JP5031751B2 - 焼付硬化性に優れた高強度冷間圧延鋼板、溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の外板材等に使用されている冷間圧延鋼板及びこれを利用した溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法に関するもので、より詳細には、耐時効性に優れた高強度焼付硬化性冷間圧延鋼板及びこれを利用した溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法に関するものである。

最近、自動車の燃費向上及び車体の軽量化を目的に車体に高強度鋼板を使用することにより、板の厚さの減少と共に耐デント性を向上させようとする要求が一層高まっている。

自動車用冷延鋼板に要求される特性としては降伏強度、引張強度、良好なプレス成形性、スポット（ｓｐｏｔ）溶接性、疲労特性及び耐食性等がある。

このうち、耐食性は、最近自動車部品の寿命延長のために要求される特性である。

このような耐食性向上用鋼板は大きく電気メッキ型と溶融メッキ型の二つに分類することができる。

電気メッキ用鋼板は、溶融メッキ材に比べメッキ特性が良好で、耐食性が優れているが溶融メッキ材に比べ鋼板価格が非常に高いため、最近では使用を渋り、溶融メッキ用素材が大部分利用されており、溶融メッキ用素材に対する耐食性の向上を要求している傾向である。

最近各国の製鉄所を中心に自動車用素材は、大部分溶融メッキ用素材を生産し自動車会社に供給中にあり、これにより溶融メッキ材でも過去の水準より遥かに優れた耐食性を確保することができる技術が続けて開発されることにより使用が増加する傾向にある。

一般的に鋼板は、強度と加工性が相反する特徴を示すことが普通である。このような二つの特性を満たすことができる鋼板として大きく複合組織型冷間圧延鋼板と焼付硬化型冷間圧延鋼板がある。

上記複合組織鋼は、一般的に容易に製造することができるもので、引張強度が３９０ＭＰａ級以上で自動車に使用される素材としては、高い引張強度に比べストレッチング性（ｓｔｒｅｔｃｈａｂｉｌｉｔｙ）を示す因子である伸び率は高いが、自動車のプレス成形性を示す平均ｒ値が低く、マンガン、クロム等高価の合金元素が過多に添加され製造原価の上昇をもたらす。

一方、焼付硬化鋼は、引張強度が３９０ＭＰａ以下の鋼でプレス成形時軟質鋼板に近い降伏強度を有するため、延性が優れており、プレス成形後、塗装焼付処理時、自ら降伏強度が上昇する鋼で強度が増加すると成形性が悪化する従来の冷間圧延鋼板に比べ非常に理想的な鋼として注目を浴びている。

焼付硬化は、鋼中に固溶された侵入型元素である炭素や窒素が変形する過程で生成された転位を固着して発生される一種の変形時効を利用したもので固溶炭素及び窒素が増加すると焼付硬化量は増加するが、固溶元素の過多により常温時効を伴い成形性の悪化をもたらすため、適切な固溶元素の制御が非常に重要である。

焼付硬化性を有する冷間圧延鋼板の製造方法としてはバッチ（箱）焼鈍法を利用する方法と連続焼鈍方法を利用する方法がある。

一般的に、低炭素Ｐ添加アルミニウム−キルド（Ａｌ−Ｋｉｌｌｅｄ）鋼を単純に低温で巻取、即ち熱間圧延巻取温度が４００−５００℃温度範囲の低温巻取を利用してバッチ（箱）焼鈍により焼付硬化量が約４０−５０ＭＰａ程度の鋼が主に使用された。

これはバッチ（箱）焼鈍法により成形性と焼付硬化性の両立がより容易なためであった。

一方、連続焼鈍法によるＰ添加Ａｌ−Ｋｉｌｌｅｄ鋼の場合、比較的早い冷却速度を利用するため、焼付硬化性の確保が容易な反面、急速加熱、短時間焼鈍により成形性が悪化する問題点があり加工性が要求されない自動車外板にのみ、その使用が制限されている。

最近、製鋼技術の飛躍的な発達に乗り、鋼中に適正な固溶元素量の制御が可能で、ＴｉまたはＮｂ等の強力な炭窒化物の形成元素を添加したＡｌ−Ｋｉｌｌｅｄ鋼板の使用で成形性に優れた焼付硬化型冷間圧延鋼板が製造され耐デント性が必要な自動車外板材用として使用が増加する傾向にある。

特許文献１にはＣ：０．０００５−０．０１５％、Ｓ＋Ｎ含量≦０．０５％のＴｉ及びＴｉ、Ｎｂ複合添加極低炭素冷間圧延鋼板に関して、また特許文献２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以上の鋼を製造する製造方法が提示されている。

上記の特許文献に提示された方法はＴｉ、Ｎｂの添加量、或いは焼鈍時の冷却速度を制御することにより、鋼中の固溶元素量を適切にし材質の劣化を防ぎながら焼付硬化性を与えることである。しかし、ＴｉまたはＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼の場合、適正な焼付硬化量の確保のためには製鋼工程でＴｉ及び窒素、硫黄の厳しい制御が必要になるため、原価上昇の問題が発生する。

また、上記Ｎｂ添加鋼の場合には、高温焼鈍による作業性悪化及び特殊元素添加による製造原価の上昇をもたらす。

一方、特許文献３及び特許文献４[ベツレヘムスチール（Ｂｅｔｈｌｅｈｅｍ Ｓｔｅｅｌ）]にはＣ：０．０００５−０．１％、Ｍｎ：０−２．５％、Ａｌ：０−０．５％、Ｎ：０−０．０４％でありながらＴｉ含量を０−０．５％、Ｖ含量を０．００５−０．６％の範囲に制御したＴｉ−Ｖ系極低炭素鋼を利用して焼付硬化型冷間圧延鋼板を製造する方法が開示されている。

一般的にＶはＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素よりさらに安定して焼鈍温度を低めることができる。従って、熱間圧延中にＶにより生成した炭化物であるＶＣ等はＮｂ系より焼鈍温度を低く管理しても再溶解による焼付硬化性を与えることができる。

しかし、ＶはＶＣのような炭化物を形成はするが、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に立たないため、上記特許文献ではＴｉを約０．０２％以上添加して成形性を図っている。

従って、上記特許文献は多量のＴｉ添加による製造原価上昇のみではなく、結晶粒のサイズが大きいため、耐時効性側面でも多少不利であるという問題点がある。

一方、新たな合金元素を添加する方法が特許文献５、特許文献６、特許文献７及び特許文献８等に提示されている。

上記特許文献５ではＳｎを添加することにより、ＢＨ性を上昇させる方法が提示されており、また、特許文献６ではＶをＮｂと複合添加することにより結晶粒界の応力集中を緩和させ延性を改善させる方法が提示されている。

また、特許文献７にはＺｒにより成形性を改善させる方法が提示されており、特許文献８にはＣｒを添加して高強度化及び加工硬化指数（Ｎ値）の劣化を最小化させることにより成形性を確保する方法が提示されている。

しかし、上記の技術は単に焼付硬化性の改善または成形性を改善することにのみ注目しており、焼付硬化性の上昇による耐時効性の劣化問題、そして焼付硬化鋼の高強度化により必然的に添加されるＰ含量の増加による２次加工脆性等の問題に対しては言及していない。

一般的に焼付硬化性が増加すると、常温耐時効性は劣化し、特に本発明者の研究結果によると高強度化のために添加されるＰ含量が増加するほど鋼中の固溶炭素が存在する焼付硬化鋼でも２次加工脆性が劣化し、これはＰ含量の増加によりその劣化程度がさらに深刻になることが分かった。

