JP5127444B2 - 高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の外板材などに使用されている焼付硬化型冷間圧延鋼板（以下、"冷延鋼板"ともする）、これを素材とした溶融めっき鋼板及びその製造方法に関することであって、より詳細には焼付硬化性、常温耐時効性、及び耐２次加工脆性に優れた高強度焼付硬化型冷延鋼板、これを素材に使用した溶融めっき鋼板及びその製造方法に関する。
焼付硬化型冷延鋼板は、自動車の外板材などに使用されるもので、通常引張強度が３９０ＭＰａ以下で、プレス成形時軟質鋼に近い降伏強度を有するため延性が優秀で、プレス成形後塗装焼付処理時自然に降伏強度が上昇する鋼板である。
焼付硬化型冷延鋼板には、低炭素Ｐ添加Ａｌキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を箱焼鈍した鋼板が主に使用され、該鋼板の焼付硬化量は約４０−５０ＭＰａ程度であった。
しかし、上記のように箱焼鈍方式によって焼付硬化鋼を製造する場合には成形性と焼付硬化性の両立がより容易であるが、生産性が劣る短所がある。
しかし、上記のように箱焼鈍方式によって焼付硬化鋼を製造する場合には成形性と焼付硬化性の両立がより容易であるが、生産性が劣る短所がある。
上記の箱焼鈍方式による生産性低下を改善させるため、低炭素Ｐ添加Ａｌキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を連続焼鈍して焼付硬化型冷延鋼板を製造する技術が提案された。
しかし、上記のように連続焼鈍方式によって焼付硬化型冷延鋼板を製造する場合には、比較的速い冷却速度を利用するため焼付硬化性の確保は容易だが、急速加熱、短時間焼鈍によって成形性が悪化する問題点がある。
従って、連続焼鈍法によって製造される焼付硬化型冷延鋼板は、加工性が要されない自動車外板にのみ制限して使用されている。
しかし、上記のように連続焼鈍方式によって焼付硬化型冷延鋼板を製造する場合には、比較的速い冷却速度を利用するため焼付硬化性の確保は容易だが、急速加熱、短時間焼鈍によって成形性が悪化する問題点がある。
従って、連続焼鈍法によって製造される焼付硬化型冷延鋼板は、加工性が要されない自動車外板にのみ制限して使用されている。
最近は製鋼技術の著しい発展に支えられ鋼中に適正固溶元素量の制御が可能となった。
これによって、Ａｌ−キルド鋼にＴｉまたはＮｂ等の強力な炭窒化物形成元素を添加して成形性をより向上させた焼付硬化型冷延鋼板の製造が可能となり、これによって耐デント性が必要な自動車外板材用への使用が増加する傾向にある。
これによって、Ａｌ−キルド鋼にＴｉまたはＮｂ等の強力な炭窒化物形成元素を添加して成形性をより向上させた焼付硬化型冷延鋼板の製造が可能となり、これによって耐デント性が必要な自動車外板材用への使用が増加する傾向にある。
日本特許公開公報昭６１−２６７５７号には、Ｃ：０．０００５−０．０１５重量％、Ｓ＋Ｎ含量≦０．０５％で、Ｔｉ及びＮｂが単独または複合添加された極低炭素焼付硬化型冷延鋼板が提示されている。
また、日本特許公開公報昭５７−８９４３７号には、Ｃ：０．０１０％以下のＴｉ添加鋼を使用して焼付硬化量が約４０ＭＰａ以上の焼付硬化型冷延鋼板が提示されている。
また、日本特許公開公報昭５７−８９４３７号には、Ｃ：０．０１０％以下のＴｉ添加鋼を使用して焼付硬化量が約４０ＭＰａ以上の焼付硬化型冷延鋼板が提示されている。
上記の方法は、Ｔｉ及びＮｂの添加量或いは焼鈍時の冷却速度を適切に制御することにより、鋼中固溶元素量を適切に制御して材質の劣化を防ぎながら焼付硬化性を与えるものである。
しかし、上記方法の場合には、適正の焼付硬化量を確保するためには製鋼工程において、Ｔｉ、Ｎ及びＳの厳しい制御が必要となり原価が上昇する問題点がある。
しかし、上記方法の場合には、適正の焼付硬化量を確保するためには製鋼工程において、Ｔｉ、Ｎ及びＳの厳しい制御が必要となり原価が上昇する問題点がある。
一方、米国特許第５，５５６，４８５号及び第５，６５６，１０２号には、Ｃ：０．０００５−０．１重量％、Ｍｎ：０−２．５重量％、Ａｌ：０−０．５重量％、Ｎ：０−０．０４重量％、Ｔｉ：０−０．５重量％及びＶ：０．００５−０．６重量％を含むＴｉ−Ｖ系極低炭素鋼を用いて焼付硬化型冷延鋼板を製造する方法が提示されている。
上記ＶはＶＣのような炭化物を形成はするものの、再溶解温度が非常に低く実質的に成形性向上には大して役割をしないため、上記米国特許ではＴｉを約０．０２％以上添加して成形性を図っている。
従って、上記の米国特許の場合には、多量のＴｉ添加による製造原価上昇だけでなく、結晶粒の大きさが大きいため耐時効性側面でも不利という問題点がある。
従って、上記の米国特許の場合には、多量のＴｉ添加による製造原価上昇だけでなく、結晶粒の大きさが大きいため耐時効性側面でも不利という問題点がある。
一方、日本公開公報平５−９３５０２号には、Ｓｎを添加することで焼付硬化性を向上させる技術が提示され、日本公開公報平９−２４９９３６号には、ＶをＮｂと複合添加することで結晶粒界の応力集中を緩和させ延性を改善させる技術が提示されている。
また、日本公開公報平８−４９０３８号には、Ｚｒを添加して成形性を改善させる技術が提示され、また日本公開公報平７−２７８６５４号には、Ｃｒを添加して高強度化及び加工硬化指数（Ｎ値）の劣化を最小化することで成形性を向上させる技術が提示されている。
また、日本公開公報平８−４９０３８号には、Ｚｒを添加して成形性を改善させる技術が提示され、また日本公開公報平７−２７８６５４号には、Ｃｒを添加して高強度化及び加工硬化指数（Ｎ値）の劣化を最小化することで成形性を向上させる技術が提示されている。
しかし、上記のように合金元素を添加する技術は、単純に焼付硬化性または成形性を改善しようとするもので、焼付硬化性、耐時効性及び耐２次加工脆性を同時に向上させる技術については提示していない。
上記技術などでは、２次加工脆性が改善されると知られているＢを約５ｐｐｍ程度含んでいるが、Ｐ含量が多過ぎるためＢによる２次加工脆性改善には限界がある。
さらに、２次加工脆性改善のため過度にＢを添加すると、Ｂによる材質劣化を招くためその添加量にも限界がある。
さらに、２次加工脆性改善のため過度にＢを添加すると、Ｂによる材質劣化を招くためその添加量にも限界がある。
従って、２次加工脆性を防ぐためには、延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ：Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が最小−２０℃以上にならなければならないため、焼付硬化鋼でもＢ以外の新たな成分または製造条件の検討が必要とされる実情である。
一方、自動車部品の寿命延長のため要される特性の一つが耐食性である。
耐食性を向上させるため鋼板を電気めっきしたり、または溶融めっきしたりしている。
電気めっき鋼板は、溶融めっき鋼板に比べめっき特性が良好で、耐食性に優れているが、溶融めっき鋼板に比べ値段が高く最近には自動車用としては主に溶融めっき鋼板を使用している。
耐食性を向上させるため鋼板を電気めっきしたり、または溶融めっきしたりしている。
電気めっき鋼板は、溶融めっき鋼板に比べめっき特性が良好で、耐食性に優れているが、溶融めっき鋼板に比べ値段が高く最近には自動車用としては主に溶融めっき鋼板を使用している。
従って、溶融めっき鋼板の耐食性をさらに向上させるため溶融めっき工程に対する研究と共に、溶融めっき用鋼板に対する研究が続けられており、その使用量も増加している。
本発明は、微量のＮｂを添加し、Ａｌ、Ｍｏ及びＢを同時に添加し、またＮｂ／Ｃ比及び結晶粒大きさを適切に制御することで、焼付硬化性、耐時効性及び耐２次加工脆性に優れた高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板及び溶融めっき鋼板を提供することにその目的がある。
以下、本発明について説明する。
本発明は、鋼スラブを熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍して製造される焼付硬化型冷間圧延鋼板において、
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．０１％、Ｓ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５−０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．５％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．１％、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００５−０．００５％、Ｎｂ／Ｃ比：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、
熱間圧延時形成された微細なＡｌＮ析出物が存在し、
結晶粒の大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして
