JP2003138317A - 耐時効性および歪時効硬化性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】耐時効性および歪時効硬化性に優れる高張力冷
延鋼板の製造方法を提案する。 【解決手段】Ｃ：0.15％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％、
を含み、Ｎ／Al：0.3 以上とするスラブを、1000℃以上
に加熱したのち、粗圧延と、仕上圧延出側温度：800 ℃
以上とする仕上圧延を施し、750 ℃以下で巻き取る熱間
圧延工程と、冷間圧延工程とを施し、さらに、Ac₃ 〜
（Ac₃ ＋50℃）で焼鈍した後、600 〜250 ℃間をMn,Mo,
Cr,Si 含有量で定義されるCR以上50℃/s以下の冷却速度
とする連続焼鈍工程とを順次施す。また、冷延板をAc₃
〜（Ac₃ ＋100 ℃）で焼鈍後、Ac₃ 〜Ac₁ 間の冷却速度
を３〜25℃/sとし、さらにAc₁ 〜250 ℃間の冷却速度を
CR以上として冷却しても、600 〜450 ℃間の平均冷却速
度をCR以上、450 〜250 ℃間の平均冷却速度を１〜５℃
/sとする冷却でもよい。なお、Ｃ,Mn 含有量を低減した
成分系では、焼鈍温度を（Ac₃ -50 ℃）〜（Ac₃ + 50
℃）としてもよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建設部材、機械構
造用部品、自動車構造用部品等の使途に好適な冷延鋼板
に係り、とくに構造上の強度、特に変形時の強度および
／または剛性が必要とされ、プレスなどによる加工成形
後に強度上昇熱処理が施されるプレス成形体の素材鋼板
として好適な、耐時効性および歪時効硬化性に優れた引
張強さ440MPa以上の高張力冷延鋼板の製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】鋼板をプレス加工により自動車車体用部
品等のプレス成形体に成形するに際しては、プレス加工
を容易にするため、鋼板は軟質であることが望まれる。
一方、プレス成形体に塗装焼付け処理を施し、製品（部
品）としたのちには高強度を有することが要求される。
このようなプレス加工前の特性と加工後の特性を同時に
満足できる鋼板として、ＢＨ鋼板が開発されている。こ
のＢＨ鋼板は、プレス成形前には軟質で、プレス成形後
の200 ℃未満の温度での塗装焼付け処理により硬化して
強度が上昇する特性を有する鋼板である。

【０００３】プレス成形後の塗装焼付け処理により硬化
する特性、いわゆる焼付け硬化性を向上させる方法とし
て、たとえば、特開昭55−141526号公報には、鋼中の固
溶Ｃ、Ｎ、Al含有量に応じてNbを添加し、at％でNb／
（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内に制限すると共に、焼
鈍後の冷却速度を制御することによって、鋼中の固溶Ｃ
量、固溶Ｎ量を調整する方法が記載されている。また、
特公昭61−45689 号公報には、TiとNbの複合添加によっ
て焼付け硬化性を向上させる方法が提案されている。ま
た、特開平5-25549 号公報には、Ｗ、Cr、Moの単独また
は複合添加によって焼付硬化性を向上させる方法が提案
されている。

【０００４】しかしながら、上記した技術で製造された
鋼板は、深絞り性に優れる材質とするために、素材鋼板
の強度を低く設定しており、構造材料としては強度が必
ずしも十分でないという問題があった。また、上記した
技術で製造された鋼板では、鋼板中の微量な固溶Ｃ、固
溶Ｎの働きにより成形ー塗装焼付け後の強度が上昇する
が、良く知られているようにＢＨ鋼板の場合は降伏応力
のみが上昇し、引張強さを上昇させるものではない。し
たがって、上記した技術で製造された鋼板では、部品の
変形開始応力を高める効果はあるが、変形開始から変形
終了までの変形全域にわたる変形に要する応力（成形後
引張強さ）を高める効果は十分とは言えなかった。

【０００５】一方、成形後に引張強さが上昇する冷延鋼
板として、例えば特開平10-310847号公報には、200 〜4
50 ℃の熱処理温度域で引張強さが60MPa 以上上昇する
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板
は、重量百分率で、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0
％を含有し、かつＷ，Cr, Moの１種または２種以上を合
計で0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じてTi：0.005
〜0.1 ％、Nb：0.005〜0.1 ％、Ｖ：0.005 〜0.1 ％の
１種または２種以上を含有する組成になり、かつフェラ
イトまたはフェライト主体からなるミクロ組織を有する
鋼板である。

【０００６】しかしながら、この技術は、成形後の熱処
理により鋼板中で微細な炭化物を形成させ、プレス時に
付与する歪に対し転位を効果的に増殖させて、歪量を増
加させるものであるため、220 〜370 ℃の温度範囲で熱
処理を行う必要があり、熱処理温度が一般的な塗装焼付
け処理温度より高いという難点があった。また、成形後
に引張強さが上昇する熱延鋼板として、例えば特公平８
−23048号公報に、加工時には軟質で、加工後の焼付け
塗装処理により疲労特性の改善に有効な引張強さを大幅
に上昇させることができる、熱延鋼板の製造方法が開示
されている。

【０００７】この技術では、Ｃ量を0.02％〜0.13mass％
とし、Ｎを0.0080〜0.0250mass％と多量に添加した上
で、仕上げ圧延温度および巻き取り温度を制御して多量
の固溶Ｎを鋼中に残存させ、金属組織をフェライトとマ
ルテンサイトを主体とする複合組織にすることで、成形
後熱処理温度： 170℃にて、100MPa以上の引張強さの増
加が達成されるとしている。

【０００８】また、特開平10−183301号公報には、鋼成
分のうち、とくにＣとＮをＣ：0.01〜0.12mass％、Ｎ：
0.0001〜0.01mass％に制限すると共に、平均結晶粒径を
８μｍ以下に制御することにより80MPa 以上の高ＢＨ量
を確保するとともに、ＡＩ値を 45MPa以下に制御するこ
とが可能な、焼付け硬化性および耐室温時効性に優れた
熱延鋼板が開示されている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公平
８-23048号公報、特開平10−183301号公報に記載された
鋼板はいずれも熱延鋼板であり、これらの熱延鋼板を出
発材として冷間圧延および再結晶焼鈍を行ったとして
も、必ずしも熱延鋼板と同等の成形−熱処理後の引張強
さ上昇が得られるとは限らない。というのは、鋼組織
が、冷間圧延および再結晶焼鈍により熱延時とは異なる
ミクロ組織となるからであり、また冷間圧延時に大きな
歪蓄積が起こるため、炭化物、窒化物または炭窒化物が
形成されやすく固溶Ｃおよび固溶Ｎ状態が変化するから
である。