例えば、引張強度３４０ＭＰａ級の焼付硬化鋼を製造するために添加されるＰ含量が０．０７％である場合、２次加工脆性を判断する基準であるＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が伸び比（Ｄｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）１．９で−２０℃、３９０ＭＰａ級の高強度鋼を製造するためにＰ含量を約０．０９％程度添加する場合、ＤＢＴＴは０〜１０℃で非常に劣化したことが分かる。

このような鋼材は、全てＢを約５ｐｐｍ程度添加した鋼材で、一般的にＢを添加する場合、耐２次加工脆性が改善されると知られているが、Ｐ含量が過度に多いためＢによるＤＢＴＴ改善に限界があったと判断される。

一方、耐２次加工脆性改善のために、現水準より過度にＢを添加するとＢによる材質劣化をもたらすため、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ＤＢＴＴが−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な実情である。

日本特許公報昭６１−０２６７５７号 日本特許公報昭５７−０８９４３７号 米国特許第５,５５６,４８５号 米国特許第５,６５６,１０２号 日本公開特許公報平５−９３５０２号 日本公開特許公報平９−２４９９３６号 日本公開特許公報平８−４９０３８号 日本公開特許公報平７−２７８６５４号

本発明は焼付硬化性、常温耐時効性及び耐２次加工脆性に優れた高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法を提供することに、その目的がある。

また、本発明は上記の本発明の高強度冷間圧延鋼板を利用した溶融メッキ鋼板を提供することに、その目的がある。

以下、本発明に対して説明する。

本発明は重量％で、Ｃ：０．００２５−０．００３５％、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：０．００５−０．０１８％、Ｍｏ：０．１―０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、Ｔｉ含量が下記関係式（１）を満たし、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
[関係式１]
Ｔｉ＊（有効Ｔｉ）＝総（Ｔｏｔａｌ）Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０
そして、３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、伸び比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ及びＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上の結晶粒のサイズを有する耐時効性に優れた高強度焼付硬化性冷間圧延鋼板（以下、“高温巻取鋼板”とも称する）及びこの冷間圧延鋼板を利用した溶融メッキ鋼板に関するものである。

また、本発明は重量％で、Ｃ：０．００２５−０．００３５％、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：０．００５−０．０１８％、Ｍｏ：０．１−０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、Ｔｉ含量が下記関係式（１）を満たし、
[関係式１]
Ｔｉ＊（有効Ｔｉ）＝総（Ｔｏｔａｌ）Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０
残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成されるＡｌ−キルド鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、９００−９５０℃の温度範囲で仕上げの熱間圧延し、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、７６０−７９０℃の温度範囲で連続焼鈍した後、１．２−１．５％の圧下率で調質圧延を行い耐時効性に優れた高強度焼付硬化性冷間圧延鋼板の製造する方法（以下、“高温巻取鋼板の製造方法”とも称する）に関するものである。

また、本発明は重量％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：０．００８−０．０１８％、Ｍｏ：０．１−０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、
Ｔｉ含量及び鋼中の固溶炭素含量が夫々下記式（１）及び式（２）を満たし、
[関係式１]
Ｔｉ＊[有効（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ）Ｔｉ]＝総（Ｔｏｔａｌ）Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０
[関係式２]
Ｃ＊（結晶粒界に存在する固溶炭素量（ＧＢ−Ｃと称する）＋結晶粒内に存在する固溶炭素量（Ｇ−Ｃと称する））＝総（Ｔｏｔａｌ）Ｃ（ｐｐｍ）−Ｃ ｉｎ ＴｉＣ＝８〜１５ｐｐｍ
[前記式２において、ＧＢ−Ｃ量（結晶粒界内の固溶炭素量）:５〜１０ｐｐｍ及びＧ−Ｃ量（結晶粒内の固溶炭素量）:３−７ｐｐｍの条件を満たさなければならない]
そしてＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上の焼鈍後の結晶粒のサイズ、３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下のＡＩ値及び３４０〜３９０ＭＰａの引張強度を有する焼付硬化性に優れた高強度冷間圧延鋼板（以下、“低温巻取鋼板”とも称する）及びこれを利用した溶融メッキ鋼板に関するものである。

また、本発明は重量％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：０．００８−０．０１８％、Ｍｏ：０．１−０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、
Ｔｉ含量が上記式（１）を満たすアルミニウムキルド（Ａｌ−Ｋｉｌｌｅｄ）鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、熱間圧延し９００−９５０℃の温度範囲で仕上げの熱間圧延し、５００−５５０℃の温度範囲で低温巻取した後、７５−８０％の圧延率で冷間圧延し、７７０−８３０℃の温度範囲で連続焼鈍した後、１．２−１．５％の圧延率で調質圧延して焼付硬化性に優れた高強度冷間圧延鋼板の製造する方法（以下、“低温巻取鋼板の製造方法”とも称する）に関するものである。

上述のように、本発明によると焼付硬化性、常温耐時効性及び耐２次加工脆性に優れた高強度冷間圧延鋼板及び溶融メッキ鋼板が提供されることができる。

また、本発明によると、焼付硬化性及び常温耐時効性に優れた引張強度３４０〜３９０ＭＰａ級の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板及びこれを利用した溶融メッキ鋼板を得ることができる。

以下、本発明に対して詳細に説明する。

一般的に鋼中に炭素や窒素を添加すると、熱間圧延段階においてＡｌ、ＴｉまたはＮｂ等の析出物形成元素と結合してＴｉＮ、ＡｌＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２及びＮｂＣ等の炭窒化物を形成するようになり、このような炭窒化物形成元素と結合できなかった炭素や窒素は鋼中で固溶状態で存在するようになり焼付硬化性または耐時効性に影響を及ぼす。

特に、窒素は炭素に比べ拡散速度が非常に大きいため、ＢＨ性の上昇対比耐時効性の劣化が非常に致命的である。従って、一般的に窒素は鋼中で可能な限り除去し、特にＡｌまたはＴｉが高温で炭素より窒素と優先析出するため、鋼中の窒素によるＢＨ性や耐時効性への影響は殆どないと判断しても大きな問題はない。

しかし、炭素は鋼に必須不可欠に入る元素で、その含量により鋼の特性が決まる。

本発明で提案しようとする焼付硬化鋼は、このような炭素の役割が非常に重要で、鋼中に少量の固溶炭素を残存させることにより焼付硬化性と耐時効性の向上を同時に図る。

しかし、鋼中に存在する固溶炭素も存在する位置、即ち、結晶粒界に存在するか、または結晶粒内に存在するかにより焼付硬化性及び耐時効性に及ぼす影響は変わりうる。

即ち、内部摩擦試験を通じて測定することができる固溶炭素は、主に結晶粒内に存在する固溶炭素で、移動が比較的に自由なので可動転位と結合して時効特性に影響を及ぼす。このような時効特性を評価する項目が時効指数、即ち、ＡＩ（ＡｇｉｎｇＩｎｄｅｘ）である。

一般的に、時効指数（ＡＩ）値が３０ＭＰａ以上になる場合、常温で６ヶ月維持前に時効が発生しプレス加工時に深刻な欠陥を生じうる。

しかし、結晶粒界内に存在する固溶炭素は比較的に安定な領域である結晶粒界に存在することにより内部摩擦のような振動試験法によっては検出しにくい。

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にＡＩ試験のような低温では時効に影響を殆ど及ぼさないが、高温のベーキング（ｂａｋｉｎｇ）条件では活性化され、焼付硬化性に影響を及ぼすようになる。