上記微細なＡｌＮ析出物は、上記焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割できる大きさを有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板に関する。
本発明は、鋼スラブを熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍して製造される焼付硬化型冷間圧延鋼板において、
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．０１％、Ｓ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５−０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．５％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．１％、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００５−０．００５％、Ｎｂ／Ｃ比：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、
熱間圧延時形成された微細なＡｌＮ析出物が存在し、
結晶粒の大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして
上記微細なＡｌＮ析出物は、上記焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割できる大きさを有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板に関する。
また本発明は、鋼スラブを熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、溶融めっき及び調質圧延して製造される溶融めっき鋼板において、
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．０１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５−０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．５％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．１％、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００５−０．００５％、Ｎｂ／Ｃ比：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、
熱間圧延時形成された微細なＡｌＮ析出物が存在し、
結晶粒の大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして
上記微細なＡｌＮ析出物は、上記焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割することが出来る大きさを有することを特徴とする溶融めっき鋼板に関する。
重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．０１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５−０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．５％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．１％、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００５−０．００５％、Ｎｂ／Ｃ比：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、
熱間圧延時形成された微細なＡｌＮ析出物が存在し、
結晶粒の大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして
上記微細なＡｌＮ析出物は、上記焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割することが出来る大きさを有することを特徴とする溶融めっき鋼板に関する。
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．０１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５−０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．５％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．１％、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００５−０．００５％、Ｎｂ／Ｃ比：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを１２００℃以上で加熱しＡｒ３温度以上で熱間仕上げ圧延し、巻取し、冷間圧延した後、連続焼鈍することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板の製造方法に関する。
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．００１６〜０．０１％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５−０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．５％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．１％、Ｔｉ：０〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００５−０．００５％、Ｎｂ／Ｃ比：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを１２００℃以上で加熱しＡｒ３温度以上で熱間仕上げ圧延し、巻取し、冷間圧延し、連続焼鈍し、溶融めっきした後、調質圧延することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法に関する。
以下、本発明について詳細に説明する。
焼付硬化型鋼板の要求特性には、大きい焼付硬化量、低い常温時効指数及び優れた耐２次加工脆性が挙げられる。
焼付硬化や常温時効現象は、鋼中に固溶された侵入型元素、特に窒素や炭素が変形過程で生成された転位を固着して発生される現象であって、固溶窒素及び炭素含量が増加すると焼付硬化量は増加する一方、固溶元素の過多によって常温時効を伴い成形性の悪化をもたらすため、適正な固溶窒素及び炭素の制御が非常に大事である。
焼付硬化や常温時効現象は、鋼中に固溶された侵入型元素、特に窒素や炭素が変形過程で生成された転位を固着して発生される現象であって、固溶窒素及び炭素含量が増加すると焼付硬化量は増加する一方、固溶元素の過多によって常温時効を伴い成形性の悪化をもたらすため、適正な固溶窒素及び炭素の制御が非常に大事である。
鋼中の窒素は、炭素に比べ拡散速度が非常に速いため焼付硬化現象よりは常温時効現象にさらに影響を及ぼすこととなる。
従って、優れた耐時効性を確保するため鋼中の固溶窒素含量を低減させている。
従って、優れた耐時効性を確保するため鋼中の固溶窒素含量を低減させている。
鋼中の固溶窒素含量を低減させる方法には、できるだけ窒素を鋼中に少量含有させたり、または鋼中に窒化物形成元素のＴｉ及びＡｌを含有させ鋼中に含まれた窒素を出来るだけＴｉＮ及びＡｌＮ窒化物形態で析出させ固溶窒素量を低減させる方法が知られている。
一方、固溶炭素の場合、その含量を過度に低減させる場合には耐時効性は向上されるが、焼付硬化性が劣化され、そしてその含量を過度に増加させる場合には焼付硬化性は増加されるが、耐時効性は劣化される。
従って、優れた耐時効性と焼付硬化性を同時に確保するためには、鋼中の固溶炭素の含量を適切に制御することが必要である。
従って、優れた耐時効性と焼付硬化性を同時に確保するためには、鋼中の固溶炭素の含量を適切に制御することが必要である。
鋼中の固溶炭素の含量を制御する方法としては、鋼中に添加される炭素含量を制御するか、または鋼中に炭化物形成元素のＴｉまたはＮｂ等を添加し鋼中に含有された炭素を出来るだけＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２及びＮｂＣ等の炭化物形態で析出する方法が挙げられる。
本発明では、鋼中に適切な固溶炭素を存在させるためＮｂ／Ｃ比を適切に抑えることが必要である。
本発明では、鋼中に適切な固溶炭素を存在させるためＮｂ／Ｃ比を適切に抑えることが必要である。
さらに、固溶炭素の場合には、その含量が同一であっても鋼中に存在する位置、即ち結晶粒界に存在するのか、または結晶粒内に存在するのかによって焼付硬化性及び耐時効性に及ぼす影響が異なり、これにつき詳細に説明すると下記の通りである。