【００１０】また、上記した室温近傍での時効劣化がほ
とんど見られない耐室温時効性に優れるとされる鋼板に
おいても、50℃程度の温度では時効劣化が見られる場合
があり、全伸びが５％程度も低下するという場合がある
ことも最近判明した。さらに、実用に供される冷延鋼板
の保管に際し、40℃から50℃程度の温度となることは頻
繁にあることから、50℃近傍での耐時効性の改善が強く
要望されている。

【００１１】本発明は、上記した従来技術の問題を有利
に解決し、耐時効性および歪時効硬化性に優れ、440MPa
以上の引張強さを有する高張力冷延鋼板の製造方法を提
案することを目的とする。なお、本発明で目的とする高
張力冷延鋼板は、優れた耐時効性および優れた歪時効硬
化性に加えて、70％以下の低降伏比を有し優れた成形性
を有する高張力冷延鋼板でもある。

【００１２】なお、本発明でいう「耐時効性に優れた」
とは、鋼板の保管時の温度として上限に近いと考えられ
る、50℃で400 時間程度保持する条件で鋼板を処理した
後の延性Elの低下量（ΔElと記す：ΔEl＝（処理前の全
伸び）−（50℃×400 ｈ保持処理後の全伸び））が１％
以下であることを意味する。また、「歪時効硬化性に優
れた」とは、鋼板を、引張歪５％の予変形後、170 ℃の
温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時
効処理前後の変形応力増加量（BH量と記す：BH量＝（時
効処理後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力））
が80MPa 以上で、かつ歪時効処理（予変形＋時効処理）
前後の引張強さ増加量（ΔTSと記す：ΔTS＝（時効処理
後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が40MPa 以
上であることを意味する。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するために、耐時効性、歪時効硬化性に及ぼ
す、鋼板組成および冷延後の焼鈍条件の影響について鋭
意研究した。この結果、鋼組成の適正化と、冷延後の焼
鈍条件の適正化を合わせ行うことにより、耐時効性と歪
時効硬化性とに優れた高張力冷延鋼板が製造できること
を見いだした。鋼組成の適正化と、冷延後の焼鈍条件の
適正化により、必要かつ十分な量の固溶Ｎ (固溶状態の
Ｎともいう）を確保でき、さらに組織がフェライト相を
主相としマルテンサイト相を含む複合組織とすることが
できる。そして、これにより、引張歪：５％で予成形
後、100 〜300 ℃という比較的低い温度域で熱処理 (時
効処理）しても引張強さ増加量が40MPa 以上という高い
歪時効硬化性と、さらに50℃で長時間保持した後の延性
低下が１％以下という優れた耐時効性が得られることを
見いだした。

【００１４】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討を重ねて完成されたものである。すなわち，第１の
本発明は、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以
下、Mn：3.0 ％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.
0250％を含み、さらにCr、Moのうちの１種または２種を
合計で0.05〜2.0 ％含有し、かつＮ／Al（質量％比）が
0.3 以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からな
る組成の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱した
のち、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上
げ圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上げ圧延を施し、
巻取り温度：750℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧
延工程と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延
板とする冷間圧延工程と、前記冷延板を（Ac₃ 変態点）
〜（Ac₃ 変態点＋50℃）の温度範囲で10〜120s保持した
後、600 〜250 ℃間の平均冷却速度を次（１）式 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） （ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量
％）、CR：臨界冷却速度（℃／ｓ））で定義される臨界
冷却速度（CR）以上50℃/s以下として冷却する連続焼鈍
工程とを順次施すことを特徴とする耐時効性および歪時
効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法である。

【００１５】また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.
15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Al：0.02
％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらにCr、Moの
うちの１種または２種を合計で0.05〜2.0 ％含有し、か
つＮ／Al（質量％比）が0.3以上であり、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温
度：1000℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバー
とし、該シートバーに仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上
とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度：750 ℃以下で巻
き取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗
および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前
記冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac₃ 変態点＋100 ℃）の
温度範囲で10〜120s保持した後、（Ac₃ 変態点）〜（Ac
₁ 変態点）間の平均冷却速度を３〜25℃/sとし、さらに
（Ac₁ 変態点）〜250 ℃間の平均冷却速度を前記（１）
式で定義される臨界冷却速度(CR)以上として冷却する連
続焼鈍工程とを順次施すことを特徴とする耐時効性およ
び歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法で
ある。

【００１６】また、第３の本発明は、質量％で、Ｃ：0.
15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Al：0.02
％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらにCr、Moの
うちの１種または２種を合計で0.05〜2.0 ％含有し、か
つＮ／Al（質量％比）が0.3以上であり、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温
度：1000℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバー
とし、該シートバーに仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上
とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度：750 ℃以下で巻
取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗お
よび冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前記
冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac₃ 変態点＋100 ℃）の温
度範囲で10〜120s保持した後、600 〜450 ℃間の平均冷
却速度を前記（１）式で定義される臨界冷却速度(CR)以
上とし、さらに450 〜250 ℃間の平均冷却速度を１〜５
℃/sとして冷却する連続焼鈍工程とを順次施すことを特
徴とする耐時効性および歪時効硬化特性に優れた高張力
冷延鋼板の製造方法である。

【００１７】第４の本発明は、質量％でＣ：0.05％以
下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.8 ％以下、Al：0.02％以
下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらにCr、Moのうち
の１種または２種を合計で0.05〜1.0 ％含有し、かつＮ
／Al（質量％比）が0.3 以上であり、残部がFeおよび不
可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温度：10
00℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバーとし、
該シートバーに仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上とする
仕上げ圧延を施し、巻取り温度：750 ℃以下で巻取り熱
延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗および冷
間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板
に（Ac₃ 変態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点＋50℃）の温度
範囲で10〜120s保持した後、600 〜250 ℃間の平均冷却
速度を前記（１）式で定義される臨界冷却速度(CR)以
上、50℃／ｓ以下として冷却する連続焼鈍工程とを順次
施すことを特徴とする耐時効性および歪時効硬化特性に
優れた高張力冷延鋼板の製造方法である。