従って、結晶粒内の固溶炭素は時効性と焼付硬化性に同時に影響を及ぼすが、結晶粒界内に存在する固溶炭素は焼付硬化性にのみ影響を与えるようになる。

しかし、結晶粒界が比較的安定した領域であるため、結晶粒界内に存在する全ての固溶炭素が焼付硬化性には影響を与えず、通常結晶粒界内に存在する固溶炭素量の５０％程度が焼付硬化性に影響を及ぼすと報告されている。

従って、このような固溶炭素の存在状態を適切に制御する場合、即ち、添加された固溶炭素を可能な限り結晶粒内よりは結晶粒界に存在させることができるように制御する場合、耐時効性と焼付硬化性を同時に確保することができる。

このために、先ず鋼中に添加する炭素量の適切な管理と共に結晶粒のサイズを制御することが重要である。これは添加される炭素量が非常に多いか、少ない場合、固溶炭素の存在位置を制御しても適切な焼付硬化性と耐時効性を確保しにくいためである。

図１は、本発明者が行った研究結果の結晶粒のサイズの変化による焼付硬化量（ＢＨ）値と時効指数（ＡＩ）値の関係を示したものである。

図１に示したように、結晶粒のサイズ番号[ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ ｎｕｍｂｅｒ（Ｎｏ）；ＡＳＴＭ Ｎｏ．]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値の低下が著しく、これによりＢＨ−ＡＩ値が次第に増加し耐時効性に優れることが分かる。

図１の結果に基づいて本発明者は鋼中に存在する固溶炭素を可能な限り多く結晶粒界内に分布させるために焼鈍板結晶粒のサイズを適切水準以下に微細化させようとした。

本発明者の研究の結果、焼付硬化性の劣化を最少化させながら耐時効性を極大化させるためには結晶粒のサイズをＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上に制御することが好ましいことが分かった。

一方、結晶粒界内に多量の固溶炭素を分布させても鋼中の総（Ｔｏｔａｌ）炭素量を厳しく制御する必要がある。これは鋼中の炭素含量が過度に増加すると、結晶粒のサイズが微細になっても結晶粒内に存在する固溶炭素量が添加される総炭素量に比例して増加され鋼中の固溶炭素量の増加により常温耐時効性が劣化するためである。

本発明ではこのような条件を満たすために総炭素量を高温巻取材の場合は、２５−３５ｐｐｍに設定する。

一方、本発明により低温巻取（巻取温度：５００−５５０℃）する場合には、鋼の総炭素量を１６−２５ｐｐｍに設定する。巻取温度によって必要な総炭素量の差異は以下で説明する。

本発明者は、上記の条件で耐時効性と焼付硬化性を両立させることができる鋼中の固溶炭素の影響を調査した結果、本発明のように結晶粒がＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上で非常に微細な場合に対して図２のような結果を得ることができた。

即ち、図２に示したように微細な結晶粒を有するＴｉまたはＮｂ添加極低炭素鋼の固溶炭素変化による焼付硬化性を調査した結果、耐時効性を考慮して設定された焼付硬化量３０〜５０ＭＰａを満たす結晶粒界内の固溶炭素量は約３〜７ｐｐｍであることが分かった。

また、本発明鋼で添加されるＴｉ、炭素含量を考慮して析出されたＴｉＣ析出物を除いた総（Ｔｏｔａｌ）固溶炭素量が約８〜１５ｐｐｍであることが分かった。

このような結果を通じ、焼付硬化性と耐時効性を両立させながら、得ることができる条件として式（２）を導出した。

[関係式２]
Ｃ＊（結晶粒界に存在する固溶炭素量（ＧＢ−Ｃと称する）＋結晶粒内に存在する固溶炭素量（Ｇ−Ｃと称する））＝総（Ｔｏｔａｌ）Ｃ（ｐｐｍ）−Ｃ ｉｎ ＴｉＣ＝８〜１５ｐｐｍ
[上記式２において、ＧＢ−Ｃ量（結晶粒界内の固溶炭素量）:５〜１０ｐｐｍ及びＧ−Ｃ量（結晶粒内の固溶炭素量）:３−７ｐｐｍの条件を満たさなければならない]

即ち、上記式（２）のように結晶粒内に約３〜７ｐｐｍの固溶炭素を存在させることにより、本発明鋼で要求する焼付硬化性と耐時効性を確保することができた。

しかし、上記のように炭素含量を制御してもＴｉ添加極低炭素鋼でＴｉがＴｉＮまたはＴｉＳのような析出物を形成する量より多く添加される場合、Ｔｉが炭素と結合してＴｉＣのような炭化物を形成するようになる。

また、このような条件では、Ｔｉ含量の変化によって鋼中に残存する固溶炭素量が変化するようになるため、適切な固溶炭素量の制御が難しい。

従って、本発明ではこのような問題を克服するために下記関係式（１）のようにＴｉがＳ、Ｎと結合する量より少なく添加して添加される全ての炭素が鋼中に残存するように制御しようとした。

[関係式１]
Ｔｉ＊（有効Ｔｉ）＝総Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０

一方、本発明鋼では、Ｔｉ添加の他にも焼付硬化性と耐時効性をより安定に確保するためにＡｌ添加を通じたＡｌＮ析出物の効果を考慮した。

一般的に、Ａｌ含量が低いＴｉ添加鋼で窒素は１３００℃以上の高温でＴｉＮまたはＡｌＮで大部分粗大に析出することにより固溶硬化効果または結晶粒微細化に大きな影響を与えることができない。

従って、このようなＡｌＮはＴｉＮ析出物のように鋼中の固溶窒素を除去する効果のみがある。

本発明を利用して多様な実験を行った結果、炭素の含量が高温巻取材では２５−３５ｐｐｍ、低温巻取材では１６−２５ｐｐｍに非常に狭く限定されているため、狭い範囲内でＢＨ性と耐時効性を有する焼付硬化鋼を製造するようになる。

顧客の場合、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、可能な限り耐時効性を阻害し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は非常に有効である。即ち、Ｓｏｌ．Ａｌを通常の水準である０．０２−０．０６％の範囲で添加する場合は、単純に固溶窒素を固定させる役割を行うようになるが、０．０８％以上添加するとＡｌＮの析出物が非常に微細になり、焼鈍再結晶時に結晶粒の成長を妨害する一種の障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）の役割をするようになるため、Ｓｏｌ．Ａｌを添加しないＴｉ添加鋼より結晶粒がより微細になり、これによりＡＩ値の変化なく焼付硬化性が増加する効果を発揮するようになる。

図３は、Ｓｏｌ．Ａｌ含量の変化による溶融メッキ材の機械的性質の変化を示したものである。

図３に示したように、Ａｌ含量の増加によってＢＨ値が増加した後、再び減少しており、ＢＨ性の効果を発揮するＳｏｌ．Ａｌの含量は約０．０８−０．１２％であることが分かる。Ｓｏｌ．Ａｌ含量がこの範囲から外れると、成形性を示す指数であるｒ値と伸び率（Ｅｌ）が低下し、また過度なＳｏｌ．Ａｌの添加により製鋼時に酸化介在物が増加し表面品質の劣化が発生する。