固溶炭素が存在する位置によって焼付硬化性及び耐時効性に及ぼす影響が変わる理由は、固溶炭素の移動性と関係がある。
結晶粒内に存在する固溶炭素は、移動が比較的自由なため焼付硬化性だけでなく耐時効性にも影響を与えることとなる。
一方、結晶粒界内に存在する固溶炭素は、比較的安定した位置に存在するため、低温の時効ではその影響を殆ど与えず、高温焼付（ｂａｋｉｎｇ）条件で活性化されて焼付硬化性に影響を与えることとなる。
結晶粒内に存在する固溶炭素は、移動が比較的自由なため焼付硬化性だけでなく耐時効性にも影響を与えることとなる。
一方、結晶粒界内に存在する固溶炭素は、比較的安定した位置に存在するため、低温の時効ではその影響を殆ど与えず、高温焼付（ｂａｋｉｎｇ）条件で活性化されて焼付硬化性に影響を与えることとなる。
このように、結晶粒内の固溶炭素は、耐時効性と焼付硬化性に同時に影響を与えるが結晶粒界内に存在する固溶炭素は焼付硬化性のみに影響を与えることとなる。
従って、このような固溶炭素の存在状態を適切に抑える場合、即ち添加された固溶炭素を出来るだけ結晶粒内よりは結晶粒界に存在させるよう制御する場合、耐時効性と焼付硬化性を同時に確保することが出来る。
従って、このような固溶炭素の存在状態を適切に抑える場合、即ち添加された固溶炭素を出来るだけ結晶粒内よりは結晶粒界に存在させるよう制御する場合、耐時効性と焼付硬化性を同時に確保することが出来る。
従って、優れた耐時効性と焼付硬化性を同時に確保するためには、鋼中の固溶炭素の適正含量と共に固溶炭素の存在位置を制御することが大事である。
本発明の特徴の一つは、固溶炭素の含量及び固溶炭素の存在位置を適切に制御することである。
即ち、本発明では、固溶炭素の含量を制御するため炭素含量及びＮｂの含量を適切に制御し、また、鋼中の固溶炭素が出来るだけ結晶粒界に多く存在するよう結晶粒を微細に制御したのである。
上記のように、結晶粒が微細な場合には、結晶粒界の面積がさらに増加して鋼中の固溶炭素が結晶粒界にもっと多く存在することにより、優れた耐時効性及び焼付硬化性を同時に確保出来る。
本発明の特徴の一つは、固溶炭素の含量及び固溶炭素の存在位置を適切に制御することである。
即ち、本発明では、固溶炭素の含量を制御するため炭素含量及びＮｂの含量を適切に制御し、また、鋼中の固溶炭素が出来るだけ結晶粒界に多く存在するよう結晶粒を微細に制御したのである。
上記のように、結晶粒が微細な場合には、結晶粒界の面積がさらに増加して鋼中の固溶炭素が結晶粒界にもっと多く存在することにより、優れた耐時効性及び焼付硬化性を同時に確保出来る。
図１は、本発明者が遂行した研究結果の一つである結晶粒大きさの変化による焼付硬化量（ＢＨ）と時効指数(ＡＩ：Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ)の関係を示したものである。
図１に示された通り、結晶粒大きさ番号（ＡＳＴＭ番号）が増加するほど、即ち結晶粒が微細になるほどＢＨ値対比ＡＩ値の低下が目立ち、これによってＢＨ−ＡＩ値が徐々に増加して耐時効性に優れることが分かる。
図１に示された通り、結晶粒大きさ番号（ＡＳＴＭ番号）が増加するほど、即ち結晶粒が微細になるほどＢＨ値対比ＡＩ値の低下が目立ち、これによってＢＨ−ＡＩ値が徐々に増加して耐時効性に優れることが分かる。
図１の結果を基に本発明者は、鋼中に存在する固溶炭素を出来るだけ多く結晶粒界内に分布させるため、焼鈍鋼板の結晶粒大きさを適正水準以下まで微細化させようとしたものである。
即ち、本発明者は、研究結果から焼付硬化性の劣化を最小化しながら耐時効性を極大化させるための結晶粒大きさを、ＡＳＴＭ番号９以上に制御するのが好ましいということが分かった。
即ち、本発明者は、研究結果から焼付硬化性の劣化を最小化しながら耐時効性を極大化させるための結晶粒大きさを、ＡＳＴＭ番号９以上に制御するのが好ましいということが分かった。
本発明の特徴の他の一つは、結晶粒微細化を熱間圧延時析出される微細なＡｌＮ析出物によって達成することである。
即ち、本発明ではＡｌを鋼中に多く添加させ熱間圧延時微細なＡｌＮ析出物が形成されるようにして、該ＡｌＮ析出物が冷延鋼板焼鈍時結晶粒成長を抑制することで結晶粒を微細化させることとなる。
従って、本発明では熱間圧延時、微細なＡｌＮ析出物が形成されるようＡｌ含量を適切に制御する。
また、ＡｌＮ析出物の大きさを適切に制御することで微細な結晶粒をより確実に確保出来る。
即ち、本発明ではＡｌを鋼中に多く添加させ熱間圧延時微細なＡｌＮ析出物が形成されるようにして、該ＡｌＮ析出物が冷延鋼板焼鈍時結晶粒成長を抑制することで結晶粒を微細化させることとなる。
従って、本発明では熱間圧延時、微細なＡｌＮ析出物が形成されるようＡｌ含量を適切に制御する。
また、ＡｌＮ析出物の大きさを適切に制御することで微細な結晶粒をより確実に確保出来る。
これまでは、焼付硬化鋼においてＡｌは、脱酸剤として及び／または粗大なＡｌＮ析出物によるＮ固定のために添加される成分として知られていた。
即ち、焼付硬化鋼においてＡｌ含量を適切に制御して熱間圧延時ＡｌとＮを結合して微細なＡｌＮ析出物を形成することで、結晶粒を微細化して鋼中の固溶炭素を結晶粒界にもっと多く存在するようにし、優れた耐時効性及び焼付硬化性を同時に確保出来るようにする技術的思想は今までは知られていなかった。
即ち、焼付硬化鋼においてＡｌ含量を適切に制御して熱間圧延時ＡｌとＮを結合して微細なＡｌＮ析出物を形成することで、結晶粒を微細化して鋼中の固溶炭素を結晶粒界にもっと多く存在するようにし、優れた耐時効性及び焼付硬化性を同時に確保出来るようにする技術的思想は今までは知られていなかった。
クライアントの場合、より高いＢＨ値と共に６ヶ月以上の耐時効性を要求しているため、出来るだけ耐時効性を損なわない範囲で焼付硬化性を高める技術が必要である。
このような側面でＡｌは、非常に有効な成分であることを本発明者は新たに認識した。
即ち、Ｎｂが添加されＴｉは添加されなかったり、またはＴｉが３０ｐｐｍ以下添加される鋼に可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌを通常水準の０．０２−０．０６％範囲で添加する場合には、粗大なＡｌＮ析出物が形成され単純に固溶窒素を固定させる役割を遂行することとなるが、可溶Ａｌを０．０８％以上添加すると、ＡｌＮの析出物が非常に微細になり焼鈍再結晶時結晶粒の成長を妨害する一種の障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）役割をするため、従来方法によって可溶Ａｌを添加する従来のＮｂ添加鋼より結晶粒がさらに微細になり、これによってＡＩ値の変化無く焼付硬化性が増加する効果が発せられる。
このような側面でＡｌは、非常に有効な成分であることを本発明者は新たに認識した。
即ち、Ｎｂが添加されＴｉは添加されなかったり、またはＴｉが３０ｐｐｍ以下添加される鋼に可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌを通常水準の０．０２−０．０６％範囲で添加する場合には、粗大なＡｌＮ析出物が形成され単純に固溶窒素を固定させる役割を遂行することとなるが、可溶Ａｌを０．０８％以上添加すると、ＡｌＮの析出物が非常に微細になり焼鈍再結晶時結晶粒の成長を妨害する一種の障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）役割をするため、従来方法によって可溶Ａｌを添加する従来のＮｂ添加鋼より結晶粒がさらに微細になり、これによってＡＩ値の変化無く焼付硬化性が増加する効果が発せられる。
勿論、Ｔｉ添加鋼において窒素は、１３００℃以上の高温でＴｉＮに殆どが粗大に析出することにより固溶効果または結晶粒微細化に大きな影響を与えなくなる。
可溶Ａｌ含量の変化による溶融めっき材の焼付硬化量（ＢＨ）及び時効指数（ＡＩ）変化に関する例が図２に示されている。
図２に示された通り、Ａｌ含量が０．１０程度の場合、０．０５より少ない場合、又は０．１５より多い場合と比較して、ＢＨ値が増加しており、時効指数（ＡＩ）は殆ど変化されないことがわかる。
焼付硬化性側面からみると、可溶Ａｌ含量を０．０８％以上に制限するのが好ましいということが分かる。
可溶Ａｌ含量の変化による溶融めっき材の焼付硬化量（ＢＨ）及び時効指数（ＡＩ）変化に関する例が図２に示されている。
図２に示された通り、Ａｌ含量が０．１０程度の場合、０．０５より少ない場合、又は０．１５より多い場合と比較して、ＢＨ値が増加しており、時効指数（ＡＩ）は殆ど変化されないことがわかる。
焼付硬化性側面からみると、可溶Ａｌ含量を０．０８％以上に制限するのが好ましいということが分かる。
上記のＡｌ添加による焼付硬化性改善効果を分析した結果の一例によると、焼付硬化性（ＢＨ）は下記式（１）のようにＴｉ、Ｎｂ及びＡｌの含量に主に影響を受けることが確認出来た。
（数１）
ＢＨ（焼付硬化量）＝５０−（８８５×Ｔｉ）−（１５８９×Ｎｂ）＋（６２×Ａｌ）…（１）
ＢＨ（焼付硬化量）＝５０−（８８５×Ｔｉ）−（１５８９×Ｎｂ）＋（６２×Ａｌ）…（１）
さらに、本発明では結晶粒を微細化するため熱延巻取温度を適切に選定する。
