JPS6372830A - 人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェライト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 自動車のパネル用など優れたプレス成形性が要求される
使途に供すべき冷延鋼板に関し、この明細書で述べる技
術内容は人工時効硬化性と深絞り性の著大な改善につい
て開発成果を提案するところにある。

さて上記用途で使用される冷延鋼板には、次の材料特性
が必要である。

（１）深絞り性： ランクフォード値（下値）で評価され、１．５以上の高
下値。

（２）高延性工 低い降伏強度（ＹＳ）と高い伸び（Ｅ２）特性。

（３）常温非時効性： 常温で長時間保持しても時効硬化により材質が劣化しな
い特性。

（４）耐プント性ニ プレス後の部品が軽荷重ではへこまない性質すなわち、
プレス成形後における鋼板の高い降伏強度。

ここで（４）の耐プント性に関し、プレス成形の際には
、ＹＳの低いことが要求されるところから、−ａ的には
この要求を耐プント性と両立させることは容易でないが
、しかしプレス成形のあと、それにひき続く加熱処理（
例えば焼付塗装）により硬化する性質（一般に人工時効
硬化性；以下ＢＨ性と略す）を有する鋼板にあっては、
プレス成形性と耐プント性の両者を容易に両立させるこ
とが可能である。

これまで明らかにされているプレス成形用冷延Ｅ、ｔＮ
の製造手法は上記の材料特性上、以下のように区分され
る。

（１）低炭素アルミキルド鋼の箱焼鈍法；深絞り性、延
性、常温非時効性には優れるものの、ＢＨ性はほとんど
生じないので、プレス部品の耐プント性が期待できず、
またこの低炭素アルミキルド鋼を素材とする限り、生産
性、製品の均質性に有利な連続焼鈍法で上記の各材質を
確保することは困難であった。

（２）極低炭素鋼におけるＮｂまたはＴｉの添加；この
鋼板は等軸フェライト粒単相組織であり連続焼鈍法でも
箱焼鈍法と同じく優れた深絞り性と延性を有しかつ常温
非時効性であって、とくに下値は１．８以上が得られ、
超深絞り性を有するが、しかしく１）の場合と同様にＢ
Ｈ性を付与することは容易でなく、プレス部品の耐プン
ト性を求め難い。

（３）低炭素アルミキルド鋼にＳｉ＋　Ｍｎ、　Ｃｒ等
の合金元素を添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制御する
ことによる、フェライト相とマルテンサイト相との共存
（２相複合組織いわゆるデュアルフェーズ鋼）； このｍＦｉは、強度に対して降伏強度が従来鋼板よりも
低いので、張り出し成形性に優れかつ、高強度を得やす
いという長所を持ち、さらに常温非時効性でかつ高いＢ
Ｒ性を有する。しかしながら下値は１．０種度と低く深
絞り性に劣る。

（従来の技術） 上に触れた２相複合組織を有する加工用冷延鋼板の製造
法については、米国特許第４．０５０，９５９号、同第
４，０６２，７００号各明細書、また特公昭５３−３９
３６８号、特開昭５０−７５１１３号および特開昭５１
−３９５２４号各公報などでも開示されている。

しかしいずれも高い下値を有する鋼板は得られない。

一方Ｂ添加による通常の全て等軸フェライトから成る単
相組織を有するプレス成形用冷延鋼板として特開昭５６
−１６６３３０号、同５６−１６６３３１明細公報の開
示も参照されるが、下値はなお十分でなく、またＢＨ性
には触れられていない。

（発明が解決しようとする問題点） 鋼板の特性として、とくに高７値と、高延性と、常温非
時効性および高ＢＨ性のすべてを兼備して人工時効硬化
性と深絞り性に優れるフェライト単相混合粒＆ＩＩｍ冷
延鋼板の製造方法を与えることがこの発明の目的である
。

（問題点を解決するための手段） 上記目的は次の事項を骨子とする構成によって有利に充
足される。

Ｃ：　０．００１〜０．００８重冊％ Ｓｉ　：　１．０重量％以下 Ｍｎ　：　０．０５〜１．８１１量％ Ｐ：０．１５重量％以下 ／１：０．０１〜０．１０重量％及び Ｎ　：　０．００５０重量％以下と Ｂ　：　０．０１重量％以下 とを（Ｂ／Ｎ）比１．７３以上５．０以下にて含有し残
部実質的にＦｅの組成に成る冷間圧延鋼帯を、連続焼鈍
法でα→γ変態温度以上１０００℃以下の温度に加熱し
、かつ該温度にて均熱し、その均熱温度から７５０℃ま
では平均冷却速度０．５℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満、つ
いで３００℃以下までは平均冷却速度２０℃／Ｓ以上に
て冷却すること を特徴とする人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェラ
イト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法（第１発明）。