本研究を通じ、発明者はＳｏｌ．Ａｌ含量を０．０８−０．１２％と提案した。

下記関係式（３）は、本発明者が提示したＳｏｌ．Ａｌ含量の範囲内で焼付硬化性の向上に及ぼすＳｏｌ．Ａｌの添加効果を統計的な方法で示したものである。

[関係式３]
焼付硬化量（ＢＨ）＝５０−（８８５×Ｔｉ）＋（６２×Ａｌ）

本発明の鋼板において、Ｔｉ及びＡｌ含量は上記関係式（３）における焼付硬化量が３０ＭＰａ以上になるように制御されたことが好ましい。

本発明では上記の炭素含量、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＴｉ含量と共に熱延巻取温度の役割が非常に重要である。特に、このような巻取温度は本発明鋼において図っているＢＨ性と常温耐時効性を両立するために添加する総炭素含量を決める非常に重要な因子として作用する。

本発明鋼のようにＴｉを利用して結晶粒の微細化効果によるＢＨ性の向上及び常温耐時効性の改善を図っても巻取温度が非常に増加すると、熱間圧延段階において結晶粒が増加するため、後の再結晶の焼鈍時に結晶粒のサイズがＡＳＴＭ Ｎｏ．９以下になる結晶粒の粗大化が発生しＡＩ値が本発明鋼で要求する３０ＭＰａ以上を超えるようになる。

巻取温度を一定水準以下に低めると、常温耐時効性は改善されるが、結晶粒の微細化が非常に厳しくなり、またＴｉ添加鋼の場合、低温巻取により鋼中の固溶炭素が増加し降伏強度が増加し伸び率及びｒ値が減少することで成形性の劣化のみではなく、時効性劣化ももたらす。

また、添加する総炭素量の側面でも本発明鋼で巻取温度による適正ＢＨ性と常温耐時効性の両立のためには鋼中の炭素含量が２５−３５ｐｐｍである場合には熱延巻取温度を６００−６５０℃に狭く制限しなければならず、鋼中の炭素の含量が１６−２５ｐｐｍである場合には巻取温度を５００−５５０℃に制限しなければならないことが分かった。

これについて詳細に説明すると以下の通りである。

一般的に、Ｔｉを添加した極低炭素の鋼板の場合、鋼中に生成される析出物としてはＴｉＮ、ＴｉＳ、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２、ＦｅＴｉＰ及びＴｉＣ等がある。

このような析出物のうち、ＴｉＦｅＰは一般的にＰ含量が０．０４％以上高く添加される場合に生成される析出物で、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２はスラブの均質化熱処理温度が１２００℃以下の低温でＰ含量が０．０４％以下の場合に生成される析出物であり、本発明鋼では生成されない析出物である。

Ｔｉ添加量を化学量論（Ｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ）以上、即ち、Ｔｉ≧（４８/１４）Ｎ＋（４８/３２）Ｓの式を満たすようにＴｉを添加する場合生成される析出物はＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣ等がある。

Ｔｉ量が化学量論以下に添加される場合、ＴｉＣ析出物は生成されないと知られているが、本発明者を始め、多くの研究者によりＴｉ当量以下でも少量のＴｉＣ析出物が生成されることが確認された。

図４は、本発明者が巻取温度を夫々７００℃及び５４０℃に変換させたＴｉ添加鋼を対象にＴｉ含量による焼付硬化量及び鋼中の固溶炭素量の変化を調査した結果である。

図４に示したように、Ｔｉ含量が増加する場合、焼付硬化量及び鋼中の固溶炭素は次第に減少することが分かる。

しかし、同じＴｉ含量条件で７００℃の高温巻取材より５４０℃の低温巻取材で焼付硬化量と固溶炭素量が高かった。

２つの巻取温度条件に対する試片を電子顕微鏡で観察した結果、上記の現象はＴｉＣ析出物の析出挙動によるものであることが分かった。即ち、高温巻取材の場合には鋼中に相当量のＴｉＣ析出物が存在していたが、低温巻取材の場合にはこのようなＴｉＣ析出物を略観察することができなかった。従って、高温巻取材ではＴｉＣ析出物で存在していた炭素が低温巻取材では大部分固溶状態で存在し、焼付硬化値を増加させる役割をしたと判断された。

一般的に、ＴｉＣ析出物は７００℃以上の高温巻取時、安定化され連続焼鈍において再溶解させ固溶炭素を確保するためには８６０℃以上の高温焼鈍が必要であるため、焼鈍作業中、バックリング（Ｂｕｃｋｌｉｎｇ）等の問題と共に作業性の悪化が発生する。

しかし、本発明者は５５０℃以下の低温巻取を行う場合、ＴｉＣ析出物を準安定の析出物で維持させることにより極低炭素鋼の通常の温度範囲である７７０−８３０℃の連続焼鈍作業でもＴｉＣ析出物の再溶解による固溶炭素を確保することができることが確認できた。

このような事実から考えると、低温巻取材で添加される総炭素量が高温巻取材の場合より低く添加されるべきであることが分かり、本発明鋼では高温巻取材は２５−３５ｐｐｍ、低温巻取材は１６−２５ｐｐｍに管理することが適正であった。

一方、２次加工脆性の側面では、一般的に自動車会社で行われる部品の成形は複数の反復プレス（ｐｒｅｓｓ）加工により所望の形状を得ることができる。即ち、２次加工脆性は１次プレス加工後、その後に行われる加工で加工クラック（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結晶粒の結合力を弱化させるため、粒界を中心に破壊が起こるようになる。

２次加工脆性を除去するためには、基本的にリン（Ｐ）元素を添加しないことが好ましいが、通常、強度の増加に比べ伸び率の低下が小さい固溶元素がＰであり、何よりもコスト（ｃｏｓｔ）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、基本的に添加されなければならないが、最近では製造原価が多少上がってもこのような２次加工脆性を除去するために、リンの代わりに固溶元素を通じた強化効果を図る研究も進められている。

しかし、現在までの研究結果から考えると当分はＰが鋼の強化元素として続けて使用されることと予想される。

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に焼付硬化鋼のように鋼中の固溶元素を残存させるか、Ｂ等を添加させリンとの位置競争効果（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）または結晶粒界の結合力を増加させるか、熱間圧延段階で巻取温度を一定温度以下に低めてＰ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められているが、完全な解決策にはならないことが実情である。

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に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ため、２次加工脆性の改善に非常に有利であった。

また、Ｍｏは、鋼中で固溶炭素と親和力があり、常温で長時間維持時、固溶炭素の転位への拡散を抑えるため耐時効性にも有利である。

図５は、本発明者のＭｏ添加による耐時効性の改善効果を統計的な方法で分析した結果を示すものである。

図５に示したように、Ｍｏ含量の増加によってＢＨ性には大きな差異がないが、ＡＩ値は低くなり耐時効性が改善されることが分かる。

しかし、本発明者の研究結果、Ｎｂ添加鋼では０．１％未満のＭｏのみでも時効性の改善を期待することができたが、本発明鋼のようにＴｉ添加鋼の場合はＮｂ添加鋼に比べ結晶粒が多少大きく、添加される炭素含量も多少多いため、耐時効性の改善のためにはＭｏ含量の増加が必要であった。

このために、Ｔｉ添加鋼でＭｏ添加量による耐時効性を評価した結果、０．１−０．２％水準のＭｏ添加が耐時効性及び２次加工脆性に非常に効果的であった。

下記関係式（４）はＴｉ添加鋼でＭｏの耐時効性の改善効果を統計的な方法で示したものである。

[関係式４]
時効指数（ＡＩ）＝４４−（４２３×Ｔｉ）−（１２５×Ｍｏ）

本発明鋼板において、Ｔｉ及びＭｏ含量は上記関係式（４）における時効指数が３０ＭＰａ以下になるように制御されたことが好ましい。

一方、２次加工脆性をより向上させるために既存に適用していた様々な方法、即ち、Ｂの適正添加及び巻取温度の適正化等を同時に適用することにより２次加工脆性の向上を極大化しようとした。

