烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板、热轧钢板和它们的制造方法

摘要

提供一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的钢板,该钢板,按质量%计,含有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,以满足Al=0.10%以下,N=0.001～0.10%,和0.52Al/N<5的条件含有Al和N,而且,以满足Cr=2.5%以下,Mo=1.0%以下,V=0.1%以下,和(Cr+3.5Mo+39V)0.1的条件含有Cr、Mo、V中的1种或1种以上,其余部分由Fe和不可避免的杂质构成,采用在2%拉伸变形后在170℃下进行20分钟的热处理的办法进行评价的BH170在45MPa以上,而且,采用在2%拉伸变形后在160℃下进行10分钟的热处理的办法进行评价的BH160,和采用在2%拉伸变形后在150℃下进行10分钟的热处理的办法进行评价的BH150中的任何一者都在35MPa以上,此外,在进行100℃1个小时的热处理之后的拉伸试验中的屈服点伸长,在0.6%以下。

说明书

技术领域

本发明涉及兼备烤漆硬化性能(BH)、耐常温时效性和成型性的钢板及其制造方法。

所谓BH，是Bake Hardenability或Bake Hardening的缩写，是用来通过拉伸试验简易地评价继汽车制造的冲压成型之后，由烤漆带来的钢板的机械强度的增加程度的指标。BH如下方法进行测定。首先，测定因拉伸试验使钢板形成2％的拉伸变形时的流动应力。接着，在进行了规定的热处理(通常，在170℃下20分钟，在本发明中，有时进行150和160℃的热处理)之后，再次进行拉伸试验，测定上屈服应力。若设开始时的拉伸试验的2％的拉伸变形时的流动应力为σ1，再次拉伸试验时的上屈服应力为σ2，则BH量可以由σ2-σ1给出。另外，在不出现上屈服点的情况下则用0.2％弹性极限应力代替。

本发明的钢板是可以在汽车、家电产品、建筑物等中使用的钢板。包括未进行表面处理的狭义的冷轧钢板和热轧钢板，以及为了防锈进行了合金化熔融镀锌(Zn)、电镀等的表面处理后的广义冷轧钢板和热轧钢板。

背景技术

归因于熔融钢水的真空脱气处理的最近的进步，在极低炭素钢的熔炼已变得容易的现在，具有良好的加工性的极低炭素钢钢板的需要日益增加。其中，在特开昭59-31827号公报等中公开的复合添加Ti和Nb的极低炭素钢板，由于具有极其良好的加工性，兼备烤漆硬化性(BH)而且熔融镀锌特性也很好，故占有越来越重要的位置。

但是，其BH量并未超过通常的BH钢板的水平，如果要想赋予更大的BH量，则具有不再能够确保耐常温时效性的缺点。

提高了BH的钢板，在冲压成型时由于强度低故成型性优良，由于在成型为部件的最终形状之后会变硬，故耐压痕性优良。虽然一般地说若增加固溶C或固溶N的量则BH会变高，但是耐常温时效性却将成为问题。

有关涉及兼备高BH性和耐常温时效性的钢板的技术，例如，有特公平3-2224号公报。该公报中公开的技术，是向极低炭素钢中复合添加进多量的Nb和B以及Ti，使退火后的组织变成为铁素体相和低温变态生成相的复合组织，得到兼备高r值、高BH、高延展性和耐常温时效性的冷轧钢板的技术。

但是，在该项技术中，显然存在着以下1)和2)那样的实际操作方面的问题。

1)在含有多量的Nb和B以及Ti的成分的钢中，α→γ变态点并不会降低，为了得到复合组织，极其高温的退火是必不可少的，在连续退火时，这将成为板破裂等的麻烦的根由。

2)由于α+γ的温度区域极其狭窄，故组织会在板宽方向上变化，结果常常会使得材质不均现象严重，或者归因于数℃的退火温度的变化，有时会出现不能成为复合组织的情况，制造是极其不稳定的。

此外，在特开平7-300623号公报中，公开了在已添加Nb的极低炭素钢板中，采用控制退火后的冷却速度的办法来提高粒界中的炭素浓度，使得高BH和耐常温时效性可以兼得的技术。但是，即便是采用该项技术，高BH和耐常温时效性之间的平衡也不能说是充分的。

此外，在现有的BH钢板的情况下，如果BH的热处理条件是在170℃-20分钟时，虽然可以得到规定的BH，但是该条件却存在着在160℃-10分钟或在150℃-10分钟的情况下BH会降低的问题。

如上所述，现有的BH钢板存在难于稳定的制造或者若增加BH量时则会损失耐常温时效性的缺点。此外，烤漆硬化的温度，当从现行的170℃变成为160℃乃至150℃的低温时，则存在着得不到充分的BH量的问题。