即ち、熱延巻取温度が高過ぎる場合には鋼組成、即ち炭素含量、可溶Ａｌ及びＮｂ含量等が制御されても、熱延段階で結晶粒が大きくなるため、後で再結晶焼鈍時結晶粒の大きさがＡＳＴＭ番号９以下になる結晶粒粗大化が生じ時効指数（ＡＩ）が増加し、そして巻取温度を一定水準以下に低くすると常温耐時効性は改善されるが、結晶粒微細化がさらに大きくなり、かえって降伏強度が増加し延伸率及びｒ値が減少する成形性の劣化をもたらす恐れがある。
即ち、熱延巻取温度が高過ぎる場合には鋼組成、即ち炭素含量、可溶Ａｌ及びＮｂ含量等が制御されても、熱延段階で結晶粒が大きくなるため、後で再結晶焼鈍時結晶粒の大きさがＡＳＴＭ番号９以下になる結晶粒粗大化が生じ時効指数（ＡＩ）が増加し、そして巻取温度を一定水準以下に低くすると常温耐時効性は改善されるが、結晶粒微細化がさらに大きくなり、かえって降伏強度が増加し延伸率及びｒ値が減少する成形性の劣化をもたらす恐れがある。
本発明の特徴の他の一つは、Ｍｏを適当量添加して耐２次加工脆性を改善させることである。
一般的に、自動車会社で行われる部品の成形は、何回も繰り返すプレス（ｐｒｅｓｓ）加工によって所望の形状が得られるよう行われる。
２次加工脆性は、成形時１次プレス加工後に行われる加工でクラック（ｃｒａｃｋ）が発生することを意味する。
一般的に、自動車会社で行われる部品の成形は、何回も繰り返すプレス（ｐｒｅｓｓ）加工によって所望の形状が得られるよう行われる。
２次加工脆性は、成形時１次プレス加工後に行われる加工でクラック（ｃｒａｃｋ）が発生することを意味する。
このようなクラックは、鋼中に存在するリン（Ｐ）が結晶粒界に存在して結晶粒の結合力を弱くするため粒界を中心に破壊が起こる現象である。
２次加工脆性を除去するためには、基本的にリン（Ｐ）元素を添加しないのが好ましいが、通常、強度の増加に比べ延伸率の低下が最も少ない固溶元素がリン（Ｐ）であり、何よりもコストが低いという利点がある。
従って、鋼材において高強度化を図るためにはリン（Ｐ）は基本的に添加されるべきだが、最近は製造原価が少し高くなってもこのような２次加工脆性を除去するためリン（Ｐ）の代わりに他の固溶元素を通じた強化効果を図る研究も進んでいる。
しかし、現在までの研究結果からみると、今後しばらくはリン（Ｐ）が鋼の強化元素として使用しつづけられると予想される。
２次加工脆性を除去するためには、基本的にリン（Ｐ）元素を添加しないのが好ましいが、通常、強度の増加に比べ延伸率の低下が最も少ない固溶元素がリン（Ｐ）であり、何よりもコストが低いという利点がある。
従って、鋼材において高強度化を図るためにはリン（Ｐ）は基本的に添加されるべきだが、最近は製造原価が少し高くなってもこのような２次加工脆性を除去するためリン（Ｐ）の代わりに他の固溶元素を通じた強化効果を図る研究も進んでいる。
しかし、現在までの研究結果からみると、今後しばらくはリン（Ｐ）が鋼の強化元素として使用しつづけられると予想される。
このようなＰ添加鋼において、２次加工脆性を改善するための方法として、焼付硬化鋼のように鋼中固溶元素を残存させたり、Ｂ等を添加させリンとの席競争効果（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）または結晶粒界の結合力を増加させたり、熱延段階で巻取温度を一定温度以下に低めリンの粒界拡散を最小化させることにより、２次加工脆性を防ぐ研究も進んでいるが完全な解決策にはなっていない実情である。
従って、本発明ではより安定的な２次加工脆性の改善のためＭｏを考慮した。
本発明者の研究結果によると、Ｍｏは粒界の結合力を向上させるので２次加工脆性改善に非常に有利であることが確認出来た。
従って、本発明ではより安定的な２次加工脆性の改善のためＭｏを考慮した。
本発明者の研究結果によると、Ｍｏは粒界の結合力を向上させるので２次加工脆性改善に非常に有利であることが確認出来た。
また、Ｍｏは鋼中に固溶炭素と親和力があるため、常温で長時間維持する時固溶炭素の転位への拡散を抑制するため耐時効性も改善させる。
図３は、Ｍｏ添加による耐時効性改善効果を分析した結果の一例であって、図３に示された通り、Ｍｏ含量の増加に従いＢＨ性には大きな差はないがＡＩ値は低くなり耐時効性が改善されることが分かる。
図３は、Ｍｏ添加による耐時効性改善効果を分析した結果の一例であって、図３に示された通り、Ｍｏ含量の増加に従いＢＨ性には大きな差はないがＡＩ値は低くなり耐時効性が改善されることが分かる。
上記のＭｏ添加による耐時効性改善効果を分析した結果の一例によると、時効指数（ＡＩ）は下記式（２）のようにＴｉ、Ｎｂ及びＭｏの含量に主に影響を受けることが確認出来た。
（数２）
ＡＩ（時効指数）＝４４−（４２３×Ｔｉ）−（２１１９×Ｎｂ）−（１２５×Ｍｏ）…（２）
ＡＩ（時効指数）＝４４−（４２３×Ｔｉ）−（２１１９×Ｎｂ）−（１２５×Ｍｏ）…（２）
本発明者はＭｏのこのような特性を適切に利用し、また、過度なＭｏ添加による材質の劣化を防ぐため最適の成分範囲を導き出した。
さらに、本発明では耐２次加工脆性をさらに向上させるためＢ含量を適切に制御する。
一方、本発明では耐２次加工脆性をより向上させるため公知の様々な技術をさらに適用することができ、その例として巻取温度を適切に制御するのである。
さらに、本発明では耐２次加工脆性をさらに向上させるためＢ含量を適切に制御する。
一方、本発明では耐２次加工脆性をより向上させるため公知の様々な技術をさらに適用することができ、その例として巻取温度を適切に制御するのである。
以下、本発明鋼の組成について詳細に説明する。
上記炭素（Ｃ）は固溶強化及び焼付硬化を示す成分であって、その含量が少な過ぎる場合には引張強度が低過ぎて、また鋼中に存在する絶対炭素含量が低く充分の焼付硬化を得ることが出来ず、また固溶炭素−Ｐ間の席競争効果（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）が無くなり２次加工脆性側面でも非常に劣化される。
従って、このような添加効果を得るためには、炭素の含量は０．００１６％以上添加することが好ましい。
上記炭素（Ｃ）は固溶強化及び焼付硬化を示す成分であって、その含量が少な過ぎる場合には引張強度が低過ぎて、また鋼中に存在する絶対炭素含量が低く充分の焼付硬化を得ることが出来ず、また固溶炭素−Ｐ間の席競争効果（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）が無くなり２次加工脆性側面でも非常に劣化される。
従って、このような添加効果を得るためには、炭素の含量は０．００１６％以上添加することが好ましい。
一方、上記炭素が過量添加される場合には、過度な固溶炭素量残存によって常温耐時効性が確保されず、プレス成形時ストレッチャーストレインが生じ成形性と延性が低下されるため、その含量の上限値は０．０１％に設定し、好ましくは０．００２５％に設定する。
本発明において炭素含量を０．００１６〜０．００２５％に設定する場合には、実生産で炭素含量を制御出来る能力が的中率側面で９５％以上になる。
本発明において炭素含量を０．００１６〜０．００２５％に設定する場合には、実生産で炭素含量を制御出来る能力が的中率側面で９５％以上になる。
上記シリコン（Ｓｉ）は、強度を増加させる元素として添加量が増加するほど強度は増加するが延性の劣化が激しく、特に溶融めっき性を劣化させる元素であるため出来るだけ低く添加するのが有利である。
従って、本発明ではＳｉによる材質劣化及びめっき特性劣化を防ぐため、その添加量を０．１％以下、好ましくは０．０２％以下に制限する。
従って、本発明ではＳｉによる材質劣化及びめっき特性劣化を防ぐため、その添加量を０．１％以下、好ましくは０．０２％以下に制限する。
上記マンガン（Ｍｎ）は、延性の損傷無く粒子を微細化させ鋼中硫黄を完全にＭｎＳで析出してＦｅＳの生成による熱間脆性を防ぐと共に鋼を強化させる元素である。
上記の添加効果を充分達成するためには、Ｍｎを０．２％以上添加することが好ましい。
上記の添加効果を充分達成するためには、Ｍｎを０．２％以上添加することが好ましい。
一方、Ｍｎの含量が１．５％を超過する場合には、固溶強化によって強度の急激な増加と共に成形性が劣化し、特に溶融めっき鋼板の製造時焼鈍工程からＭｎＯのような酸化物が表面に多量生成され、めっき密着性を劣化させ、またストライプ状等のようなめっき欠陥が多量発生し製品品質が衰える。
従って、上記Ｍｎの含量は０．２〜１．５％に制限するのが好ましく、より好ましくは上記Ｍｎの含量は０．２〜１．２％に制限する。
従って、上記Ｍｎの含量は０．２〜１．５％に制限するのが好ましく、より好ましくは上記Ｍｎの含量は０．２〜１．２％に制限する。
上記リン（Ｐ）は、固溶強化の効果が最も大きい置換型合金元素であって、面内異方性を改善し強度を向上させる役割をする成分である。
本発明者などの研究結果、Ｐは熱延鋼板の結晶粒を微細化させ、その後の焼鈍段階で平均ｒ値の向上に有利な（１１１）集合組織の発達を引き起こす役割をし、特に焼付硬化性の影響側面で炭素との席競争（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ）効果によってリンの含量が増加するほど焼付硬化性は増加する傾向にあることが確認出来た。
しかし、リンの増加時結晶粒界の結合力弱化によって２次加工脆性が劣化する問題がある。