【００１８】また、第５の本発明は、質量％で、Ｃ：0.
05％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.8 ％以下、Al：0.02
％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、さらにCr、Moの
うちの１種または２種を合計で0.05〜1.0 ％含有し、か
つＮ／Al（質量％比）が0.3以上であり、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温
度：1000℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバー
とし、該シートバーに仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上
とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度：750 ℃以下で巻
き取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗
および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前
記冷延板に（Ac3 変態点−50℃）〜（Ac3変態点＋50
℃）の温度範囲で10〜120 ｓ保持後、600 ℃〜450 ℃間
の平均冷却速度を前記（１）式で定義される臨界冷却速
度（CR）以上とし、さらに450 ℃〜250 ℃間の平均冷却
速度を１〜５℃／ｓとして冷却する連続焼鈍工程とを順
次施すことを特徴とする耐時効性および歪時効硬化特性
に優れた高張力冷延鋼板の製造方法である。

【００１９】なお、第１〜第３の本発明は、引張強さ59
0MPa以上の高張力冷延鋼板を製造するうえで、また第
４、 第５の本発明は、引張強さ440MPa以上590MPa未満の
高張力冷延鋼板を製造するうえで好適である。

【００２０】

【発明の実施の形態】まず、本発明で使用する鋼スラブ
の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％
は単に％と記す。 Ｃ：0.15％以下 Ｃは、0.15％を超えて過剰に含有すると、炭化物を多量
に生成して鋼板の延性および成形性を低下させ、さらに
スポット溶接性、アーク溶接性等を顕著に低下させる。
このため、Ｃは0.15％以下に限定した。なお、成形性の
観点からは0.08％以下がより好ましい。なお、引張強さ
440MPa以上590MPa未満の比較的強度レベルの低い高張力
冷延鋼板を得る場合には、Ｃは0.05％以下とすることが
好ましい。引張強さ590MPa以上の強度レベルの高張力冷
延鋼板を得る場合には、Ｃは0.05％以上とすることが好
ましい。また、Ｃ含有量が低くなりすぎると強度確保が
難しくなるため、0.006 ％以上とすることが好ましい。

【００２１】Si：2.0 ％以下 Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼を高強
度化する有用な元素であり、要求される強度に応じ必要
量含有することができる。このような効果を得るために
は、0.005 ％以上含有することが好ましいが、2.0 ％を
超える含有は表面性状、化成処理性など特に、表面の美
麗性を悪化させる。このため、Siは2.0％以下に限定し
た。なお、より好ましくは0.005 〜1.0 ％である。引張
強さTS440MPa以上590MPa未満の比較的強度レベルの低い
高張力冷延鋼板を得る場合には、Siは1.0 ％以下とする
ことが好ましい。

【００２２】Mn：3.0 ％以下 Mnは、鋼の強化成分として有効であるとともに、 MnSを
形成しＳによる脆化を抑制する作用があり、含有するＳ
量に応じて含有する必要がある。またMnは結晶粒を微細
化する効果がある。現状の製鋼設備で工業的に生産され
ている鋼板のＳ含有量から判断して、Ｓを安定して固定
するという観点からMnは0.2 ％程度以上含有することが
好ましい。

【００２３】さらに、引張強さTS590MPa以上の強度が要
求される場合には、Mnは1.2 ％以上、さらに望ましくは
1.5 ％以上含有することが望ましい。Mn含有量をこのレ
ベルまで高めることで、熱延条件の変動に対する鋼板の
機械的性質、とくに本発明が目的とする優れた歪時効硬
化性を安定して確保することができるようになるという
大きな利点がある。しかし、Mnを3.0 ％を超えて過剰に
含有すると、詳細な機構は不明であるが、鋼板の熱間変
形抵抗を増加させる傾向があり、また、溶接性および溶
接部の成形性が悪化する傾向がある。またフェライトの
生成が顕著に抑制されるため延性が顕著に低下する。こ
のようなことから、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、
引張強さが440MPa以上590MPa未満の比較的強度の低い高
張力冷延鋼板の場合には、Mnは1.8 ％以下とすることが
好ましい。なお、より良好な耐食性と成形性が要求され
る用途では0.80％以下とすることが望ましい。

【００２４】Al：0.02％以下 Alは、脱酸剤として鋼の清浄度を向上させるとともに、
鋼の組織を微細化し機械的性質を向上させる有効な元素
である。しかし、本発明では、固溶状態のＮ (固溶Ｎ）
を強化元素として利用するため、多量のAlを含有する
と、固溶Ｎの顕著な低下を招き、極めて大きな時効硬化
性を確保することが困難となる。また、Alを過剰に含有
すると、表面性状が悪化する。このようなことから、Al
は、従来より低めの0.02％以下に限定した。なお、材質
の安定性という観点から、0.001 〜0.015 ％とすること
が望ましい。また、Al含有量の低減は結晶粒の粗大化に
つながる懸念があるが、本発明では他の合金元素を最適
量に調整し、さらに焼鈍条件を最適な範囲とすることで
防止する。

【００２５】Ｎ：0.0050〜0.0250％ Ｎは、本発明においては最も重要な元素である。Ｎは、
必要十分な固溶Ｎ量の確保を介し、固溶強化と歪時効硬
化性の向上に寄与する。また、Ｎは鋼の変態点を降下さ
せる効果もあり、薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延
を行いたくないという場合には、その含有は有効であ
る。このような効果は、おおむね0.0050％以上の含有に
よって得られる。より安定して前記効果を得るためには
0.0070％以上含有することが好ましい。しかし、0.0250
％を超えて含有すると、鋼板の内部欠陥発生率が高くな
るとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生も顕著
となるため0.0250％以下とする必要があり、より好まし
くは0.0170％以下とすることが好ましい。このため、Ｎ
は0.0050〜0.0250％の範囲に限定した。より好ましくは
0.0070〜0.0170％である。

【００２６】Cr、Moの１種または２種を合計で0.05〜2.
0 ％ Cr,Mo はいずれも、鋼板の組織を、フェライト相を主相
としマルテンサイト相を含む複合組織とし、かつ結晶粒
を均一微細化する作用を有する元素である。また、同時
に製品としての鋼板強度を高める効果を有し、本発明で
は、選択して１種または２種を合計で0.05％以上含有す
る。一方、2.0 ％を超えて過剰に含有すると、熱間変形
抵抗の増加や、化成処理性およびより広義の表面処理特
性の悪化、さらには溶接部の硬化に由来する溶接部成形
性の低下等を招く。このため、Cr、Moの１種または２種
を合計で0.05〜2.0 ％に限定した。なお、引張強さ440M
Pa以上590MPa未満の比較的強度レベルの低い高張力冷延
鋼板を得る場合には、Cr、Moの１種または２種を合計で
0.05〜1.0 ％とすることが好ましい。また、Cr、Moの単
独添加、複合添加によっても本発明の望ましい効果は相
殺されることはない。