本发明的公开

本发明提供了兼备高BH性和耐常温时效性，而且，即便是BH的温度变成为低温也具有充分的BH量的钢板及其制造方法。

本发明者等，为了实现上述目的进行了深入细致的研究，得出了以下所述的以往根本不存在的见解。

即，发现了通过向残存有固溶N的钢中添加Cr、Mo、V等，既可以使其具有高BH、耐常温时效性，而且，即便是烤漆硬化条件变成为低温短时间的情况下，也可以确保高BH性。

本发明，是一种根据这样的思想和新的见解构成的以前根本没有的完全新颖的钢板及其制造方法，其主要内容如下。

(1)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板，其特征在于：按质量％计，含有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，以满足Al：0.10％以下，N：0.001～0.10％，和0.52Al/N＜5的条件含有Al和N，而且，以满足Cr：2.5％以下，Mo：1.0％以下，V：0.1％以下，和(Cr+3.5Mo+39V)≥0.1的条件含有Cr、Mo、V中的1种或1种以上，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，通过采用2％拉伸变形后在170℃下进行20分钟的热处理评价的BH170在45MPa以上，而且，通过采用2％拉伸变形后在160℃下进行10分钟的热处理评价的BH160，和通过采用2％拉伸变形后在150℃下进行10分钟的热处理评价的BH150均在35MPa以上，进一步，在进行100℃下1个小时的热处理之后的拉伸试验中的屈服点伸长为0.6％以下。

(2)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的热轧钢板，其特征在于：按质量％计，含有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，以满足Al：0.20％以下，N：0.001～0.10％，和0.52Al/N＜10的条件含有Al和N，而且，以满足Cr：2.5％以下，Mo：1.0％以下，V：0.1％以下，和(Cr+3.5Mo+39V)≥0.1的条件含有Cr、Mo、V中的1种或1种以上，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，通过采用2％拉伸变形后在170℃下进行20分钟的热处理评价的BH170在45MPa以上，而且，通过采用2％拉伸变形后在160℃下进行10分钟的热处理评价的BH160，和通过采用2％拉伸变形后在150℃下进行10分钟的热处理评价的BH150中的任何一者均在35MPa以上，进一步，在进行100℃下1个小时的热处理之后的拉伸试验中的屈服点伸长为0.6％以下。

(3)上述(1)或(2)所述的烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板或热轧钢板，其特征在于：按质量％计，含有0.0005～0.04％的固溶N。

(4)上述(1)～(3)中的任何一项所述的烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板或热轧钢板，其特征在于：按质量％计，进一步含有0.0005～0.01％的Ca。

(5)上述(1)～(4)中的任何一项所述的烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板或热轧钢板，其特征在于：按质量％计，进一步含有0.0001～0.01％的B。

(6)上述(1)～(5)中的任何一项所述的烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板或热轧钢板，其特征在于：按质量％计，进一步含有0.001～0.03％的Nb。

(7)上述(1)～(6)中的任何一项所述的烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板或热轧钢板，其特征在于：按质量％计，进一步以满足Ti＝0.0001～0.10％，和N-0.29Ti＞0.0005的条件含有Ti。

(8)上述(1)～(7)中的任何一项所述的烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板或热轧钢板，其特征在于：按质量％计，进一步以合计为0.001～0.10％的量含有Sn、Cu、Ni、Co、Zn、W、Zr和Mg中的一种或一种以上。

(9)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的镀锌冷轧钢板，其特征在于：对于上述(1)或上述(3)～(8)中的任何一项所述的热轧钢板，实施了熔融镀锌、合金化熔融镀锌或电镀锌。

(10)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的镀锌热轧钢板，其特征在于：对于上述(2)或上述(3)～(8)中的任何一项所述的热轧钢板，施行了熔融镀锌、合金化熔融镀锌或电镀锌。

(11)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有上述(1)或上述(3)～(8)中的任何一项所述的化学成分的板坯在(Ar₃点-100)℃以上的温度下进行热轧之后，以95％以下的压下率进行冷轧，然后，以最高到达温度为600℃以上1000℃以下的温度范围进行退火，接着从退火温度到400℃以下的温度为止，以平均冷却速度10℃/s以上进行冷却。

(12)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有上述(1)或上述(3)～(8)中的任何一项所述的化学成分的板坯在(Ar₃点-100)℃以上的温度下进行热轧之后，以95％以下的压下率进行冷轧，然后，以最高到达温度为600℃以上1100℃以下的温度范围进行退火，接着从退火温度到400℃以下的温度为止，以平均冷却速度10℃/s以上进行冷却，然后，再在150℃～400℃的范围内，进行120秒以上的过时效处理。