従って、上記リンの含量は０．０５−０．１５％に制限する必要があり、好ましくは０．０５−０．１１％に制限する。
本発明者などの研究結果、Ｐは熱延鋼板の結晶粒を微細化させ、その後の焼鈍段階で平均ｒ値の向上に有利な（１１１）集合組織の発達を引き起こす役割をし、特に焼付硬化性の影響側面で炭素との席競争（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ）効果によってリンの含量が増加するほど焼付硬化性は増加する傾向にあることが確認出来た。
しかし、リンの増加時結晶粒界の結合力弱化によって２次加工脆性が劣化する問題がある。
従って、上記リンの含量は０．０５−０．１５％に制限する必要があり、好ましくは０．０５−０．１１％に制限する。
上記硫黄（Ｓ）は、０．０１％以下に制限するのが好ましい。
上記Ａｌは、本発明から考慮される重要な元素の一つである。
上記Ａｌは、通常鋼の脱酸及びＮ（窒素）固定のため添加するが、本発明では熱間圧延時、Ｎと結合して微細なＡｌＮ析出物を形成して焼鈍時結晶粒成長を抑制させ、結晶粒をさらに微細化させることにより、特に耐時効性及び焼付硬化性を向上させる役割をする成分である。
Ｎｂ添加焼付硬化鋼の場合には、結晶粒微細化が主にＮｂＣ析出物によって達成される。
しかし、本発明ではＮｂＣ析出物と共に微細なＡｌＮ析出物によって焼鈍時結晶粒成長を抑制することで、結晶粒はさらに微細化され、従ってより優れた耐時効性及び焼付硬化性を確保することが出来る。
Ｎｂ添加焼付硬化鋼の場合には、結晶粒微細化が主にＮｂＣ析出物によって達成される。
しかし、本発明ではＮｂＣ析出物と共に微細なＡｌＮ析出物によって焼鈍時結晶粒成長を抑制することで、結晶粒はさらに微細化され、従ってより優れた耐時効性及び焼付硬化性を確保することが出来る。
本発明におけるＡｌの含量は、熱間圧延時微細なＡｌＮ析出物が得られるよう設定されるべきである。
上記Ａｌ含量が０．０８％未満の場合には、熱間圧延時微細なＡｌＮ析出物を得ることが困難なため、Ａｌ含量の下限値は０．０８％に制限する。
好ましくは、Ａｌは０．１％を超過して添加することで、Ａｌの含量が０．１％を超過する場合には、より微細なＡｌＮ析出物が確保出来る。
上記Ａｌ含量の上限値は、成形性、酸化介在物による表面品質及び製造費用などを考慮して０．５％に制限するのが好ましく、より好ましくは０．１２％に制限する。
上記Ａｌ含量が０．０８％未満の場合には、熱間圧延時微細なＡｌＮ析出物を得ることが困難なため、Ａｌ含量の下限値は０．０８％に制限する。
好ましくは、Ａｌは０．１％を超過して添加することで、Ａｌの含量が０．１％を超過する場合には、より微細なＡｌＮ析出物が確保出来る。
上記Ａｌ含量の上限値は、成形性、酸化介在物による表面品質及び製造費用などを考慮して０．５％に制限するのが好ましく、より好ましくは０．１２％に制限する。
上記ＡｌＮ析出物は、冷延鋼板焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割できる程度の大きさを有すべきで、好ましい平均大きさは２０μｍ以下である。
上記のようにＡｌＮ析出物の平均大きさが２０μｍ以下である場合には、より微細な結晶粒が得られる。
上記のようにＡｌＮ析出物の平均大きさが２０μｍ以下である場合には、より微細な結晶粒が得られる。
窒素（Ｎ）は、焼鈍前或いは焼鈍後に固溶状態で存在することにより鋼の成形性を劣化させ、時効能が他の侵入型元素に比べ非常に大きいためＴｉまたはＡｌによって固定する必要がある。
本発明のように少量のＴｉ添加と共にＮｂを適切に添加する場合には、窒素を過度に添加すると鋼中固溶窒素の発生をもたらすこととなる。
従って、上記窒素含量は０．００２５％以下に制限する。
本発明のように少量のＴｉ添加と共にＮｂを適切に添加する場合には、窒素を過度に添加すると鋼中固溶窒素の発生をもたらすこととなる。
従って、上記窒素含量は０．００２５％以下に制限する。
Ｔｉは通常、炭窒化物形成元素として鋼中にＴｉＮのような窒化物、ＴｉＳまたはＴｉ４Ｃ２Ｓ２のような硫黄化物及びＴｉＣのような炭化物を形成させる。
しかし、本発明ではＴｉを含有させないか、または原料、設備及び工程中に含まれることを考慮して少量の窒素を固定する水準の０．００３％以下にＴｉの含量を制限する。
しかし、本発明ではＴｉを含有させないか、または原料、設備及び工程中に含まれることを考慮して少量の窒素を固定する水準の０．００３％以下にＴｉの含量を制限する。
上記Ｎｂは、Ａｌ及びＭｏと共に非常に重要な元素である。
上記Ｎｂは、強力な炭窒化物形成元素として鋼中に存在する炭素をＮｂＣ析出物に固定させ、特に生成されたＮｂＣ析出物は他の析出物に比べ非常に微細で再結晶焼鈍時結晶粒成長を妨げる強力な障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）役割をして結晶粒を微細化させる。
上記のように結晶粒が微細化される場合には、焼付硬化性及び耐２次加工脆性が向上される。
しかし、焼付硬化性を向上させるためには結晶粒の微細化だけでなく一定量の固溶炭素が必要となる。
従って、本発明ではＮｂＣ析出物によって結晶粒を微細化させ、そして一定量の固溶炭素を残存させ焼付硬化性を確保するようＮｂ含量を制御したもので、その含量は０．００３〜０．１％に設定するのが好ましく、より好ましくは０．００３〜０．０１１％に設定する。
上記Ｎｂは、強力な炭窒化物形成元素として鋼中に存在する炭素をＮｂＣ析出物に固定させ、特に生成されたＮｂＣ析出物は他の析出物に比べ非常に微細で再結晶焼鈍時結晶粒成長を妨げる強力な障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）役割をして結晶粒を微細化させる。
上記のように結晶粒が微細化される場合には、焼付硬化性及び耐２次加工脆性が向上される。
しかし、焼付硬化性を向上させるためには結晶粒の微細化だけでなく一定量の固溶炭素が必要となる。
従って、本発明ではＮｂＣ析出物によって結晶粒を微細化させ、そして一定量の固溶炭素を残存させ焼付硬化性を確保するようＮｂ含量を制御したもので、その含量は０．００３〜０．１％に設定するのが好ましく、より好ましくは０．００３〜０．０１１％に設定する。
上記ＮｂＣ析出物の大きさは３０ナノメートル以下になるようにするのが好ましい。
また、本発明では焼付硬化性と常温耐時効性をより適切に制御するためには、Ｎｂ含量だけでなくＮｂ／Ｃ比を同時に制御することが必要で、本発明ではＮｂ／Ｃ比を０．３〜０．７に制限するのが必要である。
上記Ｎｂ／Ｃ比が０．７を超過する場合には、鋼中絶対固溶炭素含量の不足で焼付硬化量が低くなり、その比が０．３未満の場合には、鋼中の固溶炭素含量が増加して焼付硬化量が増加するが、時効指数も増加して常温耐時効性が劣化されるため、上記Ｎｂ／Ｃ比は０．３〜０．７に制限する必要がある。
また、本発明では焼付硬化性と常温耐時効性をより適切に制御するためには、Ｎｂ含量だけでなくＮｂ／Ｃ比を同時に制御することが必要で、本発明ではＮｂ／Ｃ比を０．３〜０．７に制限するのが必要である。
上記Ｎｂ／Ｃ比が０．７を超過する場合には、鋼中絶対固溶炭素含量の不足で焼付硬化量が低くなり、その比が０．３未満の場合には、鋼中の固溶炭素含量が増加して焼付硬化量が増加するが、時効指数も増加して常温耐時効性が劣化されるため、上記Ｎｂ／Ｃ比は０．３〜０．７に制限する必要がある。
上記Ｍｏは、本発明において非常に重要な元素の一つである。
上記Ｍｏは、鋼中に固溶され強度を向上させたり、Ｍｏ系炭化物を形成させる役割をするが、最も重要な役割は固溶状態で存在する時結晶粒界の結合力を増加させ、リンによる結晶粒界破壊、即ち耐２次加工脆性を改善し、また固溶炭素との親和力によって炭素の拡散を抑制させることにより耐時効性を向上させる。
しかし、多量のＭｏ添加は製造費用の増加をもたらす。
従って、添加効果及び製造費用などを考慮した時、Ｍｏ含量は０．０１−０．４％の範囲に制限するのが好ましく、より好ましくは０．０１−０．１％の範囲に制限する。
上記Ｍｏは、鋼中に固溶され強度を向上させたり、Ｍｏ系炭化物を形成させる役割をするが、最も重要な役割は固溶状態で存在する時結晶粒界の結合力を増加させ、リンによる結晶粒界破壊、即ち耐２次加工脆性を改善し、また固溶炭素との親和力によって炭素の拡散を抑制させることにより耐時効性を向上させる。
しかし、多量のＭｏ添加は製造費用の増加をもたらす。
従って、添加効果及び製造費用などを考慮した時、Ｍｏ含量は０．０１−０．４％の範囲に制限するのが好ましく、より好ましくは０．０１−０．１％の範囲に制限する。
上記Ｂは、侵入型元素として鋼中に存在することとなり、粒界に固溶されたり、または窒素と結合してＢＮの窒化物を形成する。
上記Ｂは、添加量対比材質に対する影響が非常に大きい元素であって、その添加量を厳しく制限する必要がある。
即ち、少量のＢでも鋼中に添加すると粒界に偏析して２次加工脆性を改善することとなる。
しかし、一定量以上に添加する場合、強度の増加及び延性の急激な減少を引き起こす材質劣化が生じるため、適正範囲の添加が要される。
従って、本発明鋼においては、このような特性及び現在のＢ添加に対する製鋼能力を考慮して上記Ｂの含量は０．０００５−０．００５％に設定するのが好ましく、より好ましくは０．０００５−０．００１５％に設定する。