以下、本発明の鋼成分及び製造条件等に対して説明する。

炭素（Ｃ）は、固溶硬化と焼付硬化性を示す元素である。

先ず、高温巻取材では炭素含量が０．００２５％未満である場合、非常に低い炭素含量により引張強度が足らず、Ｔｉ含量が関係式（１）のように添加されても鋼中に存在する絶対炭素含量が低く、充分な焼付硬化性が得られない。

一方、その含量が０．００３５％を超える場合には、Ｎｂ添加鋼で結晶粒の微細化効果が非常に増加し、焼付硬化性が非常に高く、２次加工脆性は向上されるが、過度な固溶炭素量の残存により常温耐時効性が確保されず、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生するため成形性と延性が低下する。

従って、本発明では炭素の含量を０．００２５〜０．００３５％に制限することが好ましい。

低温巻取鋼板で炭素含量が０．００１６％未満である場合には、高温巻取材に比べ相対的に鋼中の固溶炭素量は大きいが、炭素含量が０．００１６％未満では低温巻取材でも非常に低い水準に該当するため、引張強度が足らず、上記式（１）のようにＴｉを添加し、または低温巻取により生成される少量のＴｉＣ析出物を連続焼鈍作業で再溶解させ固溶炭素を確保しても鋼中に存在する絶対炭素含量が低いので、充分な焼付硬化性が得られない。

また、固溶炭素−Ｐ間の位置競争効果（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ）が無くなり、２次加工脆性の側面でも非常に劣化する。

また、炭素含量が０．００２５％を超えると、本発明の低温巻取材で存在する鋼中の粒内固溶炭素量が本発明鋼で提示した３−７ｐｐｍを超えて焼付硬化性が非常に高くなり、結果的に目標とする常温耐時効性が確保されず、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生するため成形性と延性が低下する。このため、炭素含量は０．００１６〜０．００２５％に制限することが好ましい。

シリコン（Ｓｉ）は、鋼の強度を増加させる元素で、添加量が増加するほど強度は増加するが、延性の劣化が著しく、溶融メッキ性を劣化させる元素であるため、可能な限り低く添加することが有利である。

本発明ではＳｉによるメッキ特性劣化を含む材質劣化を防ぐために、その添加量を０．０２％以下に制限する。

マンガン（Ｍｎ）は、延性の損傷なく粒子を微細化させて鋼中の硫黄を完全にＭｎＳで析出させ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。本発明鋼でＭｎ含量が０．２％未満になると、適切な引張強度を確保することができず、また１．２％を超えて添加されると、固溶強化により強度の急激な増加と共に成形性が劣化し、特に溶融メッキ鋼板の製造時に焼鈍工程でＭｎＯのような酸化物が表面に多量に生成されメッキ密着性を劣化させ、また縞模様等のようなメッキ欠陥が多量発生し製品品質が劣化されるため、その添加量は０．２−１．２％に制限することが好ましい。

リン（Ｐ）は、固溶強化効果が最も大きい置換型合金元素で、面内異方性を改善して強度を向上させる役割をする。

また、本発明者の研究結果、Ｐは熱間圧延板の結晶粒を微細化させ、後の焼鈍段階で平均ｒ値の向上に有利な（１１１）集合組織の発達を助長する役割をし、特に焼付硬化性の影響側面で炭素との位置競争（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎ）効果によりリンの含量が増加するほど焼付硬化性は増加する傾向を示すことを確認することができた。

しかし、リンの増加時、結晶粒界の結合力の弱化により２次加工脆性が劣化する問題がある。

上記リンの含量が０．０５％未満である場合、結晶粒界に存在するリンの含量が少ないため、２次加工脆性は改善されるが、結晶粒の微細化効果による材質改善効果は微弱で、０．１１％を超える場合には成形性の向上に比べ急激な強度上昇が発生し、またＰ量の過多添加によりＰが粒界に偏析して材料を脆化させる２次加工脆性が発生する恐れが大きくなる。従って、Ｐの含量は０．０５-０．１１％に制限する。

硫黄（Ｓ）は、高温でＭｎＳのような硫化物で析出させＦｅＳによる熱間脆性を防がなければならない元素である。

しかし、Ｓの含量が過多な場合、ＭｎＳで析出して残ったＳが粒界を脆化させ熱間脆性を引き起こす可能性がある。

また、Ｓの添加量がＭｎＳ析出物を完全に析出させる量でもＳ含量が多い場合、過度な析出物による材質劣化が発生するため、その添加量を０．０１％以下に制限することが好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）は通常鋼の脱酸のために添加するが、本発明ではＡｌＮ析出による結晶粒の微細化効果及び焼付硬化性を向上させる効果を発揮する。

上記関係式（３）にも示したように、Ａｌの添加量が多いほどＢＨ性に有利である。

本発明では多量のＡｌＮ析出物により結晶粒の微細化を図ることにより耐時効性の劣化なくＢＨ性を向上させる。

しかし、材質等を考慮する場合、適正添加量の制御が必要である。

本発明でＡｌの添加効果を得るためには、Ａｌ含量は少なくとも０．０８％以上添加しなければならない。

しかし、Ａｌを０．１２％を超えて添加すると、成形性の劣化と共に製鋼時に酸化介在物の増加により表面品質が低下し、また過多なＡｌ添加による製造費用の上昇をもたらすようになるため、その添加量は０．０８−０．１２％に制限することが好ましい。

窒素（Ｎ）は、焼鈍前また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、時効劣化が他の侵入型元素に比べ非常に大きいため、ＴｉまたはＡｌにより固定する必要がある。

一般的に、窒素は炭素に比べ拡散速度が非常に速いため、固溶窒素で存在する場合、固溶炭素に比べ常温耐時効性の劣化が非常に深刻である。

また、このような固溶窒素の残存により降伏強度が増加し、伸び率及びｒ値が劣化するため、本発明ではその含量を０．００２５％以下に制限する。

Ｔｉは、炭窒化物形成元素で、鋼中にＴｉＮのような窒化物、ＴｉＳまたはＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２のような硫化物及びＴｉＣのような炭化物を形成させる。

しかし、本発明鋼は鋼中に固溶炭素を残存させる鋼種で、Ｔｉ含量を上記式（１）のように制御する必要がある。

また、Ｔｉ含量が０．００５％より少ない場合には上記関係式（１）は満たすが、Ｔｉ含量が少なすぎて結晶粒のサイズが増加し結晶粒の微細化効果がなくなる。

即ち、これは本発明鋼で求める結晶粒の微細化効果による耐時効性の向上効果に違背するようになり、耐時効性が劣化し、また鋼中の固溶炭素により伸び率及びｒ値のような成形性の劣化を伴うようになる。