(13)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的熔融出镀锌冷轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有上述(1)或上述(3)～(8)中的任何一项所述的化学成分的板坯在(Ar₃点-100)℃以上的温度下进行热轧之后，以95％以下的压下率进行冷轧，然后，在连续熔融镀锌生产线上在最高到达温度为600℃以上1100℃以下的温度范围内进行退火，接着从退火温度到镀锌浴的温度为止，以平均冷却速度为10℃/s以上速度进行冷却。

(14)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的合金化熔融镀锌冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在上述(13)所述的熔融镀锌冷轧钢板的制造方法中，在实施熔融镀锌之后，在460℃～650℃的范围内进行3秒以上的热处理。

(15)一种烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有上述(2)或上述(3)～(8)中的任何一项所述的化学成分的板坯在(Ar₃点-100)℃以上的温度下进行热轧之后，以平均冷却速度为10℃/s以上的速度使之从热压轧结束温度冷却到600℃以下的温度，接着在550℃下的温度下卷制。

本发明的优选实施方案

在这里，进一步说明在本发明中对钢组成和制造条件作上述限定的理由。

C，由于是可以廉价地使强度增加的元素，故其添加量虽然会相应于作

为目标的强度级别而变化，但是，由于要将C控制在低于0.0001％的水平在制钢技术上是困难的，由于不仅会使成本升高，还会使焊接部分的疲劳特性恶化，故将C添加量的下限定为0.0001％。另一方面，如果C量超过0.20％，不仅会会导致成型性的劣化、使焊接性受损，还会使得在本发明中兼具重要的高BH性和常温非时效性变得困难起来，故将C添加量的上限定为0.2％。在把本发明应用于那些需要深拉成型性的构件的情况下，理想的是将C量限定为0.0001～0.020％或0.012～0.024％的范围。

固溶C量，理想的是0.0020％以下。在本发明中，由于主要由N来确保高BH性和耐常温时效性，故如固溶C量过大，则难于确保耐常温时效性。更优选固溶C量低于0.0010％。固溶C量的调整既可以使C量在上述的上限以下，也可以根据卷制温度或过时效处理条件将其降低到规定的水平。

Si除了作为固溶体强化元素起着增加强度的作用之外，也有利于得到含有马氏体和贝氏体以及进一步含有残余γ等的组织。Si添加量虽然将相应于作为目标的强度级别而变化，但是，由于超过2.0％时，则发生冲压成型性恶化、导致化成处理性降低等，故Si添加量的上限定为2.0％。在实施合金化熔融镀锌的情况下，由于会产生镀层附着性的降低和因合金化反应的延迟而导致的生产性的降低等问题，故将其上限定为0.8％以下。虽然对其下限没有特别地限定，但是由于若低于0.001％则成本将会增加，故实质上的下限为0.001％。此外，出于控制Al量的观点在难于进行Al脱氧的情况下，则也可以用Si进行脱氧，在该情况下，则含有0.4％以上的Si。

Mn除了作为固溶体强化元素是有用以外，在用于形成MnS以抑制因热延迟的S引起的边裂，使热轧板组织微细化，得到含有马氏体、贝氏体以及进一步含有残留γ等的组织方面也是有效的。再有，Mn由于具有抑制起因于固溶N的常温时效的效果，故理想的是添加0.3％以上。但是，在需要深拉成型性的情况下，一般为0.15％以下，优选低于0.10％。另一方面，当其添加量超过3.0％时，由于延展性会因强度过高而降低，或者锌电镀层的附着性受到阻碍，故将Mn的添加量的上限定为3.0％。P与Si同样被人们熟知为廉价地使强度提高的元素，在有必要增加强度的情况下，就更为积极地添加该元素。此外，P还具有使热轧组织微细化，提高加工性的效果。但是，若添加量超过了0.15％则会使点焊接后的疲劳强度降低、或者因屈服强度增加过大而使得在冲压时会引起面形状不良等问题。再有，在连续熔融镀锌时还会使合金化反应变得极其迟缓，降低生产性。此外，2次加工性也会劣化。因此P添加量的上限定为0.15％。

S在高于0.015％的情况下，会成为热破裂的原因、或者使加工性劣化，故S添加量的上限定为0.015％。

Al也可以用作脱氧调制剂。但是，Al由于与N结合形成AlN，使BH性降低，故其添加量，理想的是限制在制造技术上不困难的范围内的必要最小限度。从该观点出发，在冷轧钢板的情况下，将其上限定为0.10％。当Al量超过0.10％时，为了确保固溶N，就必须大量地增加整个N量，在成本和成型性方面是不利的。0.02％是更优选的上限，0.007％是更理想的上限。另一方面，在热轧钢板的情况下，由于即便是Al原子对于N来说原子比为1以上，只要在热轧后进行急冷就可以确保固溶N，故Al的上限为0.20％即可。如果使Al限定为0.05％以下，进而限定为0.02％以下，则制造会变得更为容易起来。