上記Ｂは、添加量対比材質に対する影響が非常に大きい元素であって、その添加量を厳しく制限する必要がある。
即ち、少量のＢでも鋼中に添加すると粒界に偏析して２次加工脆性を改善することとなる。
しかし、一定量以上に添加する場合、強度の増加及び延性の急激な減少を引き起こす材質劣化が生じるため、適正範囲の添加が要される。
従って、本発明鋼においては、このような特性及び現在のＢ添加に対する製鋼能力を考慮して上記Ｂの含量は０．０００５−０．００５％に設定するのが好ましく、より好ましくは０．０００５−０．００１５％に設定する。
本発明の鋼板は、上記の成分範囲を満足しながら結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９以上になるべきである。
上記のように結晶粒大きさをＡＳＴＭ番号９以上にする場合には、結晶粒界に存在する固溶炭素の量が多くなり優れた常温時効性を維持しながら焼付硬化性をさらに増大させる。
即ち、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９未満の場合には、充分な焼付硬化性増大を期待し難い。
上記のように結晶粒大きさをＡＳＴＭ番号９以上にする場合には、結晶粒界に存在する固溶炭素の量が多くなり優れた常温時効性を維持しながら焼付硬化性をさらに増大させる。
即ち、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９未満の場合には、充分な焼付硬化性増大を期待し難い。
本発明の鋼板では、結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多い。
本発明において、結晶粒内に存在する好ましい固溶炭素の量は３〜６ｐｐｍ程度である。
また、本発明において熱間圧延時析出されるＡｌＮ析出物の大きさは、２０μｍ以下になるようにするのが好ましい。
上記ＡｌＮ析出物の大きさを２０μｍ以下にする場合には、結晶粒をより微細にして結果的に焼付硬化性をより向上させることが出来るからである。
本発明に符合される鋼板は、優れた焼付硬化性、優れた耐時効性、優れた耐２次加工脆性及び３００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
本発明において、結晶粒内に存在する好ましい固溶炭素の量は３〜６ｐｐｍ程度である。
また、本発明において熱間圧延時析出されるＡｌＮ析出物の大きさは、２０μｍ以下になるようにするのが好ましい。
上記ＡｌＮ析出物の大きさを２０μｍ以下にする場合には、結晶粒をより微細にして結果的に焼付硬化性をより向上させることが出来るからである。
本発明に符合される鋼板は、優れた焼付硬化性、優れた耐時効性、優れた耐２次加工脆性及び３００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
以下、本発明鋼を製造する好ましい方法の一例について説明する。
上記のように組成される溶鋼を製造した後、製造された溶鋼を連続鋳造してスラブ（Ｓｌａｂ）を製造した後、このスラブを１２００℃以上で加熱してＡｒ３温度以上、好ましくはＡｒ３温度直上の９００−９５０℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げて熱間圧延鋼板を製造する。
上記のように組成される溶鋼を製造した後、製造された溶鋼を連続鋳造してスラブ（Ｓｌａｂ）を製造した後、このスラブを１２００℃以上で加熱してＡｒ３温度以上、好ましくはＡｒ３温度直上の９００−９５０℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げて熱間圧延鋼板を製造する。
上記のようにスラブを１２００℃以上の温度で加熱する理由は、熱間圧延前のオーステナイト組織を充分均質化させるためである。
即ち、スラブ温度が１２００℃未満の場合には、鋼の組織が均一なオーステナイト結晶粒になれず、混粒が発生するため材質の劣化をもたらす。
熱間圧延仕上げ温度が低過ぎる場合には、熱延コイルの上（ｔｏｐ）部、下（ｔａｉｌ）部及び縁部が単相領域となり面内異方性が増加し、また成形性が劣化し、熱間圧延仕上げ温度が高過ぎる場合には、著しい粗大粒が発生して加工後表面にオレンジピール（ｏｒａｎｇｅ ｐｅｅｌ）などの欠陥が生じやすい。
従って、このような観点から熱間圧延仕上げ温度を設定すれば良い。
即ち、スラブ温度が１２００℃未満の場合には、鋼の組織が均一なオーステナイト結晶粒になれず、混粒が発生するため材質の劣化をもたらす。
熱間圧延仕上げ温度が低過ぎる場合には、熱延コイルの上（ｔｏｐ）部、下（ｔａｉｌ）部及び縁部が単相領域となり面内異方性が増加し、また成形性が劣化し、熱間圧延仕上げ温度が高過ぎる場合には、著しい粗大粒が発生して加工後表面にオレンジピール（ｏｒａｎｇｅ ｐｅｅｌ）などの欠陥が生じやすい。
従って、このような観点から熱間圧延仕上げ温度を設定すれば良い。
一方、熱間圧延時熱延巻取温度が高過ぎる場合には、焼鈍後結晶粒大きさが増加して充分の結晶粒微細化効果が得られず、またリンの粒界偏析が増加して２次加工脆性が生じやすく、熱延巻取温度が低過ぎる場合には、結晶粒微細化によって耐時効性及び耐２次加工脆性は改善されるが、過度な降伏強度の上昇及び成形性の劣化をもたらす。
従って、このような観点から熱延巻取温度を設定すれば良い。
従って、このような観点から熱延巻取温度を設定すれば良い。
本発明において、好ましい熱延巻取温度は５５０〜６５０℃で、より好ましい熱延巻取温度は６００〜６５０℃である。
上記のように熱間圧延が完了された鋼は、通常の方法で酸洗を行った後、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造する。
この際、好ましい冷間圧延率は７０〜８０％程度である。
上記冷間圧延率を７０％以上にするのが好ましい理由は、結晶粒微細化効果による耐時効性改善に加え成形性、特にｒ値を改善するためである。
一方、冷間圧延率が８０％を超過する場合には、結晶粒微細化効果は大きいが、過度な圧延率による結晶粒大きさの微細化程度が非常に大きくなり、かえって材質の硬化を引き起こし、また過度な冷間圧延率増加によってｒ値が漸次減少することとなる。
上記のように熱間圧延が完了された鋼は、通常の方法で酸洗を行った後、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造する。
この際、好ましい冷間圧延率は７０〜８０％程度である。
上記冷間圧延率を７０％以上にするのが好ましい理由は、結晶粒微細化効果による耐時効性改善に加え成形性、特にｒ値を改善するためである。
一方、冷間圧延率が８０％を超過する場合には、結晶粒微細化効果は大きいが、過度な圧延率による結晶粒大きさの微細化程度が非常に大きくなり、かえって材質の硬化を引き起こし、また過度な冷間圧延率増加によってｒ値が漸次減少することとなる。
上記のように、冷間圧延が完了された鋼は通常の方法によって連続焼鈍作業を行う。
連続焼鈍条件は特に限定はされないが、好ましい焼鈍温度は７７０−８３０℃程度である。
Ｎｂ添加鋼は、Ｔｉ添加鋼対比再結晶温度が高いためＮｂ添加鋼である本発明では７７０℃以上の温度範囲で焼鈍を行うのが好ましい。
即ち、焼鈍温度が７７０℃未満の場合には、未再結晶された結晶粒の存在によって降伏強度が増加し延伸率及びｒ値が劣化する。
一方、焼鈍温度が８３０℃を超過する場合には、成形性は改善されるが結晶粒大きさが本発明鋼で成し遂げようとする結晶粒大きさであるＡＳＴＭ番号９より小さく、ＡＩ値が３０ＭＰａ以上であって耐時効性が劣化する。
連続焼鈍条件は特に限定はされないが、好ましい焼鈍温度は７７０−８３０℃程度である。
Ｎｂ添加鋼は、Ｔｉ添加鋼対比再結晶温度が高いためＮｂ添加鋼である本発明では７７０℃以上の温度範囲で焼鈍を行うのが好ましい。
即ち、焼鈍温度が７７０℃未満の場合には、未再結晶された結晶粒の存在によって降伏強度が増加し延伸率及びｒ値が劣化する。
一方、焼鈍温度が８３０℃を超過する場合には、成形性は改善されるが結晶粒大きさが本発明鋼で成し遂げようとする結晶粒大きさであるＡＳＴＭ番号９より小さく、ＡＩ値が３０ＭＰａ以上であって耐時効性が劣化する。
上記のように焼鈍された冷延鋼板は、連続焼鈍後常温まで冷却された後、溶融めっきされたり、または連続焼鈍時連続焼鈍温度から溶融めっき温度まで冷却させ連続して溶融めっきすることが出来る。
上記溶融めっきは特に制限はされず、通常行われている方法であれば適用出来る。
溶融めっき温度は、通常４５０〜５００℃程度である。
上記溶融めっきは特に制限はされず、通常行われている方法であれば適用出来る。
溶融めっき温度は、通常４５０〜５００℃程度である。
次に、上記のように溶融めっきされた溶融めっき鋼板を調質圧延する。
この際、調質圧延は適正焼付硬化性と共に常温耐時効性を確保する目的で行われるもので、調質圧延率は通常の調質圧延率よりやや高くするのが好ましく、より好ましい調質圧延率は１．２〜１．５％である。
即ち、上記調質圧延率を通常の調質圧延率よりやや高く設定するのが好ましい理由は、鋼中固溶炭素による常温耐時効劣化を防止するためである。
しかし、調質圧延率が高過ぎる場合には、耐時効性は向上されても加工硬化が生じて材質が劣化され、特に本発明鋼を溶融めっき鋼板で生産する場合、過多の調質圧延によってめっき密着性が劣化されめっき層の剥離が発生する。