【００２７】Ｎ／Al (質量％比）：0.3 以上 本発明では、必要かつ十分な固溶Ｎ量を確保する必要か
ら、Ｎを強力に固定する効果を有するAl含有量を制限す
る必要がある。本発明者らは、幅広く成分の組み合わせ
を変化させた鋼塊について、熱間圧延後の固溶状態で残
存するＮ (固溶Ｎ）量と、Ｎの含有量（質量％）とAlの
含有量（質量％）の比であるＮ／Alとの関係を調査した
結果、Ｎ／Alを0.3 以上とすることにより、0.0010％以
上の固溶Ｎを安定して確保することができ、これにより
目標とする高い歪時効硬化性を保持できることを確認し
た。

【００２８】なお、本発明で使用する鋼スラブは、上記
した成分以外は、残部Feおよび不可避的不純物からなる
組成を有する。本発明で使用する鋼スラブは、上記した
組成の鋼を、転炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、通
常公知の連続鋳造法、薄スラブ鋳造法あるいは造塊法を
用いて鋼スラブとすることが好ましい。なかでも、成分
のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するこ
とがより好ましい。

【００２９】本発明では、上記した組成の鋼スラブに、
熱間圧延工程、冷間圧延工程、および連続焼鈍工程を順
次施して、冷延鋼板とする。まず、熱間圧延工程の条件
について説明する。本発明では、鋼スラブは、従来と同
様に、いったん室温まで冷却し、その後再度1000℃以上
に加熱しても、あるいは、室温まで冷却しないで、温片
のままで加熱炉に挿入し、1000℃以上に加熱する、ある
いは鋼スラブの温度が1000℃以上であれば、わずかの保
熱をおこなった後に直ちに圧延する、直送圧延・直接圧
延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
特に固溶Ｎを有効に確保するには直送圧延は有効な技術
の一つである。

【００３０】加熱温度：1000℃以上 鋼スラブの加熱温度は、初期状態として固溶状態のＮを
確保する観点から1000℃以上とする。なお、酸化重量の
増加にともなうスケールロスの増大などからスラブ加熱
温度は1280℃以下とすることが望ましい。 仕上圧延出側温度：800 ℃以上 1000℃以上に加熱された鋼スラブは、粗圧延されてシー
トバーとされる。ついで、シートバーは仕上げ圧延を施
されて熱延板とされる。本発明では、仕上圧延出側温度
FDTを800 ℃以上とする仕上圧延とする。仕上圧延出側
温度 FDTを800℃以上とすることにより、均一微細な熱
延母板組織を得ることができる。一方、仕上圧延出側温
度 FDTが800 ℃未満では、鋼板の組織が不均一になり、
冷間圧延−焼鈍後の鋼板にもこの組織の不均一が消えず
に残留するため、プレス成形時に種々の不具合を発生す
る危険性が増大する。また、仕上圧延出側温度 FDTが80
0℃未満の場合に、加工組織の残留を回避すべく高い巻
取り温度を採用しても、粗大粒の発生にともなう組織の
不均一が生じ、また固溶Ｎの顕著な低下も生ずるため、
目標とする引張強さ（440MPa以上）を確保することが困
難となる。このようなことから、熱間圧延工程の仕上圧
延出側温度 FDTを800 ℃以上に限定した。なお、更なる
機械的性質の向上のためには仕上圧延出側温度は820 ℃
以上とすることが好ましい。また、とくに仕上圧延出側
温度の上限は限定されないが、過度に高い温度で圧延し
た場合はスケール疵の発生が多くなる。しかし、スケー
ル疵の発生に関しても仕上圧延出側温度が概ね1000℃程
度までは許容できる。

【００３１】なお、本発明では、熱間圧延時の圧延荷重
を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延
としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一
化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑
圧延の際の摩擦係数は0.25〜0.10の範囲とすることが好
ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連
続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが、熱
間圧延の操業安定性の観点から望ましい。

【００３２】巻取り温度：750 ℃以下 仕上圧延された熱延板は、ついで巻取り温度：750 ℃以
下で巻き取られる。巻取り温度が低下するにしたがい強
度が増加する傾向を示すが、本発明の目標強度である44
0MPa以上の引張強さを得るには、巻取り温度を750 ℃以
下とすることが必要となる。巻取り温度の下限は材質上
は厳しく限定されないが、200 ℃を下まわると鋼板形状
が顕著に乱れだし、実際の使用にあたり不具合を生ずる
危険性が増大する。また、材質の均一性も低下する傾向
にあるため、巻取り温度は200 ℃以上とすることが望ま
しい。なお、さらに高い材質均一性が要求される使途に
は300 ℃以上とすることが好ましい。

【００３３】つぎに、冷間圧延工程の条件について説明
する。巻き取られた熱延板は、ついで、酸洗と冷間圧延
を施されて冷延板とされる。熱延板の酸洗の条件は、本
発明では特に限定されない。酸洗は、常法に準じて行う
ことが好ましいが、極めて薄いスケールの状態であれば
直接冷間圧延することも可能である。

【００３４】熱延板の冷間圧延条件は、所望の板厚，形
状に圧延できればよく、特に限定されないが、冷間圧下
率は、組織の微細均一化等の材質上の観点から50％以上
とすることが好ましい。なお、熱延母板厚の増大等の観
点から90％以下とすることが好ましい。つぎに、連続焼
鈍工程の条件について説明する。

【００３５】冷間圧延工程を経た冷延板は、ついで連続
焼鈍工程を施される。本発明において、連続焼鈍工程
は、耐時効性、歪時効硬化性に優れた高張力冷延鋼板を
得るために、最も重要な工程である。本発明の連続焼鈍
工程では、フェライト相を主相としマルテンサイト相を
含む複合組織を得ること、および、必要かつ十分な固溶
Ｎ量を確保することが肝要となる。そのため、本発明で
は下記に示す第１〜第５の本発明の連続焼鈍工程のうち
のいずれかとすることが好ましい。第１〜第３の本発明
の連続焼鈍工程は、引張強さ590MPa以上の高張力冷延鋼
板を製造するうえで、また第４、 第５の本発明の連続焼
鈍工程は、引張強さ440MPa以上590MPa未満の高張力冷延
鋼板を製造するうえで好適である。