N是本发明中的重要元素。即，在本发明中，主要由N来实现高BH性。因此，0.001％以上的添加是必须的。另一方面，由于如果N过多，则难于确保耐常温时效性，会使加工性劣化，故将0.10％定为其上限。优选的是0.002％～0.020％，更为优选的是0.002％～0.008％。再有，由于N易于与Al结合形成AlN，为了确保对BH作出贡献的N，故必须将0.52Al/N限定在一定的数值以下。在冷轧钢板的情况下，由于在退火的升温中或加热保温中AlN易于析出，故必须满足0.52Al/N＜5。优选为0.52Al/N＜4，更为优选为0.52Al/N＜3。

但是，如果假设急速加热且进行短时间保温，则0.52Al/N即便是与热轧钢板的限定相同也没什么关系。

另一方面，在热轧钢板的情况下，要进行如下限定。当0.52Al/N为10以上时，在热轧后的冷却过程或在卷制中，容易析出AlN，故将0.52Al/N的上限定为低于10。如果0.52Al/N低于10，由于考虑到热轧后的冷却速度或卷制温度，可以避免AlN的过度析出，故可以得到高BH性。0.52Al/N的更为优选的上限为5。

Cr、Mo、V是本发明中的重要元素。必须添加这些元素中的1种或1种以上。通过这些元素的添加，才首次使得高BH性和耐常温时效性的兼备成为可能。

由于N扩散速度比C大，故大家知道如果存在规定量以上的N，则要确保耐常温时效性是困难的。为此，在像汽车的外板面板等那些重视外观的构件处就不能使用应用了N的BH钢板。

但是，新发现采用积极地添加Cr、Mo、V的办法可以得到耐常温时效性而不会损伤BH性。

用这些元素使耐常温时效性提高的机构虽然尚未十分清楚，但是可以推测如下。

在常温附近，由于这些元素和N形成对或簇，而抑制N的扩散，故可以确保耐常温时效性。对此，在150～170℃下进行的烤漆硬化处理中，由于N会从这些的对或簇中脱出并位错固定附着，故会发现高BH性。

Cr、Mo、V的添加量的上限，从加工性的确保和成本的角度来决定，分别为2.5％，1.0％，0.1％。如果添加V量过多，由于会形成氮化物，难于确保固溶N，故优选为0.04％以下。

为了确保耐常温时效性，必须以满足(Cr+3.5Mo+39V)≥0.1来添加Cr、Mo、V。(Cr+3.5Mo+39V)≥4是更为优选的范围。此外，为了确保耐常温时效性，比起单独地添加Cr、Mo、V中的一种，组合地添加2种或以上效果更好。

固溶N按合计限定为0.0005～0.004％。在这里，所谓固溶N，不仅在Fe中单独地存在，还包括与Cr、Mo、V、Mn、Si、P等的置换型固溶元素形成对或簇的N。固溶N量，可以用氢气气流中加热抽出法求得。该方法是这样的方法：把试样加热到200～500℃左右的温度区域，使固溶体N和氢进行反应后变成为氨，对氨进行质量分析，对其分析值进行换算，求固溶N量。

再有，固溶N量也可以从全部的N量中，减去作为AlN、NbN、VN、TiN、BN等的化合物存在的N量(根据抽提残渣的化学分析定量)后的值来求得。此外，还也可以用内部摩擦法或FIM(Field Ion Microscopy，场离子显微镜)求得。

若固溶N不足0.0005％，则不能得到充分的BH性。此外，如果固溶N超过了0.004％，则即使BH性会提高，要得到耐常温时效性也是困难的。固溶N量，更为优选的是0.0012～0.003％。

Ca由于除了作为脱氧元素是有用的之外，还是对硫化物的形态控制也有效的元素，故也可以在0.0005～0.01％的范围内添加。如果不足0.0005％，则添加效果不充分，如果超过0.01％，则加工性会劣化，所以Ca的添加量定为0.0005～0.01％的范围。

B由于是对2次加工脆化的防止有效的元素，故要根据需要在0.0001～0.001％的范围内添加。添加量如果不足0.0001％则几乎没有什么添加效果，即便是添加量超过0.001％，则不仅添加效果饱和，BN也会变得易于形成，确保固溶N将变得困难起来。更为理想的范围是0.0001～0.0004％。

Nb由于是对于加工性的提高、高强度化以及对于组织的微细化和均一化有效的元素，故要根据需要在0.001～0.03％的范围内添加。但是，其添加量如果不足0.001％，则不能产生添加效果，而如果添加量超过了0.03％则变得易于形成NbN，难于确保固溶N。更为理想的范围是0.001～0.012％。