従って、調質圧延率は常温耐時効性及びめっき密着性などを考慮して適切に設定すれば良い。
この際、調質圧延は適正焼付硬化性と共に常温耐時効性を確保する目的で行われるもので、調質圧延率は通常の調質圧延率よりやや高くするのが好ましく、より好ましい調質圧延率は１．２〜１．５％である。
即ち、上記調質圧延率を通常の調質圧延率よりやや高く設定するのが好ましい理由は、鋼中固溶炭素による常温耐時効劣化を防止するためである。
しかし、調質圧延率が高過ぎる場合には、耐時効性は向上されても加工硬化が生じて材質が劣化され、特に本発明鋼を溶融めっき鋼板で生産する場合、過多の調質圧延によってめっき密着性が劣化されめっき層の剥離が発生する。
従って、調質圧延率は常温耐時効性及びめっき密着性などを考慮して適切に設定すれば良い。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。
（実施例１）
下記表１のように組成される鋼スラブを１２２０℃で加熱した後、９２０℃の温度で仕上げ熱間圧延して熱間圧延鋼板を製造した。
上記のように製造された熱延鋼板を下記表２の条件で巻取し、冷間圧延及び焼鈍した後、溶融めっき温度４５０℃で合金化めっきを行った後、約１．５％の調質圧下率で調質圧延した後、焼付硬化量（ＢＨ）、時効指数（ＡＩ）及び結晶粒大きさ（ＡＳＴＭ番号）、ＡｌＮ析出物の大きさ及び延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を測定し、その結果を下記表２に示した。
下記表２における延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）は、２次加工脆性を評価する項目であって加工比２．０で測定した値である。
（実施例１）
下記表１のように組成される鋼スラブを１２２０℃で加熱した後、９２０℃の温度で仕上げ熱間圧延して熱間圧延鋼板を製造した。
上記のように製造された熱延鋼板を下記表２の条件で巻取し、冷間圧延及び焼鈍した後、溶融めっき温度４５０℃で合金化めっきを行った後、約１．５％の調質圧下率で調質圧延した後、焼付硬化量（ＢＨ）、時効指数（ＡＩ）及び結晶粒大きさ（ＡＳＴＭ番号）、ＡｌＮ析出物の大きさ及び延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を測定し、その結果を下記表２に示した。
下記表２における延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）は、２次加工脆性を評価する項目であって加工比２．０で測定した値である。
一方、発明鋼８に対して焼鈍した後、２００倍の倍率で断面の微細組織写真を観察し、その結果を図４に示した。
また、発明鋼８、比較鋼６及び従来鋼に対して加工比変化によるＤＢＴＴの変化を調査し、その結果を図５に示した。
この際、従来鋼は０．００１９Ｃ−０．６３Ｍｎ−０．０５６Ｐ−０．０３可溶Ａｌ−０．００５Ｔｉ−０．００６Ｎｂ−０．００１４Ｎの組成を有する鋼である。
また、発明鋼８、比較鋼６及び従来鋼に対して加工比変化によるＤＢＴＴの変化を調査し、その結果を図５に示した。
この際、従来鋼は０．００１９Ｃ−０．６３Ｍｎ−０．０５６Ｐ−０．０３可溶Ａｌ−０．００５Ｔｉ−０．００６Ｎｂ−０．００１４Ｎの組成を有する鋼である。
また、発明鋼８の時効前後の引張曲線を調査し、その結果を図６に示した。
図６において、ａｓ−ｒｅｃｅｉｖｅｄ曲線は生産直後を、１８０ｄａｙｓ ａｇｅｄ曲線はタイに発明鋼８を運送して６ヶ月間維持した後測定した引張曲線を表す。
本発明者が製品の運搬時、横に取り付けて分析した温度計を通じた赤道通過期間中の温度及びタイの現地条件を測定した結果、温度は平均３２℃、湿度は約７０％を維持していた。
図６において、ａｓ−ｒｅｃｅｉｖｅｄ曲線は生産直後を、１８０ｄａｙｓ ａｇｅｄ曲線はタイに発明鋼８を運送して６ヶ月間維持した後測定した引張曲線を表す。
本発明者が製品の運搬時、横に取り付けて分析した温度計を通じた赤道通過期間中の温度及びタイの現地条件を測定した結果、温度は平均３２℃、湿度は約７０％を維持していた。
上記表２に示された通り、本発明に符合される発明鋼１−８の場合には、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号で９．８−１２．５の範囲を有し、また、ＡｌＮ析出物は平均２０μｍ以下の大きさを有していることが分かる。
図４から分かるように、発明鋼８の場合には、非常に微細な結晶粒と共に断面全体に非常に均一な結晶粒分布を有していた。
本発明鋼の結晶粒が上記表２のように微細なのは、通常水準より高いＡｌ含量の添加によって鋼中に微細なＡｌＮ析出物が形成され、ＮｂＣ析出物と共に焼鈍再結晶時結晶粒の成長を妨害したためである。
従って、このような結晶粒微細化効果によって焼付硬化量が３８．１〜５８．４ＭＰａの範囲を有し、常温耐時効性を示す指数であるＡＩ値が８．０−２９．１ＭＰａとしてＢＨ性と常温耐時効性のバランス（ｂａｌａｎｃｅ）が非常に優れていた。
図４から分かるように、発明鋼８の場合には、非常に微細な結晶粒と共に断面全体に非常に均一な結晶粒分布を有していた。
本発明鋼の結晶粒が上記表２のように微細なのは、通常水準より高いＡｌ含量の添加によって鋼中に微細なＡｌＮ析出物が形成され、ＮｂＣ析出物と共に焼鈍再結晶時結晶粒の成長を妨害したためである。
従って、このような結晶粒微細化効果によって焼付硬化量が３８．１〜５８．４ＭＰａの範囲を有し、常温耐時効性を示す指数であるＡＩ値が８．０−２９．１ＭＰａとしてＢＨ性と常温耐時効性のバランス（ｂａｌａｎｃｅ）が非常に優れていた。
一方、本発明鋼において、高い焼付硬化量に対してＡＩ値が低いのは、ＡｌＮ析出物による結晶粒微細化効果と共にＭｏの添加による鋼中固溶炭素の遅延効果が働いたとみられる。
また、２次加工脆性側面でも加工比２．０でのＤＢＴＴが−４０〜−７０℃を示していることが分かる。
また、２次加工脆性側面でも加工比２．０でのＤＢＴＴが−４０〜−７０℃を示していることが分かる。
図５に示された通り、発明鋼８はＭｏの添加によって結晶粒間の結合力増加によって比較鋼６及び従来鋼に比べ全体的なＤＢＴＴ特性が優れていることが分かる。
図６に示された通り、発明鋼８はこのような高温の厳しい条件を６ヶ月と長時間維持しても時効発生が全く無かったことが分かる。
従って、本発明鋼は焼付硬化性が非常に優秀であるだけでなく２次加工脆性も優れ、また赤道の高温で６ヶ月以上長時間保管しても時効劣化が無い非常に優秀な製品であることが確認出来た。
図６に示された通り、発明鋼８はこのような高温の厳しい条件を６ヶ月と長時間維持しても時効発生が全く無かったことが分かる。
従って、本発明鋼は焼付硬化性が非常に優秀であるだけでなく２次加工脆性も優れ、また赤道の高温で６ヶ月以上長時間保管しても時効劣化が無い非常に優秀な製品であることが確認出来た。
一方、比較鋼１は、炭素含量が本発明鋼から提示した０．００１６−０．００２５％より高い０．００５４％が添加されたもので、ＤＢＴＴ特性が優秀でＢＨ値が非常に高いものの、ＡＩ値が３０ＭＰａ以上と耐時効性が非常に劣化することが分かるが、これは結晶粒大きさはＡＳＴＭ番号１１．２と非常に微細で本発明の結晶粒大きさ条件を満たしているが、鋼中固溶炭素含量が高いからである。
また、比較鋼２は、可溶Ａｌ含量が０．０４％であって本発明鋼から提示した条件である０．０８−０．１２％より低く、Ｔｉ含量が本発明鋼から提示した条件より高い０．０２５％添加された鋼であって、結晶粒大きさが大きく、ＢＨ値が低く、ＤＢＴＴ特性も良くないことが分かる。
即ち、比較鋼２は、ＡｌＮによる結晶粒微細化効果及びＢＨ値上昇効果がなく、また、高いＴｉ含量の添加によって鋼中添加された全ての炭素がＴｉＣに析出され焼付硬化性が殆どみられず、鋼中固溶炭素減少によってリン（Ｐ）との席競争（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｏｎ）効果が低くなりＤＢＴＴ特性も劣化したものである。
即ち、比較鋼２は、ＡｌＮによる結晶粒微細化効果及びＢＨ値上昇効果がなく、また、高いＴｉ含量の添加によって鋼中添加された全ての炭素がＴｉＣに析出され焼付硬化性が殆どみられず、鋼中固溶炭素減少によってリン（Ｐ）との席競争（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｏｎ）効果が低くなりＤＢＴＴ特性も劣化したものである。
比較鋼３は、他の成分は本発明鋼の成分条件を満たしているが炭素含量が０．００１２％と本発明範囲より低い鋼である。
従って、このような絶対炭素含量の低下によって結晶粒が粗大しＢＨ性及びＡＩ性も悪く、またＤＢＴＴも２０℃と劣化されることが分かる。
従って、このような絶対炭素含量の低下によって結晶粒が粗大しＢＨ性及びＡＩ性も悪く、またＤＢＴＴも２０℃と劣化されることが分かる。
比較鋼４は、可溶Ａｌは本発明の範囲より少量添加され、Ｎｂは本発明の範囲より多く含まれた鋼である。
従って、比較鋼４の場合には、Ａｌによる結晶粒微細化効果とＢＨ値の改善効果は期待できず、また、過度なＮｂ添加によってＮｂＣ析出物が過度に増加され結晶粒大きさはＡＳＴＭ番号９．１として本発明鋼から提示した結晶粒大きさを満たしているが、過度なＮｂＣ析出による鋼中固溶炭素不足によりＢＨ値が全く得られず、鋼中固溶炭素消滅によってＤＢＴＴ特性も非常に劣化することが分かる。