Ｃ：　０．００１〜０．００８重量％ Ｓｉ　：　１．０重量％以下 Ｍｎ　：　０．０５〜１．８重量％ Ｐ：０．１５重量％以下 Ａｌ１：０．０１〜０．１０重量％及びＮ　：　０．０
０５０重量％以下と Ｂ　：　０．０１重量％以下 とを（Ｂ／Ｎ）比１．７３以上５．０以下の範囲にて含
有し、さらに Ｔｉ≦０．０８０重量％ ７５０．１０重量％ Ｃｒ≦１．００重量％及び Ｗ°≦０．０５０重量％ のうちから選んだ１種を含有し、残部は実質的にＦｅの
組成に成る冷間圧延鋼帯を、連続焼鈍法でα→γ変態温
度以上１０００℃以下の温度に加熱し、かつＲＳ　ｍ度
にて均熱し、その均熱温度から７５０℃までは平均冷却
速度０．５℃八以上２０℃八未満、ついで３００℃以下
までは平均冷却速度２０℃／ｓ以上にて冷却すること を特徴とする人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェラ
イト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法（第２発明）。

Ｃ：　０．００１〜０．００８重量％ Ｓｉ　：　１．０重量％以下 Ｍｎ　：　０．０５〜１．８重量％ Ｐ：０．１５重量％以下 Ａｌ２：０．０１〜０．１０！ｉ量％及びＮ　：　０．
００５重量％以下と Ｂ　：　０．０１重量％以下 とを（Ｂ／Ｎ）比１．７３以上５．０以下の範囲にて含
有し、さらに Ｔｉ≦０．０８０重量％ ■≦０．１０重量％ を含有し、残部は実質的にＦｅの組成に成る冷間圧延鋼
帯を、連続焼鈍法でα→γ変態温度以上１０００℃以下
の温度に加熱し、かつ該温度にて均熱し、その均熱温度
から７５０　”Ｃまでは平均冷却速度０．５゛Ｃ八以上
２０℃／ｓ未満、ついで３００℃以下までは平均冷却速
度２０℃／ｓ以上にて冷却することを特徴とする人工時
効硬化性と深絞り性に優れるフェライト単相混合粒組織
冷延鋼板の製造方法（第３発明）。

この発明に特有なフェライト単相混合粒組繊は上記した
冷間圧延鋼帯についての連続焼鈍条件の適切な設定によ
って確実容易に達成される。

この発明の方法で得られる冷延鋼板の特徴はその独創的
な組織の製造法にある。

すなわち一般に極低炭素鋼として考えうる組織は等軸フ
ェライト単相組織であった。

また複合組織としては、フェライト相と低温変態生成相
（マルテンサイト相あるいはベイナイト相）の２相によ
って構成されるものと通常考えられていた。

この発明における組織は上述のような従来の常識には該
当しない新規な鋼板組織である。

発明者らがこの様な新規な組織を有する鋼の開発にいた
った発想の端緒をまず説明する。

従来技術に従うプレス成形用冷延鋼板において高下値が
得られる極低炭素鋼は、８１（性の確保、降伏比の低下
といった点においては不利である。

一方２相復合組織鋼（デュアルフェーズ鋼）は低降伏比
、高強度あるいは高ＢＨ性の確保といった点においては
有利であっても下値が低いという弱点がある。

これら鋼板の特性はｗ４組成の影響を受けるのはもちろ
んであるが、その＆Ｉ１ｍとも密接に関係する。

プレス成形用冷延鋼板に要求される種々の特性すなわち
高下値、高８８性、低降伏比、高Ｅｆｆｉ、ＴＳ等をバ
ランス良く高レベルに達成することは、従来の極低炭素
鋼板あるいは複合組織鋼板のいずれの技術の延長上にお
いても困難であると考えられる。

この発明は、上記の難点について次のように克服したも
のである。すなわちこの発明の要点は複合組織の達成方
法に関して発想を転換したことにある。

複合組織の本質は組織中に硬質部と軟質部が存在し分散
することにある。従来技術においては軟質部にフェライ
ト相がまた硬質部には低温変態生成相（マルテンサイト
あるいはベイナイト）が対応するような２相組織（デュ
アルフェーズ）であるがこの発明においては、この硬質
部と軟質部が混合する組織をフェライト単相で形成する
ことに成功した。

すなわち軟質部として低転位密度の等軸フェライト粒が
また硬質部としてノコ刃状の屈折した粒界形状を呈する
高転位密度のフェライト粒がそれぞれ分布するフェライ
ト単相の混合組織化を実現した。