Ti由于也是具有与Nb同样的效果的元素，故也要根据需要在0.0001～0.10％的范围内添加。但是，其添加量如果不足0.0001％，则不能产生添加效果，另一方面若超过0.10％，则多量的N将TiN形式析出或结晶出来，固溶N的确保就会变得困难。0.001～0.020％是理想的，更为理想的范围是0.001～0.012％。进一步，为了确保固溶N，Ti必须在满足N-0.29Ti＞0.0005％的范围内进行添加。更为理想的是N-0.29Ti＞0.0010％。

在以上述成分为主要成分的钢中，也可以按合计量在0.001～1.0％的范围内含有Sn、Cu、Ni、Co、Zn、W、Zr和Mg中的一种或多种。但是，由于Zr会形成ZrN，故Zr的添加量理想的是限定为0.01％以下。

下面，对制造条件的限定理由进行说明。

供热轧的板坯，并不是特别用制造条件限定的。即，只要是由连续铸造板坯或薄板坯铸造等制造的板坯即可。此外，在铸造后，立即采用热轧的连续铸造-直接压轧(CC-DR)之类的工艺制造的板坯也适合于本发明。

在以热轧钢板作为最终产品的情况下，必须如下所述对制造条件进行限定。即，热轧的加工温度要在(Ar₃点-100)℃以上。如果低于(Ar₃点-100)℃，则造成难于确保加工性，产生板厚精度的问题。Ar₃点以上是更为理想的范围。对热轧的加工温度的上限虽然没有特别地限定，但是，从防止晶粒的粗大化、保护热轧轧辊的观点来看，理想的是定为1100℃以下。

另外，热轧的加热温度虽然并无特别限定，但是为了确保固溶N，在有必要使AlN溶解的情况下，定为1200℃以上是理想的。

在热轧后，从热轧结束温度至少到600℃为止，必须以平均冷却速度为10℃/s的速度进行冷却。这是为了抑制AlN的析出的缘故.

此外，还发现：在对于Al过剩地添加N的情况下，即，在0.51Al/N＜1的情况下，该冷却速度定为10℃/s以上，对于确保高BH性和耐常温时效性，也是重要的。如果冷却速度在30℃/s以上，则对于高BH性和耐常温时效性是更为理想的。虽然没有特别地限定冷却速度的上限，但是从生产性的观点来看，定为200℃/s以下是理想的。

卷制温度，为了抑制AlN的析出，限定为550℃以下。优选450℃以下。

根据本发明得到的热轧钢板的组织，虽然以铁素体或贝氏体为主相，但是即便是两相混合存在也没有问题，在它们中也可以存在马氏体、奥氏体、碳化物、氮化物。即，只要根据要求特性分开制造组织即可。

热轧后，也可以根据需要进行酸洗，然后以联机或脱机的形式进行压下率10％以下的表面光轧，或进行压下率高达40％左右的冷轧。

其次，对以冷轧钢板为最终产品的情况下的制造条件进行说明。热轧的加工温度，从确保产品板材的加工性的观点来看，必须在(Ar₃点-100)℃以上。热轧的加工温度虽然并无特别限定，但是，从防止晶粒的粗大化或者保护热轧轧辊的观点来看，理想的是限定为1100℃以下。

冷轧的压下率定为95％以下。把压下率定为95％以上，不仅加给设备的负荷过大，而且产品的机械性质的各向异性也会变大，故是不理想的。理想的是86％以下。冷轧的压下率的下限虽然没有特别限定，但是在要求优良的深拉性的情况下，理想的是限定为60％以上。

退火定为最高到达温度为600～1100℃的退火。如果退火温度低于600℃，则再结晶不完全，导致加工性恶化。另一方面，如果退火温度超过1100℃，会导致组织粗大化，加工性的降低等问题。650～900℃是较理想的范围。

退火后的冷却在本发明中是重要的步骤。即，通过将从退火结束后到400℃以下为止的平均冷却速度定为10℃/s以上，首次使制造兼备高BH性和耐常温时效性的钢板成为可能。平均冷却速度定为30℃/s以上是理想的，定为50℃/s以上更为理想。退火结束后的平均冷却速度虽然没有特别限定，但是从生产性的观点来看，定为200℃/s以下是理想的。

冷却后的过时效处理，虽然可以根据组织控制或固溶N量的降低等的目的适宜进行即可，但是为了兼具高BH性和耐常温时效性，要把过时效温度定为400℃以下，优选为350℃以下，如果在300℃以下则更好。在进行过时效处理的情况下，进行60秒以上是理想的，从生产性的观点来看理想的是定为600秒以内。

