、Ｔｉ＝０．０００１〜０．１０％、及び、Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０．０００５を満たすようにＴｉを含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板。

（６）質量％で、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｚｒ及びＭｇの１種又は２種以上を、合計で０．００１〜１．０％含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板。

（７）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき又は電気亜鉛めっ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っき熱延鋼板。

（８）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の化学成分を有するスラブを、（Ａｒ₃点−１００）℃以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延終了温度から６００℃以下の温度までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで、５５０℃以下の温度で巻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。

本発明により、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、また、ＢＨの温度が低温となっても、十分なＢＨ量を有する熱延鋼板及び亜鉛めっき鋼板を得ることができた。

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。なお、％は質量％を意味する。

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０．０００１％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、０．０００１％を下限とする。

一方、Ｃ量が０．２０％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ＢＨ性と常温非時効性を両立することが困難となるので、Ｃ添加量は、０．２０％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０．０００１〜０．００２０％、又は、０．０１２〜０．０２４％の範囲とすることが好ましい。

固溶Ｃ量は０．００２０％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ＢＨ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０．００１０％未満とすることとが、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、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よい。

Ｓｉ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、マルテンサイトやベイナイト、さらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効である。Ｓｉ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、Ｓｉ添加量は、２．０％を上限とする。

合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので、０．８％以下とする。下限は、特に設けないが、０．００１％以下とすると、製造コストが高くなるので、０．００１％が実質的な下限である。また、Ａｌ量の制御の観点で、Ａｌ脱酸を行うことが困難な場合には、Ｓｉで脱酸することもあり得、この場合には０．０４％以上のＳｉ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、ＭｎＳを形成し、熱延時のＳによる耳割れを抑制したり、熱延板組織を微細にしたり、マルテンサイトやベイナイト、さらには、残留γ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、０．１５％以下、さらには、０．１０％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、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするので、Ｍｎ添加量は、３．０％を上限とする。

Ｐは、Ｓｉと同様に、安価に、強度を上昇する元素として知られており、強度を増加する必要がある場合には、さらに、積極的に添加する。また、Ｐは、熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。

ただし、添加量が０．１５％を超えると、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、連続溶融亜鉛めっき時に、合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、Ｐ添加量の上限を０．１５％とする。

Ｓは、０．０１５％超では、熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させるので、Ｓ添加量は、０．０１５％を上限とする。

Ａｌは、脱酸調製剤として使用してもよい。ただし、Ａｌは、Ｎと結合しＡｌＮを形成し、ＢＨ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。

熱延鋼板の場合には、Ａｌが、Ｎ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、Ａｌの上限は０．２０％でよい。Ａｌが、０．０５以下、さらには０．０２％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。即ち、本発明においては、主として、Ｎによって高ＢＨ性を達成する。したがって、０．００１％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し難くなったり、加工性が劣化したりするので、０．１０％を上限とする。好ましくは、０．００２〜０．０２０％、より好ましくは、０．００２〜０．００８％である。

さらに、ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し易いので、ＢＨに寄与するＮを確保するために、０．５２Ａｌ／Ｎを一定値以下とする必要がある。熱延鋼板においては、以下のように限定する。

０．５２Ａｌ／Ｎが１０以上となると、熱延後の冷却過程や巻取中に、容易にＡｌＮが析出するので、０．５２Ａｌ／Ｎは、１０未満を上限とする。０．５２Ａｌ／Ｎが１０未満であれば、熱延後の冷却速度や巻取温度に配慮して、ＡｌＮの過度の析出を避けることができるので、高ＢＨ性を得ることができる。０．５２Ａｌ／Ｎのより好ましい上限は５である。

Ｃｒ、Ｍｏ、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ＢＨ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ＢＨ鋼板は適用されていない。

しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを積極的に添加することで、常温遅時効性を、ＢＨ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の拡散を抑えるので、耐常温時効性が確保される。これに対し、１５０〜１７０℃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ターから脱出し、転位を固着するので、高ＢＨ性が発現する。

Ｃｒ、Ｍｏ、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、０．０４％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、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを、（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たすように添加しなければならない。（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧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、Ｃｒ、Ｍｏ、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０．０００５〜０．００４％とする。ここで、固溶Ｎとは、単独でＦｅ中に存在するＮだけでなく、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｓｉ、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２００〜５００℃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、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮ、ＢＮ等などの化合物として存在するＮ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ＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって求めてもよい。

固溶Ｎが０．０００５％未満では、十分なＢＨ性を得ることができない。また、固溶Ｎが０．００４％を超えると、ＢＨ性は向上しても、常温遅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、０．００１２〜０．００３％である。

Ｃａ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、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加してもよい。０．０００５％未満では、添加効果が十分でなく、０．０１％を超えて添加すると、加工性が劣化するので、Ｃａの添加量は、０．０００５〜０．０１％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、０．０００１〜０．００１％の範囲で添加する。添加量が０．０００１％未満では添加効果がほとんどなく、０．００１％を超えて添加しても、添加効果が飽和するだけでなく、ＢＮ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。０．０００１〜０．０００４％が、より望ましい範囲である。

Ｎｂ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、０．００１〜０．０３％の範囲で添加する。しかし、その添加量が０．００１％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．０３％を超えて添加すると、ＮｂＮを形成し易くなり、固溶Ｎの確保が困難となる。０．００１〜０．０１２％が、より好ましい範囲である。