【００３６】本発明において、冷延鋼板の組織を、フェ
ライト相を主相としマルテンサイト相を含む複合組織と
するのは、低降伏比としてプレス成形性を良好にすると
ともに、詳細については明らかでないが下記に示す理由
もある。すなわち、フェライト相を主相としマルテンサ
イト相を含む複合組織に成形加工を加え歪を付与した場
合、軟質であるフェライト相に多くの歪、すなわち多く
の転位が蓄積されると考えられる。このため、時効硬化
への寄与率はマルテンサイト相に比べフェライト相の方
が大きいと予想される。したがって、マルテンサイト相
中へ固溶Ｎを比較的多く分配すれば、固溶Ｎとフェライ
ト相中の転位との距離が増大し、50℃近傍の温度範囲で
は固溶Ｎがフェライト相中の転位に固着しにくくなり、
50℃での耐時効性を向上させることが可能であると考え
られる。なお、マルテンサイト相中に分配された固溶Ｎ
は、塗装焼付け処理のような温度での歪時効処理におい
てはフェライト相中の転位に固着し歪時効硬化に寄与す
るものと考えられる。

【００３７】また、鋼板の十分な強度が確保され、さら
にＮによる歪時効硬化が有効に発揮されるためには固溶
Ｎ量はおおむね0.0010％以上必要となる。また、さらに
大きな歪時効硬化による降伏応力の増加、引張強さTSの
増加が必要な場合は固溶Ｎを0.0020％さらには0.0030％
以上とすることが好ましい。なお、固溶Ｎ量は、化学分
析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて
求めるものとする。析出Ｎ量の分析方法としては、本発
明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、定
電位電解法を用いた電解抽出分析法により抽出した残渣
を化学分析して残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量と
するのが有効である。なお、抽出分析に用いる地鉄を溶
解する方法として、酸分解法、ハロゲン法、および電解
法などがある。この中で、電解法は炭化物、窒化物など
の不安定な析出物を分解させることなく、安定して地鉄
のみを溶解できる。電解液としてはアセチルアセトン系
を用いて、定電位にて電解する。本発明では定電位電解
法を用いて析出Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度
ともっとも良い対応を示した。

【００３８】連続焼鈍時のヒートパターンを適正に調整
することにより、必要かつ十分な固溶Ｎ量と、マルテン
サイト相、フェライト相への固溶Ｎの分配比を適正に制
御でき、優れた耐時効性と優れた歪時効硬化性を両立さ
せることができる。まず、第１の本発明における、連続
焼鈍工程について、説明する。第１の本発明では、前記
した工程で製造された冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac ₃
変態点＋50℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、600
〜250 ℃間の平均冷却速度を次（１）式 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） （ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量
％）、CR：臨界冷却速度（℃／ｓ））で定義される臨界
冷却速度（CR）以上でかつ50℃/s以下として冷却する。

【００３９】焼鈍温度がAc₃ 変態点未満のフェライト＋
オーステナイト二相域では熱力学的にオーステナイト相
へＮが分配され過ぎる。すなわち、後述する冷却後に形
成されるフェライト相、マルテンサイト相に固溶Ｎが均
一に分散されにくいため、高い歪時効硬化性を確保する
ことが期待できないばかりか、場合によっては歪時効硬
化性が大きくばらつく場合がある。一方、（Ac₃ 変態点
＋50℃）を超えると、結晶粒が粗大化する。このため、
焼鈍温度は（Ac₃ 変態点）〜（Ac₃ 変態点＋50℃）の温
度範囲とすることが好ましい。なお、焼鈍時間は、組織
の微細化、固溶Ｎの確保の観点からできる限り短いほう
が望ましいと考えられるが、操業の安定性の観点から概
ね10s 程度の均熱が必要である。また、組織の均一かつ
微細化と固溶Ｎ量の確保という観点からは、焼鈍時間
は、概ね120s以下とすることが好ましい。微細均一な結
晶組織とすることにより、固溶Ｎの安定サイトと考えら
れる粒界面積が大幅に増加するため、50℃近傍での耐時
効性が向上するものと考えられる。

【００４０】焼鈍温度に均熱した後の冷却は、複合組織
の形成および固溶Ｎ量の確保の観点から重要である。60
0 〜250 ℃の温度域における平均冷却速度が50℃/sを超
えると、50℃近傍での耐時効性が劣化する。この詳細な
機構については不明な点が多いが、冷却速度が速すぎる
ため、固溶Ｎが均一に分散しすぎ、50℃近傍の温度で容
易に結晶内の転位に固着して時効劣化をもたらすものと
考えられる。一方、600 〜250 ℃の温度域における平均
冷却速度が、前記（１）式で定義される臨界冷却速度CR
未満では、フェライト相を主相としマルテンサイト相を
含む複合組織が得られず、耐時効性が劣化する。また、
250℃以下の温度域については、通常連続焼鈍で行われ
ているように50℃以下まで冷却することが好ましい。な
お、前記焼鈍温度までの加熱速度については特に限定し
ないが、組織の微細化の観点からは50℃/s以下とするこ
とが好ましく、連続焼鈍における生産効率の観点からは
１℃/s以上とすることが好ましい。

【００４１】つぎに、第２の本発明における、連続焼鈍
工程について、説明する。第２の本発明では、前記した
工程で製造された冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac ₃ 変態
点＋100 ℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、（Ac₃
変態点）〜（Ac₁変態点）間の平均冷却速度を３〜25℃/
sとしAc₁ 変態点直上まで冷却し、さらに（Ac₁ 変態
点）〜250 ℃間の平均冷却速度を前記（１）式で定義さ
れる臨界冷却速度(CR)以上として冷却する。

【００４２】焼鈍温度が、Ac₃ 変態点未満のフェライト
＋オーステナイト二相域では熱力学的にオーステナイト
相へＮが分配され過ぎる。すなわち、固溶Ｎが均一にフ
ェライト相、マルテンサイト相に分散されにくいため、
高い歪時効硬化性を確保することが期待できないばかり
か、場合によっては歪時効硬化性が大きくばらつく場合
がある。一方、（Ac₃ 変態点＋50℃）を超えると、結晶
粒が粗大化するが、第２の本発明では、その後の冷却条
件により、耐時効性の劣化を防止することができるた
め、（Ac₃ 変態点＋100 ℃）まで焼鈍温度を上昇するこ
とができる。このようなことから、第２の本発明では，
焼鈍温度を（Ac₃ 変態点）〜（Ac₃ 変態点＋100 ℃）の
温度範囲とした。なお、焼鈍時間は、固溶Ｎの確保の観
点からできる限り短いほうが望ましいと考えられるが、
操業の安定性の観点から概ね10s 程度の均熱が必要であ
る。また、組織の均一化と固溶Ｎ量の確保という観点か
らは、概ね120s以下とすることが好ましい。