另一方面，在实施熔融镀锌的情况下，要把从退火温度到镀锌浴温度的平均冷却速度定为10℃/s以上。在该情况下，为了进一步提高高BH性和耐常温时效性，理想的是将上述平均冷却速度定为30℃/s以上，更为理想的是定为50℃/s以上。到镀锌浴温度为止的平均冷却速度的上限虽然没有特别限定，但是，从生产性的观点来看，理想的是200℃/s以下。然后，在需要进行Zn-Fe合金化处理的情况下，在460℃～650℃的范围内再加热3秒以上。优选在470℃～550℃的范围内再加热15秒以上。对合金化处理时间的上限虽然没有特别限定，但是从生产性的观点来看，限定为1分以下是理想的。

调质压轧，为了进一步提高耐常温时效性，此外，还为了进行形状矫正，可以在压下率为2％以下的范围内进行。若超过3％，则会产生屈服强度变高，设备的负荷增大等问题，故将上限定为3％。

根据本发明得到的冷轧钢板的组织，虽然以铁素体或贝氏体为主相，但是即便是两相混合存在也没有问题，在它们中也可以存在马氏体、奥氏体、碳化物、氮化物。即，只要能制造出符合要求特性的组织即可

根据本发明得到的钢板，BH170在45MPa以上，BH160和BH150不论哪一方都在35MPa以上。BH170在60MPa以上，BH160和BH150在50MPa以上是更为理想的范围。虽然没有特别限定BH的上限，但是当BH170超过140MPa，BH160和BH150超过130Mpa时，则难于确保耐常温时效性。

另外，所谓BH170指的是在2％拉伸变形后采用在170℃进行20分钟的热处理的办法进行评价的BH，BH160指的是在2％拉伸变形后采用在160℃进行10分钟的热处理的办法进行评价的BH，进一步BH150指的是在2％拉伸变形后采用在150℃进行10分钟的热处理的办法进行评价的BH。

耐常温时效性，可用人工时效后的屈服点伸长进行评价。采用本发明得到钢板，在100℃下进行1个小时的热处理后的拉伸试验的屈服点伸长为0.6％以下。理想地说，为0.4％以下，更为理想地说为0.3％以下。此外，在40℃下进行70天的热处理后的拉伸试验的屈服点伸长为0.5％以下。理想地说，为0.3％以下，更为理想地说为0.2％以下。

其次，用实施例说明本发明。

实施例

<实施例1>

熔炼具有表1所示组成的钢，用表2所示的条件进行热轧。这时，加热温度全部定为1250℃。调质压轧率定为1.0％，采取JIS5号拉伸试验片，进行BH和人工时效后的屈服点伸长的测定。所得到组织和机械性质示于表2。由该表可知，在适当的条件下对具有本发明的化学成分的钢进行热轧的情况下，可以兼备高BH性和耐常温时效性。

表1                                                                                                                                                                       (接下表)

  钢种  C  Si  Mn  P    S  Al  Cr  Mo  V  Ca    O  Ti  Nb  B  N  其他    A  0.0009  0.11  0.08  0.012  0.007  0.003  0.93  -  0.002    0.004  -  -  -  0.0019  -    B  0.0011  0.01  0.16  0.007  0.005  0.035  0.56  0.06  0.01  -  ＜0.001  -  -  -  0.0052  -    C  0.0013  0.07  0.95  0.010  0.004  0.012  -  0.12  0.02  -    0.003  0.011  0.007  -  0.0102  -    D  0.0010  0.02  1.15  0.038  0.002  0.010  0.45  -  -  -    0.002  -  -  0.003  0.0061  Sn＝0.03，Cu＝  0.1，Ni＝0.05    E  0.0014  0.54  1.56  0.072  0.008  0.002  0.38  -  0.01  -    0.002  -  -  -  0.0015  -    F  0.0012  0.02  0.12  0.006  0.009  0.044  -  -  -  -    0.001  0.053  0.005  0.004  0.0022  -    G  0.0034  0.01  0.10  0.009  0.006  0.039  -  -  0.02  -    0.002  0.007  0.005  -  0.0018  -    H  0.0012  0.08  0.25  0.005  0.011  0.002  0.06  -  -  -    0.004  -  -  -  0.0015  -    I  0.0008  0.20  0.13  0.064  0.005  0.001  0.03  0.01  -  0.003    0.005  -  -  -  0.0023  -    J  0.019  0.01  0.09  0.008  0.003  0.016  0.17  -  0.02  -    0.002  -  -  -  0.0040  -    K  0.018  0.02  0.11  0.007  0.004  0.015  -  -  -  -  ＜0.001  -  -  -  0.0045  Sn＝0.05    L  0.045  0.12  0.25  0.008  0.006  0.004  1.04  0.06  -  -    0.002  -  -  -  0.0053  -    M  0.052  1.21  1.24  0.011  0.001  0.010  0.51  -  0.01  0.002    0.004  -  -  -  0.0074  -    N  0.095  1.17  1.54  0.003  0.002  0.015  0.66  0.09  0.01  0.003    0.003  -  0.020  -  0.0096  -    O  0.156  1.94  1.54  0.004  0.001  0.002  0.85  -  0.01  -    0.002  -  -  -  0.0024  -    P  0.153  1.99  1.52  0.003  0.001  0.003  0.03  -  -  0.002    0.002  -  -  -  0.0023  -