一方、Ｔｉ含量が０．０１８％を超える場合、上記関係式（１）の条件を満たすことが出来ず、鋼中の固溶炭素の減少による焼付硬化性の減少をもたらすようになる。

このように、本発明ではＴｉの含量が０．００５〜０．０１８％でありながら上記関係式（１）を満たさなければならない。

本発明の低温巻取鋼板はＴｉの含量が０．００８〜０．０１８％でありながら上記関係式（１）を満たさなければならない。

Ｍｏは、本発明で考慮される非常に重要な元素のうち一つである。

Ｍｏは、鋼中に固溶され強度を向上させるか、Ｍｏ系炭化物を形成させる役割をする。しかし、何よりもＭｏの重要な役割は、固溶状態で存在時、結晶粒界の結合力を増加させてリンによる結晶粒界の破壊、即ち、２次加工脆性を改善し、また固溶炭素との親和力により炭素の拡散を抑えさせることにより耐時効性を向上させることである。このためには適切な範囲のＭｏ添加が必要である。

Ｍｏが０．０１％未満であれば、Ｔｉ添加鋼で上記の効果は得られない。

また、Ｍｏ含量が０．２％を超える場合、Ｍｏの添加に比べ２次加工脆性または耐時効性の改善効果が微々で、多量のＭｏ添加により製造費用が著しく増加する問題がある。従って、製造費用及び添加量対比効果等を考慮すると、Ｍｏ含量は０．１−０．２％の範囲に制限することが好ましい。

上記関係式（４）はＭｏによる耐時効効果を定量的な方法で示したものである。

Ｂは、侵入型元素で、鋼中に存在するようになり粒界に固溶されるか、または窒素と結合してＢＮのような窒化物を形成する。Ｂは、添加量対比材質の影響が非常に大きい元素で、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次加工脆性を改善させる。しかし、一定量以上に添加されると、強度の増加及び延性の著しい減少が引き起こる材質劣化が発生するため、適正範囲の添加が必要である。

本発明では、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その含量を０．０００５−０．００１５％に設定する。

以下、本発明の鋼の製造方法について説明する。
上記のように組成される鋼スラブ（Ｓｌａｂ）を熱間圧延前のオーステナイト組織が充分に均質化されることができる１２００℃以上で再加熱して、Ａｒ_３温度直上である９００−９５０℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げる。

スラブ再加熱温度が１２００℃未満である場合、鋼の組織が均一なオーステナイト結晶粒になれず、混粒が発生するようになるため、材質の劣化をもたらす。

熱間圧延仕上げの温度が９００℃未満である場合、熱間圧延コイルの上（ｔｏｐ）、下（ｔａｉｌ）部及び縁が単相領域になり面内異方性の増加及び成形性が劣化する。

また、９５０℃を超える場合、著しく粗大粒が発生し、加工後、表面にオレンジピール（ｏｒａｎｇｅ ｐｅｅｌ）等の欠陥が生じやすい。

上記の熱間圧延加工後、結晶粒のサイズがＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上の適切な結晶粒の微細化効果と共に過度な結晶粒の微細化による成形性の悪化を防ぐために炭素含量が２５−３５ｐｐｍに添加された発明鋼の場合は、６００−６５０℃で巻取をすることが必要である。巻取温度が６５０℃を超える場合、焼鈍後、結晶粒のサイズが増加し炭素及びＴｉ含量を本発明鋼で提示した成分条件を満たしても充分な結晶粒の微細化効果を得ることが出来ず、また、リンの粒界偏析が増加し耐２次加工脆性が劣化する。

上記巻取温度が６００℃未満である場合、結晶粒のサイズは微細化されるが、その程度が酷すぎて耐時効性と共に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。

一方、鋼中の総炭素含量が０．００１６〜０．００２５％である発明鋼の場合、巻取温度は５００−５５０℃に制限することが好ましい。

上記巻取温度が５５０℃を超える場合には結晶粒のサイズの増加により若干加工性の改善効果はあるが、少量析出するＴｉＣ析出物が安定化され充分な焼付硬化性が得られない。

また、ＴｉＣ析出物の再溶解による適正固溶炭素を確保するためには８６０℃以上の高温焼鈍が必要であるため、焼鈍作業時に作業性の悪化が発生する。

一方、巻取温度が５００℃より低い場合には、連続焼鈍後にＴｉＣ析出物の再溶解による適正焼付硬化性は確保されるが、巻取温度が非常に低く結晶粒が著しく微細になり成形性の劣化をもたらすようになり、また低温巻取を行うための熱間作業性が悪化する。

上記のように熱間圧延が完了した鋼は、通常の方法により酸洗いを行った後、７５−８０％の冷間圧延率で冷間圧延を行う。

冷間圧延率を７５％以上に高くした理由は、本発明で求める結晶粒の微細化効果による耐時効性の改善と共に成形性、特にｒ値を改善するためである。

一方、冷間圧延率が８０％を超える場合、結晶粒の微細化効果は大きいが、過度な圧延率により結晶粒のサイズの微細化程度が非常に大きくなり、返って材質の硬化を齎し、また過度な冷間圧延率の増加によりｒ値が次第に減少する。

次に、上記のように冷間圧延された鋼板を高温巻取で製造された鋼に対しては７６０−７９０℃の温度範囲で通常の方法により連続焼鈍する。

焼鈍温度が７６０℃未満である場合には、未再結晶された結晶粒の存在により降伏強度が増加し伸び率及びｒ値が劣化する。

焼鈍温度が７９０℃を超える場合には、成形性は改善されるが結晶粒のサイズが本発明で求める結晶粒のサイズであるＡＳＴＭ Ｎｏ．９より小さいため、ＡＩ値が３０ＭＰａ以下で耐時効性が劣化する。

熱間圧延鋼板を５００−５５０℃で低温巻取する場合には冷間圧延鋼板の焼鈍温度は再結晶が完了され充分なフェライト結晶粒の成長が起きることができる７７０−８３０℃に制限する。

上記の製造方法により製造された焼付硬化型冷間圧延鋼板を利用して適正焼付硬化性と共に常温耐時効性を確保する目的で通常の調質圧延率より高い１．２〜１．５％の調質圧延を行う。

調質圧延率を１．２％以上に多少高く設定した理由は、鋼中の固溶炭素による常温耐時効劣化を防ぐためである。

しかし、調質圧延率を１．５％を超えて過度に増加させる場合は常温耐時効性は向上されても調質圧延率が高いため、加工硬化が発生して材質が劣化し、特に本発明鋼を利用して溶融メッキ鋼板を生産する場合、過多な調質圧延によりメッキ密着性が劣化し、メッキ層の剥離が発生するため、このような問題点を解決するために調質圧延率は１．２〜１．５％に設定することが好ましい。

以下、実施例を通じ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を下記表２に示したように熱延巻取、冷間圧延、連続焼鈍した後に溶融メッキ温度４５０℃で合金化メッキ後、約１．５％の調質圧下率で調質圧延を行い、ＢＨ値、ＡＩ値、結晶粒のサイズ及び２次加工脆性を評価する目的で、伸び比２．０でＤＢＴＴを測定しその結果を下記表２に示した。

また、焼鈍後の発明鋼４に対して２００倍の断面写真を観察し、その結果を図６に示した。

また、発明鋼６、比較鋼１２及び０．００１９Ｃ−０．６３Ｍｎ−０．０５６Ｐ−０．０３Ｓｏｌ．Ａｌ−０．００５Ｔｉ−０．００６Ｎｂ−０．００１４Ｎ系鋼素材（ＮＳＣ社製品）に対して伸び比変化によるＤＢＴＴの変化を観察し、その結果を図７に示した。