【００４３】焼鈍温度で均熱した後の冷却は、まず、フ
ェライト相、オーステナイト相の２相が生成する温度範
囲である、（Ac₃ 変態点）〜（Ac₁ 変態点）間の平均冷
却速度を３〜25℃/sとしてAc₁ 変態点直上まで冷却す
る。詳細な機構については不明であるが、二相域での冷
却速度を適正な冷却速度とすることにより、オーステナ
イト相、すなわち冷却終了後のマルテンサイト相中に固
溶Ｎが適量分配されると考えられ、これにより軟質であ
るフェライト相の歪時効による硬化や伸びの低下を抑制
できるものと考えられる。

【００４４】ついで、Ac₁ 変態点直上から、Ac₁ 変態点
から 250℃の温度域における平均冷却速度を前記（１）
式で定義される臨界冷却速度（CR）以上として冷却す
る。これにより、フェライト相を主相とし、マルテンサ
イト相を含む複合組織を得る。これにより耐時効性と歪
時効硬化性が同時に優れた鋼板となる。なお、Ac₁ 変態
点から 250℃の温度域における平均冷却速度の上限につ
いては特に規定しないが、延性を確保する観点からは、
100 ℃/s以下とすることが望ましい。また、 250℃以下
の温度域については、通常連続焼鈍で行われているよう
に50℃以下まで冷却することが好ましい。

【００４５】なお、前記焼鈍温度までの加熱速度につい
ては特に限定しないが、組織の微細化の観点からは50℃
/s以下とすることが好ましく、連続焼鈍における生産効
率の観点からは１℃/s以上とすることが好ましい。つぎ
に、第３の本発明における、連続焼鈍工程について、説
明する。第３の本発明では、前記した工程で製造された
冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac ₃ 変態点＋100 ℃）の温
度範囲で10〜120s保持した後、600 〜450 ℃間の平均冷
却速度を前記（１）式で定義される臨界冷却速度(CR)以
上とし450 ℃まで冷却し、さらに450 〜250 ℃間の平均
冷却速度を１〜５℃/sとして冷却する。

【００４６】第３の本発明における連続焼鈍工程では、
第２の本発明と同様に、まず、冷延板を（Ac₃ 変態点）
〜（Ac₃ 変態点＋100 ℃）の温度範囲で焼鈍する。焼鈍
温度が、Ac₃ 変態点未満では、固溶Ｎが均一にフェライ
ト相、マルテンサイト相に分散されにくいため、高い歪
時効硬化性を確保することが期待できないばかりか、場
合によっては歪時効硬化性が大きくばらつく場合があ
る。一方、（Ac₃ 変態点＋50℃）を超えると、結晶粒が
粗大化するが、第２の本発明と同様に第３の発明では、
その後の冷却条件により、耐時効性の劣化を防止するこ
とができるため、（Ac₃ 変態点＋100 ℃）まで焼鈍温度
を上昇することができる。このようなことから、第３の
本発明では、焼鈍温度を（Ac₃ 変態点）〜（Ac₃ 変態点
＋100 ℃）の温度範囲とした。なお、焼鈍時間は、固溶
Ｎの確保の観点からできる限り短いほうが望ましいと考
えられるが、操業の安定性の観点から概ね10s 程度の均
熱が必要である。また、組織の均一化と固溶Ｎ量の確保
という観点からは、概ね120s以下とすることが好まし
い。

【００４７】上記した焼鈍温度で均熱したのちの冷却
は、第３の本発明では、まず、600 ℃から450 ℃の温度
域での平均冷却速度を前記（１）式で定義される臨界冷
却速度（CR）以上で450 ℃まで冷却する。この温度域で
の平均冷却速度が臨界冷却速度（CR）未満では、フェラ
イト相を主相としマルテンサイト相を含む複合組織を得
ることができない。

【００４８】ついで、450 ℃から250 ℃の間の平均冷却
速度が１℃/sから５℃/sとなるように冷却する。450 ℃
以下の温度域で、１〜５℃／ｓという比較的緩冷とする
ことにより、耐時効性と歪時効硬化性が同時に優れた鋼
板となる。この詳細な機構については不明であるが、こ
の温度域での適正な緩冷により、歪時効硬化特性を得る
上では必要量以上に固溶されたＮが析出等により固溶状
態ではなくなり固溶Ｎ量が適正量となり、50℃近傍の温
度における歪時効による硬化や伸びの低下を抑制するた
めと考えられる。なお、450 〜250 ℃の温度域で、過時
効処理のように所定の温度に保持した後に再度冷却して
も、その後の冷却速度が上記した平均冷却速度の範囲内
であれば何ら問題はない。また、 250℃以下の温度域に
ついては、通常連続焼鈍で行われているように50℃以下
まで冷却することが好ましい。

【００４９】第４の本発明では、前記した工程で製造さ
れた冷延板を（Ac₃ 変態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点＋50
℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、600 〜250 ℃間
の平均冷却速度を前記（１）式で定義される臨界冷却速
度(CR)以上、50℃／ｓ以下として冷却する。第４の本発
明における連続焼鈍工程では、まず、冷延板を（Ac₃ 変
態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点＋50℃）の温度範囲で焼鈍
する。第１〜第３の本発明では、冷延板をAc₃ 変態点以
上の温度範囲に保持するが、第４の本発明では、比較的
強度レベルの低い高張力鋼板を目的としてＣ，Mn等のオ
ーステナイト安定化元素を低減しており、Ac₃ 変態点よ
り低い温度範囲に保持しても、 歪時効硬化性の顕著な低
下が認められない温度範囲が存在し、比較的低い温度域
での焼鈍が可能となる。比較的低い温度域での焼鈍が可
能となる機構の詳細については、現在のところ不明であ
るが、オーステナイト相へのＮの濃化がＣ、Mn等のオー
ステナイト安定化元素を多く含有する場合ほど顕著でな
くなるためと考えられる。

【００５０】焼鈍温度が、（Ac₃ 変態点−50℃）未満で
はオーステナイト相へのＮの濃化が顕著となり高い歪時
効硬化性が得られない。一方、（Ac₃ 変態点＋50℃）を
超えて高くなると、結晶粒が粗大化し、50℃近傍での耐
時効性が劣化する。このようなことから、第４の本発明
では、焼鈍温度を（Ac₃ 変態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点
＋50℃）の温度範囲とした。なお、焼鈍時間は、操業の
安定性の観点から概ね10s 程度の均熱が必要である。ま
た、組織の均一化と固溶Ｎ量の確保という観点から、概
ね120s以下とした。