(注)带下线的是本发明范围之外的条件

                                                             (接上表)

钢种Cr+3.5Mo+39V 0.52Al/N备注 A    0.93   0.82热轧、冷轧本发明钢 B    1.16   3.50热轧本发明钢 C    1.20   0.61热轧、冷轧本发明钢 D    0.45   0.85热轧、冷轧本发明钢 E    0.77   0.69热轧、冷轧本发明钢 F    -  10.40比较钢 G    0.78  11.27比较钢 H   0.06   0.69比较钢 I   0.07   0.23比较钢 J    0.95   2.08热轧本发明钢 K    -   1.73比较钢 L   1.25   0.39热轧、冷轧本发明钢 M    0.90   0.70热轧、冷轧本发明钢 N    1.37   0.81热轧、冷轧本发明钢 O    1.24   0.43热轧、冷轧本发明钢 P   0.03    0.68比较钢

(注)带下线的是本发明范围之外的条件

表2

 钢 种    加工    温度℃  平均冷却  速度、℃/s    卷制温    度℃组织  固溶  N，％    TS，    MPa    YS，    MPa    EI，    ％   BH170，   MPa    BH160，    MPa    BH150，    MPa  *1  *2备注  A    919  50    550铁素体单相  0.0012    288    157    51   78    72    72  0.06  0.04本发明  A    925  6    550铁素体单相  0.0011    291    162    49   82    75    73 0.87  0.79发明外  B    930  35    450铁素体单相  0.0028    305    175    47   103    100    96  0.11  0.05本发明  B    923 7    450铁素体单相 0.0003    314    183    46  19   13   9  0  0发明外  B    934 30    730铁素体单相 0.0001    313    182    45   2   0   0  0  0发明外  C    930  55    400铁素体+95％无碳贝氏体  0.0068    376    238    42   119    112    110  0.39  0.28本发明  D    902  35    500无碳贝氏体单相  0.0047    423    285    38   108    107    108  0.35  0.26本发明  E    891  30    200铁素体+82％无碳贝氏体  0.0014    466    301    35   86    84    84  0.11  0.04本发明  E    888 7    450铁素体单相  0.0012    449    280    37   92    85    81 1.86  1.83发明外  F    932  40    500铁素体单相 0.0000    295    154    53  5   2   1  0  0发明外  G    922  40    730铁素体单相 0.0000    292    160    52   58    42   29 0.65  0.65发明外  H    930  20    500铁素体单相  0.0011    286    149    54   65    57    55 0.88  0.81发明外  I    938  50    400铁素体单相  0.0018    357    196    44   90    80    78 2.14  2.04发明外  J    931  30    500铁素体+渗碳体  0.0009    290    175    53   61    55    55  0  0本发明  K    929  30    500铁素体+渗碳体  0.0011    298    180    52   64    53    49 0.77  0.78发明外  L    906  40    550铁素体+渗碳体  0.0034    341    209    44   107    103    105  0.37  0.32本发明  M    914  21 注1)    150铁素体+12％马氏体+1％贝氏体  0.0022    609    346    32   125    120    118  0.08  0.05本发明  N    890  25 注2)    420铁素体+7％奥氏体+10％贝氏体  0.0017    614    413    37   90    90    87  0.19  0.14本发明  O    860  22 注3)    430铁素体+12％奥氏体+11％贝氏体+1％马氏体  0.0010    835    502    32   94    89    87  0.11  0.07本发明  P    860  22 注3)    430铁素体+10％奥氏体+13％贝氏体  0.0007    840    520    31   76    71    72  0.94  0.92发明外

※1：100℃下1个小时热处理后的屈服点伸长(％)

※2：40℃下70天热处理后的屈服点伸长(％)    

     注1)    加工后，以8℃/s冷却到700℃，接着以60℃/s冷却到卷制温度

     注2)    加工后，以60℃/s冷却到760℃，接着以6℃/s冷却到700℃，进一步以40℃/s冷却到卷制温度

     注3)    加工后，以60℃/s冷却到710℃，接着以7℃/s冷却到620℃，进一步以50℃/s冷却到卷制温度

     (注)带下线的是本发明范围之外的条件

<实施例2>

在板坯加热温度为1250℃，加工温度为930℃。卷制温度为650℃下，对表1所示的钢中的A、C、D、E、F、I、N、O和P的钢进行热轧，制成4.0mm厚的钢带。在酸洗后，进行80％的压下率的冷轧，制成0.8mm厚的冷轧板，接着，用连续退火设备，以加热速度为10℃/s、最高到达温度定为800℃的条件进行退火，然后，以表3中所示的各种的冷却速度进行冷却，此外，使过时效处理温度也进行变化。另外，过时效处理时间，定为300秒(恒定)。然后，进行1.0％的压下率的调质压轧，采取JIS5号拉伸试验片，进行BH和人工时效后的屈服点伸长的测定。