上記表２に示したように、炭素０．００２５−０．００３３％、マンガン０．２５−１．１１％、リン０．０５８−０．１０％、硫黄０．００５７−０．００８３％、可溶（Ｓｏｌｕｂｌｅ）Ａｌ０．０８７−０．１１８％、窒素０．００１３−０．００２２％、Ｔｉ０．０１−０．０１５％、Ｍｏ０．１３４−０．１８８％及びＢ０．０００５−０．０００９％の範囲を満たすように炭素、Ｔｉ、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＭｏの含量を厳しく制御した発明鋼（１−６）は結晶粒のサイズがＡＳＴＭ Ｎｏ．で９．５−１１．１（平均結晶粒のサイズ７．７−１３．４μｍ）であることが分かり、これは本発明の範囲であるＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上である条件を満たす。

一方、図６に示したように、発明鋼（４）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の分布を有していることが分かる。

また、上記表２に示したように発明鋼（１−６）の結晶粒が微細なことは通常の水準より高いＡｌ含量の添加により鋼中に微細な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、このような結晶粒の微細化効果により焼付硬化量が４３．２−４７．６ＭＰａの範囲を有し常温耐時効性を示す指数であるＡＩ値が１６．３−２３．４ＭＰａで、ＢＨ性と常温耐時効性のバランス（ｂａｌａｎｃｅ）が非常に優秀であることが分かる。

また、発明鋼が高い焼付硬化量に比べ低いＡＩ値を有することは、ＡｌＮ析出物による結晶粒の微細化効果と共にＭｏの添加による鋼中の固溶炭素の遅延効果が作用したものと見られる。

また、図７に示したように、発明鋼６はＭｏの添加により結晶粒間の結合力の増加により比較鋼１２及びＮＳＣ材対比全体的なＤＢＴＴ特性が優れていることが分かる。

一方、比較鋼７は炭素含量が本発明で提示した０．００２５−０．００３５％より高い０．００６４％が添加されており、高温巻取温度及び焼鈍温度は本発明の範囲を満たしている。

比較鋼７は、再結晶粒のサイズがＡＳＴＭ Ｎｏ．で１０．２で非常に微細であるが、炭素含量が非常に高いため、鋼中の固溶炭素の増加によるＤＢＴＴ特性は優れているが、ＢＨ値が非常に高くＡＩ値が３０ＭＰａ以上で耐時効性が非常に劣化することが分かる。

比較鋼８は、Ｓｏｌ．Ａｌ含量が０．０４％で本発明の範囲である０．０８−０．１２％より低くＴｉ含量が本発明の範囲より高い０．０２５％添加された鋼である。

従って、比較鋼８はＡｌＮ析出物による結晶粒の微細化効果及びＢＨ値の上昇効果はなく、また高いＴｉ含量の添加により鋼中に添加された全ての炭素がＴｉＣで析出され焼付硬化性が殆ど表れず、鋼中の固溶炭素の減少によりリン（Ｐ）との位置競争（ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｅｔｉｏｎ）効果が低くなりＤＢＴＴ特性も劣化することが分かる。

比較鋼９は、他の成分は本発明の範囲を満たすが、炭素含量が０．００１２％で本発明の範囲より低い鋼である。

従って、比較鋼９はこのような絶対炭素含量の低下により結晶粒が粗大でＢＨ性及びＡＩ性も得られず、またＤＢＴＴでも２０℃で非常に劣化した。

比較鋼１０はＳｏｌ．Ａｌ含量が本発明の範囲から外れ、Ｎｂを添加した鋼である。

比較鋼１０はＳｏｌ．Ａｌ含量が０．０４３％で低いため、ＡｌＮ析出物による結晶粒の微細化効果とＢＨ値の改善効果は期待できず、Ｎｂ含量も０．０２２％で過度なＮｂ添加によりＮｂＣ析出物が過度に増加され結晶粒のサイズはＡＳＴＭ Ｎｏ．で９．１であるが、過度なＮｂＣ析出による鋼中の固溶炭素の不足によりＢＨ値が全く得られず、鋼中の固溶炭素の消滅によりＤＢＴＴ特性も非常に劣化した。

比較鋼１１はＭｏ含量が本発明の範囲より低く、Ｂが添加されない鋼で、ＡＩ値が３０ＭＰａ以上で、Ｍｏ、Ｂの未添加によりＤＢＴＴ特性が非常に劣化することが分かる。

比較鋼１２はＳｏｌ．Ａｌが本発明の範囲より低く添加され、またＭｏが全く添加されない鋼で、耐時効性が劣化し、高いＰ含量対比Ｍｏの未添加で結晶粒間結合力の減少によりＤＢＴＴ特性が劣化した。

比較鋼１３はＳｏｌ．Ａｌの添加不足、Ｔｉ、Ｍｏ及びＢが添加されない鋼で、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＴｉの添加不足により結晶粒の微細化効果及び焼付硬化性がさらに改善される余地がなくなり、またＭｏ、Ｂの未添加によりＤＢＴＴ特性が劣化した。

比較鋼１４はＰ含量が０．１２％で本発明の成分範囲である０．０５−０．１１％を超えて、またＢが添加されない鋼で、ＭｏによりＤＢＴＴ特性が改善されると言われるが、Ｐの添加が非常に高いため、その改善効果には限界があり、特にＢの未添加によりＤＢＴＴ特性の改善効果を失い、このような効果によりＤＢＴＴが０℃であった。

（実施例２）
下記表３の鋼組成を有する鋼スラブを熱間圧延した後、下記表４の巻取温度条件で巻取し、下記表４の冷間圧延率で冷間圧延した後、下記表４の焼鈍温度条件で連続焼鈍し、溶融メッキ温度４５０℃で合金化メッキし、約１．５％の調質圧下率で調質圧延し、ＢＨ値、ＡＩ値、結晶粒のサイズを測定し、その結果を下記表４に示した。

下記表３は炭素、Ｔｉ、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＭｏの量を厳しく制御した発明鋼と比較鋼の化学成分を示したもので、１５−２０番鋼は発明鋼で、２１−２６番鋼は比較鋼である。

下記表４は上記表３の鋼を利用して生産した鋼材の製造条件及び材質を示したもので、夫々低温の巻取条件と高温の巻取条件で熱間圧延した後、７５−７８％の冷間圧延率で圧延し、７７５−７９０℃の焼鈍温度で連続焼鈍し溶融メッキ温度４５０℃で合金化メッキした後、約１．５％の調質圧下率で調質圧延し、ＢＨ値、ＡＩ値、結晶粒のサイズを測定した結果を示したものである。

下記表４で低温巻取温度は５２０−５４０℃で、高温巻取温度は６３０〜７００℃であった。

上記表４に示したように、本発明の鋼組成及び製造条件によって製造された発明材１５−２０の結晶粒のサイズはＡＳＴＭ Ｎｏ．９．５−１１．１（平均結晶粒のサイズ７．７−１４．３μｍ）で本発明で制限したＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上である条件を全て満たしていることが分かる。

発明材１５−２０の結晶粒が上記表４のように微細であることは、通常の水準より高いＡｌ含量の添加により鋼中に微細なＡｌＮ析出物の形成と共にＴｉＣ未析出による固溶炭素により焼鈍再結晶時に結晶粒の成長を妨害したためである。

従って、このような結晶粒の微細化効果と鋼中の固溶炭素の制御により焼付硬化量が４３．２−４７．６ＭＰａの範囲を有し、常温耐時効性を示す指数であるＡＩ値が１６．３−２３．４ＭＰａでＢＨ性と常温耐時効性のバランス（ｂａｌａｎｃｅ）が非常に優秀であった。

表４に示すように、発明材１５−２０で高い焼付硬化量に比べＡＩ値が低いことはＡｌＮ析出物による結晶粒の微細化効果と共にＭｏの添加による鋼中の固溶炭素の遅延効果が作用したものとみられる。