【００５１】上記した焼鈍温度で均熱したのちの冷却
は、第４の本発明では、複合組織の形成、固溶Ｎ量の確
保という観点から、600 〜250 ℃間の温度域での平均冷
却速度を前記（１）式で定義される臨界冷却速度（CR）
以上50℃／ｓ以下として冷却する。600 〜250 ℃間の温
度域での平均冷却速度が前記（１）式で定義される臨界
冷却速度（CR）未満では、フェライト相を主相としマル
テンサイト相を含む複合組織を得ることができず、耐時
効性が低下する。一方、600 〜250 ℃間の温度域での平
均冷却速度が50℃／ｓを超えると、50℃近傍での耐時効
性が劣化する。この耐時効性劣化の詳細な機構について
は不明な点が多いが、冷却速度が速すぎるため固溶Ｎが
均一に分散しすぎて、50℃近傍の温度で容易に転位に固
着して時効劣化をもたらすものと考えられる。なお、25
0 ℃未満の温度域での冷却は、通常の連続焼鈍における
ように、50℃以下まで冷却することが好ましい。

【００５２】第５の本発明では、前記した工程で製造さ
れた冷延板を（Ac₃ 変態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点＋50
℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、600 ℃〜450 ℃
間の平均冷却速度を前記（１）式で定義される臨界冷却
速度（CR）以上とし、さらに450 ℃〜250 ℃間の平均冷
却速度を１〜５℃／ｓとして冷却する。第５の本発明に
おける連続焼鈍工程では、第４の本発明と同様に、ま
ず、冷延板を（Ac₃ 変態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点＋50
℃）の温度範囲で焼鈍する。第５の本発明では、第４の
本発明と同様に、Ｃ，Mn等のオーステナイト安定化元素
を低減しており、（Ac₃ 変態点−50℃）〜（Ac₃ 変態点
＋50℃）という比較的低い温度域での焼鈍が可能とな
る。なお、焼鈍時間は、操業の安定性の観点から概ね10
s 程度の均熱が必要である。また、組織の微細均一化と
固溶Ｎ量の確保という観点から、概ね120s以下とした。
なお、固溶Ｎ量を確保するという観点から、焼鈍時間は
できるだけ短いほうが好ましい。

【００５３】上記した焼鈍温度で均熱したのちの冷却
は、第５の本発明では、複合組織の形成という観点か
ら、600 〜450 ℃間の温度域での平均冷却速度を前記
（１）式で定義される臨界冷却速度（CR）以上とする。
600 〜450 ℃間の温度域での平均冷却速度が、臨界冷却
速度（CR）未満ではフェライトを主相としマルテンサイ
トを含む複合組織とすることができず、耐時効性が低下
する。なお、 第５の本発明では、600 〜450 ℃間の温度
域での冷却速度の上限は特に規定しない。第５の本発明
では、450 ℃〜250 ℃間の平均冷却速度を１〜５℃／ｓ
とする。これにより、600 〜450 ℃間の温度域での冷却
速度の上限を規定することなく、50℃での耐時効性の劣
化を防止することができる。

【００５４】なお、450 〜250 ℃間の冷却は、均一な冷
却でなく、過時効処理のような所定の温度に保持したの
ち再度冷却する方法でも、上記した平均冷却速度の範囲
内であれば何ら問題はない。これは、上記した温度範囲
内での適切な滞留により、所望の歪時効硬化特性を得る
うえで必要な量以上に存在する固溶Ｃ，Ｎが析出等によ
り減少し、50℃近傍での歪時効が抑制されたためと推定
される。

【００５５】なお、前記焼鈍温度までの加熱速度につい
ては特に限定しないが、組織の微細化の観点からは50℃
/s以下とすることが好ましく、連続焼鈍における生産効
率の観点からは１℃/s以上とすることが好ましい。な
お、前記第１〜第５のいずれかの連続焼鈍工程を施した
冷延鋼板にさらに通常形状矯正のために行われている伸
び率0.3 〜３％程度の調質圧延を施すことが好ましい。

【００５６】また、本発明の製造方法により製造された
冷延鋼板には、溶融亜鉛めっき等の亜鉛めっき処理、あ
るいは亜鉛めっき処理後、化学処理性、溶接性、プレス
成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理、例え
ばFe系めっきやZn-Ni 等のめっきを施すことや、さらに
これらの上に潤滑剤を付着させる処理等を施してもよ
い。

【００５７】

【実施例】次に、実施例にしたがい、本発明についてさ
らに詳細に説明する。表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶
製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、これら鋼
スラブを表２に示す種々の温度に加熱したのち、表２に
示す条件で熱間圧延を施す熱間圧延工程により、板厚
4.0mmの熱延板とした。引き続き、これら熱延板に酸洗
処理を施し、表２に示す条件で冷間圧延を施す冷間圧延
工程により、板厚 1.6mmの冷延板とした。ついで、これ
ら冷延板に、連続焼鈍ラインで、表２に示す焼鈍温度・
時間の焼鈍と、焼鈍後に表２に示す条件の冷却を施す連
続焼鈍工程を施し、さらに表２に示す条件の調質圧延を
施して冷延焼鈍板とした。

【００５８】

【表１】

【００５９】

【表２】

【００６０】

【表３】

【００６１】

【表４】

【００６２】

【表５】

【００６３】

【表６】

【００６４】得られた調質圧延後の冷延焼鈍板から、試
験片を採取し、下記に示す試験方法で、鋼板組織、引張
特性、耐時効性、歪時効硬化性を求めた。なお、得られ
た冷延焼鈍板の固溶Ｎ量は前記した、化学分析により求
めた鋼中の全Ｎ量から定電位電解法を用いた電解抽出分
析法により求めた析出Ｎ量を差し引いた値とした。 （１）引張特性 得られた各冷延焼鈍板からJIS 5 号引張試験片を採取
し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏
応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥＩを求めた。また、こ
れらの値から降伏比（＝ＹＳ／ＴＳ）を算出した。 （２）耐時効性 得られた各冷延焼鈍板からJIS 5 号引張試験片を採取
し、50℃で 400ｈ保持したのち、引張試験を実施し、長
時間保持後の伸びEl_agを求め、延性Ｅｌの低下量（ΔEl
＝El_ag−El _,El；保持前の伸び）を算出した。 （３）歪時効硬化性 得られた各冷延焼鈍板からJIS 5 号引張試験片を採取
し、引張歪：５％で予変形し、170 ℃×20min の熱処理
を施す、標準的な時効処理を施したのち、引張試験を実
施し、時効処理後の引張特性（ＹＳ_HT，ＴＳ_HT）を求
め、ＢＨ量＝ＹＳ_HT−ＹＳ_T ，ΔＴＳ＝ＴＳ_HT−ＴＳを
算出し、歪時効硬化性を評価した。なお、ＹＳ_T は時効
処理前の予変形応力、すなわち引張歪５％の予変形を施
したときの応力である。 （４）組織 得られた各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に
直行する断面について走査型電子顕微鏡を用いてミクロ
組織を観察した。鋼板中のフェライト相、マルテンサイ
相については、倍率1000倍の組織写真を用い、画像解析
装置により各相の組織分率（面積率）を求めた。