従って、比較鋼４の場合には、Ａｌによる結晶粒微細化効果とＢＨ値の改善効果は期待できず、また、過度なＮｂ添加によってＮｂＣ析出物が過度に増加され結晶粒大きさはＡＳＴＭ番号９．１として本発明鋼から提示した結晶粒大きさを満たしているが、過度なＮｂＣ析出による鋼中固溶炭素不足によりＢＨ値が全く得られず、鋼中固溶炭素消滅によってＤＢＴＴ特性も非常に劣化することが分かる。
比較鋼５は、本発明鋼から提示した条件と比較してみた時、Ｍｏが全く添加されずＭｏによる２次加工脆性の改善が期待出来ない。
即ち、比較鋼５はＢＨ性及びＡＩ性は優れるが、Ｍｏの未添加によってＤＢＴＴ特性が非常に劣化することが分かる。
即ち、比較鋼５はＢＨ性及びＡＩ性は優れるが、Ｍｏの未添加によってＤＢＴＴ特性が非常に劣化することが分かる。
比較鋼６は、Ｓｌｏ．Ａｌが本発明の範囲より少量添加され、またＭｏ及びＢが全く添加されていない鋼として、ＢＨ性とＡＩ性は優れるが高いＰ含量対比Ｍｏ及びＢの未添加で結晶粒間の結合力減少によってＤＢＴＴ特性が劣化することが分かる。
比較鋼７は、可溶Ａｌが本発明の範囲より少量添加され、また、Ｍｏ及びＢが添加されていない鋼として、ＢＨが３４．１程度で、ＡＩが２２．８程度で、またＭｏ及びＢの未添加によってＤＢＴＴ特性が劣化することが分かる。
比較鋼８は、Ｐ含量が０．１２％として本発明鋼から提示した成分範囲の０．０５−０．１１％を超過し、またＢが添加されていない鋼であって、ＭｏによってＤＢＴＴ特性は改善されるものの、Ｐの添加が非常に高くその改善効果には限界があり、特にＢの未添加によってＤＢＴＴ特性が良くないことが分かる。
比較鋼９は、Ｍｏが添加されない鋼として、ＡＩが３３．４ＭＰａと耐時効性が劣化されることが分かる。
比較鋼１０は、Ｎｂ／Ｃ比が本発明の範囲より低い鋼として、ＢＨ値が高いため焼付硬化性は優れるものの、ＡＩ値も高く耐時効性が劣化されることが分かる。
（実施例２）
Ｎｂ／Ｃ値を図８に示された通り変化させたことを除いては、表１及び表２の発明鋼８と同一の成分比及び同一の製造条件で試片を製造した後、Ｎｂ／Ｃ値の変化によるＢＨ値及びＡＩ値を測定し、その結果を図７に示した。
図７に示された通り、ＢＨ値３０ＭＰａ以上及びＡＩ値３０ＭＰａ以下を確保するためにはＮｂ／Ｃ値が０．３〜０．７の範囲を有すべきであることが分かる。
Ｎｂ／Ｃ値を図８に示された通り変化させたことを除いては、表１及び表２の発明鋼８と同一の成分比及び同一の製造条件で試片を製造した後、Ｎｂ／Ｃ値の変化によるＢＨ値及びＡＩ値を測定し、その結果を図７に示した。
図７に示された通り、ＢＨ値３０ＭＰａ以上及びＡＩ値３０ＭＰａ以下を確保するためにはＮｂ／Ｃ値が０．３〜０．７の範囲を有すべきであることが分かる。
上述の通り、本発明によると、焼付硬化性、耐時効性及び耐２次加工脆性に優れた高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板及び溶融めっき鋼板を提供することが出来る。
Claims (12)
- 重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、２０μｍ以下のＡｌＮ析出物が存在し、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、加工比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ、及び３４０〜３９０ＭＰａの引張強度を有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は３〜６ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、２０μｍ以下のＡｌＮ析出物が存在し、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、加工比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ、及び３４０〜３９０ＭＰａの引張強度を有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は３〜６ｐｐｍであることを特徴とする請求項３に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、２０μｍ以下のＡｌＮ析出物が存在し、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、加工比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ、及び３４０〜３９０ＭＰａの引張強度を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は３〜６ｐｐｍであることを特徴とする請求項５に記載の溶融めっき鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物から成り、２０μｍ以下のＡｌＮ析出物が存在し、結晶粒大きさがＡＳＴＭ番号９以上で、そして３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、加工比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ、及び３４０〜３９０ＭＰａの引張強度を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は３〜６ｐｐｍであることを特徴とする請求項７に記載の溶融めっき鋼板。
- 請求項１に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板を製造する方法であって、
重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、９００−９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、６００−６５０℃の温度範囲で巻取した後、７５−８０％の圧下率で冷間圧延した後、７７０−８３０℃の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板の製造方法。 - 請求項３に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板を製造する方法であって、
重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、９００−９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、６００−６５０℃の温度範囲で巻取した後、７５−８０％の圧下率で冷間圧延した後、７７０−８３０℃の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板の製造方法。 - 請求項５に記載の溶融めっき鋼板を製造する方法であって、
重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、９００−９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、６００−６５０℃の温度範囲で巻取した後、７５−８０％の圧下率で冷間圧延した後、７７０−８３０℃の温度範囲で連続焼鈍した後、溶融めっきした後、１．２−１．５％の圧下率で調質圧延することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。 - 請求項７に記載の溶融めっき鋼板を製造する方法であって、
重量％で、Ｃ：０．００１６−０．００２５％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２−１．２％、Ｐ：０．０５−０．１１％、Ｓ：０．０１％以下、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ：０．０８−０．１２％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３−０．０１１％、Ｍｏ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５−０．００１５％、Ｎｂ／Ｃ比（モル比）：０．３〜０．７、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、９００−９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、６００−６５０℃の温度範囲で巻取した後、７５−８０％の圧下率で冷間圧延した後、７７０−８３０℃の温度範囲で連続焼鈍した後、溶融めっきした後、１．２−１．５％の圧下率で調質圧延することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
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