一方、発明鋼１５〜２０を利用して６３０〜７００℃の温度範囲で高温巻取した比較材１５−２０はＴｉＣ析出による鋼中の固溶炭素の減少により焼付硬化値が本発明で提示した目標値より非常に低く、比較材１５、１７及び１８の場合には結晶粒のサイズも本発明で提示したＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上である条件を満たしていないことが分かる。

このような結果を通じて考えると、結晶粒のサイズはＡｌＮの析出物効果のみではなく、鋼中の固溶炭素にも大きな影響を受けることが分かる。

比較材２１の場合は炭素が本発明のものより多く添加されたもので、炭素含量が非常に高いため、低温巻取を行うと、ＴｉＣ析出が起こらず、さらに多い固溶炭素が鋼中に存在するようになり焼付硬化値が非常に高く、これにより時効指数も非常に高いことが分かる。

比較材２１の結晶粒のサイズは鋼中の固溶炭素の増加によりＡＳＴＭ Ｎｏ．１０．２で非常に微細であった。

一方、比較材２２は高温巻取材で、鋼中のＴｉＣの生成により焼付硬化値は多少減少したが、添加された炭素含量が非常に高いため焼付硬化量と時効指数が本発明で目標とする水準を遥かに越えた。

比較材２３はＴｉ含量が本発明で提示した条件より高い０．０２５％添加された鋼である。従って、低温巻取を行っても過度なＴｉ添加により一部の炭素をＴｉＣで析出したため、焼付硬化能を示しているが、その値が目標値である３０ＭＰａ以上に届かなかった。

一方、比較材２４は高温巻取材で、低温巻取材に比べＴｉ添加によるＴｉＣ析出がより活性化され、焼付硬化量が低かった。

比較材２５及び２６は、他の成分は本発明の成分条件を満たすが、炭素が本発明の範囲より低い０．００１２％添加されたものである。

従って、このような絶対炭素含量の低下により低温巻取を行っても鋼中の固溶炭素は存在せず、また結晶粒が粗大で、ＢＨ性及びＡＩ性も得られなかった。

比較材２７及び２８は、Ｓｏｌ．Ａｌ含量が本発明の範囲から外れ、Ｎｂを０．０２２％で過度に添加したものである。即ち、Ｓｏｌ．Ａｌ含量が０．０４３％で低くＡｌによる結晶粒の微細化効果とＢＨ値の改善効果は期待できず、Ｎｂ含量も０．０２２％で過度なＮｂ添加によりＮｂＣ析出物が過度に増加され結晶粒のサイズはＡＳＴＭ Ｎｏ．９．１で本発明の結晶粒のサイズを満たすが、過度なＮｂＣ析出による鋼中の固溶炭素不足でＢＨ値が全く得られなかった。

比較材２９及び３０は、Ｍｏ含量が本発明の範囲より低く、Ｂが添加されないものである。従って、上記表２に示したように低温巻取材でもＡＩ値が３０ＭＰａ以上でＭｏ及びＢの未添加によりＤＢＴＴ特性が非常に劣化した。

比較材３１及び３２はＳｏｌ．Ａｌが低く添加され、本発明で提示した範囲を満たしておらず、またＭｏが全く添加されないもので、耐時効性が劣化し、高いＰ含量対比Ｍｏの未添加により結晶粒間結合力の減少によりＤＢＴＴ特性が劣化した。

焼付硬化性及び時効指数に及ぼす結晶粒のサイズの影響を示すグラフである。 焼付硬化性に及ぼす鋼中の固溶炭素の影響を示すグラフである。 機械的性質に及ぼすＡｌ含量の影響を示すグラフである。 Ｔｉ添加鋼のＢＨ量及び鋼中の固溶炭素量に及ぼす巻取温度の影響を示すグラフである。 焼付硬化性及び時効指数に及ぼすＭｏの影響（統計的分析）を示すグラフである。 本発明に附合する鋼の一例の焼鈍後の断面微細組織写真である。 ２次加工脆性（ＤＢＴＴ）に及ぼす各素材別伸び比（ｄｒａｗｉｎｇ ｒａｔｉｏ）の影響を示すグラフである。

Claims (5)

1. 重量％で、Ｃ：０．００２５−０．００３５％、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：０．００５−０．０１８％、Ｍｏ：０．１―０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、Ｔｉ含量が下記関係式（１）を満たし、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
   [関係式１]
   Ｔｉ＊（有効Ｔｉ）＝総Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０
   そして、３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、伸び比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ及びＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上の結晶粒のサイズを有することを特徴とする耐時効性に優れた高強度焼付硬化性冷間圧延鋼板。
2. 下記関係式（３）により焼付硬化量（ＢＨ）が３０ＭＰａ以上になるようにＴｉ含量及びＡｌ含量が制御され、そして下記関係式（４）により時効指数が３０ＭＰａ以下になるようにＴｉ含量及びＭｏ含量が制御されたことを特徴とする請求項１に記載の耐時効性に優れた高強度焼付硬化性冷間圧延鋼板。
   [関係式３]
   焼付硬化量（ＢＨ）＝５０−（８８５×Ｔｉ）＋（６２×Ａｌ）
   [関係式４]
   時効指数（ＡＩ）＝４４−（４２３×Ｔｉ）−（１２５×Ｍｏ）
3. 重量％で、Ｃ：０．００２５−０．００３５％、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：０．００５−０．０１８％、Ｍｏ：０．１−０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、Ｔｉ含量が下記関係式（１）を満たし、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
   [関係式１]
   Ｔｉ＊（有効Ｔｉ）＝総Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０
   そして、３０ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）、３０ＭＰａ以下の時効指数（ＡＩ）、伸び比２．０で−３０℃以下のＤＢＴＴ及びＡＳＴＭ Ｎｏ．９以上の結晶粒のサイズを有することを特徴とする耐時効性に優れた高強度焼付硬化性溶融メッキ鋼板。
4. 下記関係式（３）により焼付硬化量（ＢＨ）が３０ＭＰａ以上になるように、Ｔｉ含量及びＡｌ含量が制御され、そして下記関係式（４）により時効指数が３０ＭＰａ以下になるようにＴｉ含量及びＭｏ含量が制御されたことを特徴とする請求項３に記載の耐時効性に優れた高強度焼付硬化性溶融メッキ鋼板。
   [関係式３]
   焼付硬化量（ＢＨ）＝５０−（８８５×Ｔｉ）＋（６２×Ａｌ）
   [関係式４]
   時効指数（ＡＩ）＝４４−（４２３×Ｔｉ）−（１２５×Ｍｏ）
5. 重量％で、Ｃ：０．００２５−０．００３５％、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：０．００５−０．０１８％、Ｍｏ：０．１−０．２％及びＢ：０．０００５−０．００１５％を含み、Ｔｉ含量が下記関係式（１）を満たし、
   [関係式１]
   Ｔｉ＊（有効Ｔｉ）＝総Ｔｉ−（４８/１４）Ｎ−（４８/３２）Ｓ≦０
   残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成されるＡｌ−キルド鋼を１２００℃以上で均質化熱処理した後、９００−９５０℃の温度範囲で仕上げの熱間圧延し、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、７６０−７９０℃の温度範囲で連続焼鈍した後、１．２−１．５％の圧下率で調質圧延を行うことを特徴とする耐時効性に優れた高強度焼付硬化性冷間圧延鋼板の製造方法。

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