表3示出了结果。由该表可知，在在适当的条件下对具有本发明的化学成分的钢进行退火的情况下，可以兼备高BH性和耐常温时效性。

表3

 钢 种    平均冷却    速度、℃/s过时效温度、℃组织  固溶  N，％    TS，    MPa    YS，    MPa    EI，    ％   BH170，   MPa    BH160，    MPa    BH150，    MPa  *1  *2  备注  A    70250铁素体单相  0.0010    290    151    52   69    66    64  0.05  0.02  本发明  A    5250铁素体单相  0.0008    285    146    53   59    54    50 0.67  0.55  发明外  C    50150铁素体单相  0.0046    369    222    41   110    108    102  0.35  0.29  本发明  C   5150铁素体单相  0.0042    370    219    42   115    107    104 2.76  2.44  发明外  D    60200铁素体单相  0.0011    376    233    40   74    74    74  0.07  0.02  本发明  E    50无铁素体单相  0.0007    454    265    35   63    60    60  0.01  0.00  本发明  F    50200铁素体单相  0.0000    288    158    54  1    0    0  0.00  0.00  发明外  I    40250铁素体单相  0.0017    354    192    45   84    75    69 2.56  2.23  发明外  N    15  注1)350铁素体+8％奥氏体+9％贝氏体  0.0015    628    425    38   84    82    81  0.12  0.07  本发明  O    27  注2)340铁素体+12％奥氏体+10％贝氏体  0.0015    820    487    33   89    89    88  0.09  0.05  本发明  P    27  注2)340铁素体+12％奥氏体+10％贝氏体  0.0007    822    497    32   77    72    67 1.06  1.22  发明外

*1：100℃下1个小时热处理后的屈服点伸长(％)

*2：40℃下70天热处理后的屈服点伸长(％)

注1)    以5℃/s冷却到680℃，以60℃/s冷却到过时效温度

注2)    以4℃/s冷却到680℃，以80℃/s冷却到过时效温度

(注)带下线的是本发明范围之外的条件

<实施例3>

在板坯加热温度为1250℃，加工温度为930℃。卷制温度为650℃下，对表1的钢中的A和D的钢进行热轧，制成4.0mm厚的钢带。在酸洗后，实施80％的压下率的冷轧，制成0.8mm厚的冷轧板，接着，用连续退火设备，在加热速度为10℃/s、最高到达温度为800℃的条件下退火，然后，以表4中所示的各种的冷却速度进行冷却，将其在460℃的锌浴内浸泡之后，以15℃/s的速度再加热至500℃，进行15秒的保温。进一步，进行0.8％的压下率的调质压轧，采取JIS5号拉伸试验片，进行AI、BH和人工时效后的屈服点伸长的测定。

表4示出了结果。由该表可知，在在适当的条件下进行制造的情况下，可以兼备高BH性和耐常温时效性。

表4

 钢 种平均冷却速度、℃/s组织固溶N，％    TS，    MPa    YS，    MPa    EI，    ％ BH170， MPa   BH160，   MPa   BH150，   MPa  *1 *2  备注  A50铁素体单相0.0010    300    151    52 70   70   67  0.06  0.02  本发明  A15铁素体单相0.0009    296    146    53 65   63   61  0.12  0.05  本发明  A5铁素体单相0.0008    295    222    41 59   57   53 1.54  1.37  发明外  D50铁素体单相0.0014    378    240    40 80   81   80  0.13  0.08  本发明  D15铁素体单相0.0014    372    233    40 79   76   75  0.14  0.08  本发明  D5铁素体单相0.0010    369    230    41 68   65   61 0.88  0.84  发明外

*1：100℃下1个小时热处理后的屈服点伸长(％)

*2：40℃下70天热处理后的屈服点伸长(％)

(注)带下线的是本发明范围之外的条件

产业上利用的可能性

根据本发明，可得到兼备高BH性和耐常温时效性，此外，即便是BH的温度变成为低温，也具有充分的BH量的冷轧钢板、热轧钢板和镀锌钢板。

本发明的钢板，由于是具有烤漆硬化性能的钢板，故在使用时，与迄今为止的钢板比可以减少板厚。即，使轻重量化成为可能。因此，被认为可以对地球环保作出贡献。

此外，本发明的钢板，由于碰撞能量吸收特性也很出色，故对汽车的安全性的提高也会作出贡献。