【００６５】得られた結果を表３に示す。

【００６６】

【表７】

【００６７】

【表８】

【００６８】

【表９】

【００６９】

【表１０】

【００７０】

【表１１】

【００７１】本発明例はいずれも、440MPa以上の引張強
さを有する低降伏比鋼板であり、50℃で400 ｈという長
時間保管による延性の低下も1.0 ％以下と少なく、また
ＢＨ量が80MPa 以上、ΔＴＳが40MPa 以上と高い歪時効
硬化性を有する、耐時効性と歪時効硬化性がともに優れ
た高張力冷延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を
外れる条件で製造された比較例では、耐時効性が劣化し
ているか、あるいはＢＨ量が低いか、ΔＴＳが低く歪時
効硬化性が低下している。

【００７２】

【発明の効果】本発明によれば、耐時効性と歪時効硬化
性がともに優れた高張力冷延鋼板が容易にかつ安定して
製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明によれ
ば、Ｎを強化元素とする本発明によれば、他の合金元素
を添加する場合とことなり、熱間の変形抵抗を顕著に上
げることがなく、変形抵抗が増大する薄物の熱間圧延の
圧延負荷を軽減でき、圧延効率が向上するという効果も
ある。また、本発明方法を適用して製造された高張力冷
延鋼板は、自動車構造用部品として、自動車車体の軽量
化に寄与する以外に、建設部材、機械構造用部品等の性
能向上に有効に寄与できるという効果もある。

フロントページの続き (72)発明者 松岡 才二 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 坂田 敬 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 山崎 琢也 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA06 EA11 EA15 EA16 EA17 EA18 EA23 EA25 EC01 FA02 FA03 FC04 FE02 FH01 FJ01 FJ05 FJ06 FK01 FK02 FK03 HA01

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらにCr、Moのうちの１種または２種を合計で
   0.05〜2.0 ％含有し、かつＮ／Al（質量％比）が0.3 以
   上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成
   の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、
   粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延
   出側温度：800 ℃以上とする仕上げ圧延を施し、巻取り
   温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程
   と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とす
   る冷間圧延工程と、前記冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac
   ₃ 変態点＋50℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、60
   0 〜250 ℃間の平均冷却速度を下記（１）式で定義され
   る臨界冷却速度（CR）以上50℃/s以下として冷却する連
   続焼鈍工程とを順次施すことを特徴とする耐時効性およ
   び歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 記 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量％） CR：臨界冷却速度（℃／ｓ）
2. 【請求項２】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらにCr、Moのうちの１種または２種を合計で
   0.05〜2.0 ％含有し、かつＮ／Al（質量％比）が0.3 以
   上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成
   の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、
   粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延
   出側温度：800 ℃以上とする仕上げ圧延を施し、巻取り
   温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程
   と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とす
   る冷間圧延工程と、前記冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac
   ₃ 変態点＋100 ℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、
   （Ac₃ 変態点）〜（Ac₁ 変態点）間の平均冷却速度を３
   〜25℃/sとし、さらに（Ac₁ 変態点）〜250 ℃間の平均
   冷却速度を下記（１）式で定義される臨界冷却速度(CR)
   以上として冷却する連続焼鈍工程とを順次施すことを特
   徴とする耐時効性および歪時効硬化特性に優れた高張力
   冷延鋼板の製造方法。 記 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量％） CR：臨界冷却速度（℃／ｓ）
3. 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらにCr、Moのうちの１種または２種を合計で
   0.05〜2.0 ％含有し、かつＮ／Al（質量％比）が0.3 以
   上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成
   の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、
   粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延
   出側温度：800 ℃以上とする仕上げ圧延を施し、巻取り
   温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程
   と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とす
   る冷間圧延工程と、前記冷延板を（Ac₃ 変態点）〜（Ac
   ₃ 変態点＋100 ℃）の温度範囲で10〜120s保持した後、
   600 〜450 ℃間の平均冷却速度を下記（１）式で定義さ
   れる臨界冷却速度(CR)以上とし、さらに450 〜250 ℃間
   の平均冷却速度を１〜５℃/sとして冷却する連続焼鈍工
   程とを順次施すことを特徴とする耐時効性および歪時効
   硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 記 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量％） CR：臨界冷却速度（℃／ｓ）
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃ：0.05％以下、 Si：1.0 ％以下、 Mn：1.8 ％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらにCr、Moのうちの１種または２種を合計で
   0.05〜1.0 ％含有し、かつＮ／Al（質量％比）が0.3 以
   上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成
   の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、
   粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延
   出側温度：800 ℃以上とする仕上げ圧延を施し、巻取り
   温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程
   と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とす
   る冷間圧延工程と、前記冷延板に（Ac₃ 変態点−50℃）
   〜（Ac₃ 変態点＋50℃）の温度範囲で10〜120 ｓ保持
   後、600 ℃〜250 ℃間の平均冷却速度を下記（１）式で
   定義される臨界冷却速度（CR）以上、50℃／ｓ以下とし
   て冷却する連続焼鈍工程とを順次施すことを特徴とする
   耐時効性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板
   の製造方法。 記 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量％） CR：臨界冷却速度（℃／ｓ）
5. 【請求項５】 質量％で、 Ｃ：0.05％以下、 Si：1.0 ％以下、 Mn：1.8 ％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらにCr、Moのうちの１種または２種を合計で
   0.05〜1.0 ％含有し、かつＮ／Al（質量％比）が0.3 以
   上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成
   の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、
   粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延
   出側温度：800 ℃以上とする仕上げ圧延を施し、巻取り
   温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程
   と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とす
   る冷間圧延工程と、前記冷延板に（Ac₃ 変態点−50℃）
   〜（Ac₃ 変態点＋50℃）の温度範囲で10〜120 ｓ保持
   後、600 ℃〜450 ℃間の平均冷却速度を下記（１）式で
   定義される臨界冷却速度（CR）以上とし、さらに450 ℃
   〜250 ℃間の平均冷却速度を１〜５℃／ｓとして冷却す
   る連続焼鈍工程とを順次施すことを特徴とする耐時効性
   および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方
   法。 記 log CR = -1.73(Mn ＋2.67Mo＋1.3Cr ＋0.26Si）＋3.95 ………（１） ここに、Mn、Mo、Cr、Si：各元素の含有量（質量％） CR：臨界冷却速度（℃／ｓ）