Ｔｉも、Ｎｂと同様の効果を有する元素であるので、必要に応じて、０．０００１〜０．１０％の範囲で添加する。しかし、その添加量が０．０００１％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．１０％を超えて添加すると、多量のＮがＴｉＮとして析出又は晶出して、固溶Ｎの確保が困難となる。０．００１〜０．０２０％が好ましく、０．００１〜０．０１２％がより好ましい範囲である。

さらに、Ｔｉは、固溶Ｎを確保するために、Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０．０００５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−０．２９Ｔｉ＞０．００１０である。

これらを主成分とする鋼に、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｚｒ及びＭｇの１種又は２種以上を、合計で０．００１〜１．０％の範囲で含有しても構わない。しかしながら、ＺｒはＺｒＮを形成するので、Ｚｒの添加量は０．０１％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。即ち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセス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。

即ち、熱延の仕上げ温度は、（Ａｒ₃−１００）℃以上とする。（Ａｒ₃−１００）℃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。Ａｒ₃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、１１００℃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ＡｌＮを溶解させる必要がある場合には、１２００℃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６００℃までは、平均冷却速度が１０℃／ｓとなるように冷却する必要がある。これは、ＡｌＮの析出を抑制するためである。

また、ＮがＡｌに対して過剰に添加されている場合、即ち、０．５２Ａｌ／Ｎ＜１の場合にも、この冷却速度は、１０℃／ｓ以上とすることが、高ＢＨ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３０℃／ｓ以上であれば、ＢＨ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、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。

巻取温度は、ＡｌＮの析出を抑制するために、５５０℃以下とする。好ましくは、４５０℃以下である。本発明によって得られる熱延鋼板の組織は、フェライト又はベ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、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１０％以下のスキンパス、又は、圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。

本発明によって得られる鋼板は、ＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上、ＢＨ１６０及びＢＨ１５０が、いずれも３５ＭＰａ以上である。ＢＨ１７０が６０ＭＰａ以上、ＢＨ１６０及びＢＨ１５０が５０ＭＰａ以上が、より好ましい範囲である。ＢＨの上限は特に限定しないが、ＢＨ１７０が１４０ＭＰａを超え、また、ＢＨ１６０及びＢＨ１５０が１３０ＭＰａ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、ＢＨ１７０とは、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ、ＢＨ１６０は２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ、さらに、ＢＨ１５０は２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ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。本発明によって得られる鋼板は、１００℃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、４０℃にて７０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。

次に、本発明を実施例にて説明する。

＜実施例１＞
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、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１２５０℃とした。調質圧延率は１．０％とし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して、ＢＨ及び人工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ＢＨ性と耐常温時効性とを両立させることができた。

＜参考例１＞
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１２５０℃、仕上げ温度９３０℃、巻取り温度６５０℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼帯とした。

酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し、０．８ｍｍ厚の冷延板とし、次いで、連続焼鈍設備にて、加熱速度１０℃／ｓ、最高到達温度８００℃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、３００秒（一定）とした。さらに、１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＢＨ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ＢＨ性と耐常温時効性とを両立させることができた。

＜参考例２＞
表１の鋼のうちＡ及びＤの鋼を、スラブ加熱温度１２５０℃、仕上げ温度９３０℃、巻取り温度６５０℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼帯とした。

酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍｍ厚の冷延板とし、次いで、連続溶融亜鉛めっき設備にて、加熱速度１０℃／ｓ、最高到達温度８００℃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、４６０℃の亜鉛浴に浸漬させた後、１５℃／ｓにて５００℃まで再加熱し、１５秒間保持を行った。

さらに、０．８％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＡＩ、ＢＨと人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。

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ＢＨ性と耐常温時効性とを両立させることができた。

Claims

質量％で、
Ｃ＝０．０００１〜０．２０％、Ｓｉ＝２．０％以下、
Ｍｎ＝３．０％以下、Ｐ＝０．１５％以下、
Ｓ＝０．０１５％以下、Ａｌ＝０．２０％以下、
Ｎ＝０．００１〜０．１０％、固溶Ｎ＝０．０００５〜０．００４％、及び、０．５２Ａｌ／Ｎ＜１０を満たすようにＡｌとＮを含有し、かつ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのうち１種又は２種以上を、それぞれ、Ｃｒ＝２．５％以下、Ｍｏ＝１．０％以下、Ｖ＝０．１％以下、及び、（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たすように含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上で、かつ、２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０及び２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１５０がいずれも３５ＭＰａ以上で、さらに、１００℃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。
質量％で、Ｃａを０．０００５〜０．０１％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耐常温時効性に優れた熱延鋼板。
質量％で、Ｂを０．０００１〜０．００１％含有することを特徴とする請求項１又は２記載の塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板。
質量％で、Ｎｂを０．００１〜０．０３％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耐常温時効性に優れた熱延鋼板。
質量％で、Ｔｉ＝０．０００１〜０．１０％、及び、Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０．０００５を満たすようにＴｉ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耐常温時効性に優れた熱延鋼板。
質量％で、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｚｒ及びＭｇの１種又は２種以上を、合計で０．００１〜１．０％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耐常温時効性に優れた熱延鋼板。
請求項１〜６のいずれか１項に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき又は電気亜鉛めっ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っき熱延鋼板。
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、（Ａｒ₃点−１００）℃以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延終了温度から６００℃以下の温度までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで、５５０℃以下の温度で巻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。