この組織によって従来不可能と考えられていた極低炭素
組成鋼の複合組織化を、本質的に同様な構造を有する混
合粒組織として得ることによって可能にしたわけである
。硬質と軟質の２種類のフェライト粒によって構成され
るフェライト単相混合粒組織鋼板は、単に従来の２相組
Ｉａ（デュアルフェーズ）鋼の優れた特性たとえば高Ｂ
Ｈ１低降伏比、高Ｅｌ、高ＴＳ等を継承するだけではな
く、さらに従来の弱点とされていた下値が低いという問
題についても極低炭素成分との組み合わせによって高ｒ
値化を達成することができることを見出した。

発明者らは先に特願昭５７−１７７０４４号明細書にて
Ｎｂ−Ｂ複合添加極低炭素鋼による深絞り性に優れたフ
ェライト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法を開発した
が、その後も研究を進めた結果Ｎｂとの複合としなくて
もＢとＮの関係を特定範囲とすることにより上記先行開
発と同等程度の高い下値を示す鋼板がより有利に得られ
ることを新たに知見し、この知見に基づいて、この発明
の完成を導くことができた。

次にこの発明の基礎となった実験経緯から説明する。

０．００４重量％（以下単に％で示す）Ｃ−０，０１％
Ｓｉ　　Ｏ，３０％Ｍｎ−０，０１％Ｐ−０，０５％Ａ
　ｆｆｉ　−０，００１１〜０．００３６％Ｎをベース
組成として、これにＢをＮに対して種々の割合にて添加
した各種の供試冷延鋼板を調製し、これにつき連続焼鈍
ラインで９１０℃まで昇温して、９１０℃−２０秒の均
熱後、７５０℃まで２．５℃八、引続き３００℃以下ま
で３５℃への冷却速度にて冷却するヒートサイクルで焼
鈍したときの降伏点伸び（Ｙｌ！ｌ）、降伏応力と引張
強さの比（ＹＲ）およびｒ値に及ぼす（Ｂ％、Ｎ％）の
関係を第１図に示す。

これらの材質については、調質圧延を施さずして、ＪＩ
Ｓ　５号試験片によって求めた。（Ｂ％／ＮＮ％）の値
を１．７３以上とし、かつ製造方法を適正範囲に管理す
ることによって低ＹＥｆ、低ＹＲおよび高７値を得るこ
とができる。

一方（Ｂ％／Ｎ％）が５．０を趨えると７値の急激な劣
化、降伏比ＹＲの上昇が大きくなる。

以上からＢを（Ｂ％／Ｎ％）の特定範囲とすることによ
り、高ｒ値、高延性であるほかに常温非時効性の鋼板が
得られることがわかった。

さらにこの鋼板に軽度の予ひずみを加え、１７０”ｃ　
＜焼付塗装相当温度）で熱処理すると、再引張するとき
の降伏強度が太き（上昇するいわゆるＢＨ性をも有して
いることが判明した。

またこの′ＷｆＪＦｉの光学顕微鏡組繊を調べたところ
、第２図（ａ）に示すように従来の極低炭素冷延鋼板の
ｍ繊である同図（ｂ）の等軸フェライト粒単相組織とは
異なる形態を呈していることがわかった。さらに第３図
（ａ）の電子顕微鏡組織のように、ノコ刃状に屈折した
粒界形状を呈するフェライト粒と等軸フェライト粒の２
種類のフェライト粒から構成される混合粒組織で同図ら
）の等軸フェライト粒のみの組織とは明確に区別される
ことがわかった。この電子顕微鏡観察結果から、ノコ刃
状の粒界形状を呈するフェライト粒は高転位密度の硬質
粒であり、他方の等軸フェライト粒は低転位密度の軟質
粒であることが判明した。

すなわち、この鋼板は極低炭素のフェライト単相組織で
あるが、高転位密度硬質フェライト粒と低転位密度の軟
質フェライト粒とで複合構造を成形し、第４図の模式図
に示すように、組織の措遣としては２相撲合組織と共通
点があり、材料力学的には、同様な挙動をすると考えら
れる。さらに極低炭素成分であることから、ｒ値は高い
値が得られると考えられる。

以上述べたようにこの発明による優れた特性は、鋼成分
の限定の下で特徴的な組織を出現させる連続焼鈍条件が
満足されてはじめて達成されるものであり、この様な特
徴ある組織を安定的に得るには適正成分と適正製造条件
の両者を達成する必要がある。

（作　用） 以上の基礎実験に基づき検討を進めた結果、以下に述べ
る鋼組成と製造方法の両者の限定で、目的とするフェラ
イト単相混合粒組織冷延ｗ４ｖｉとして卓効をもたらす
ことが確かめられた。

ＣＴＣはｏ、ｏｏｓ％をこえて含有するとｒ値が著しく
劣化する。また０、００１％未満では高いＢＨ性を得る
“ことができない、したがって０．００１〜ｏ、ｏｏｓ
％の範囲とするが、ここでとくに０．００２〜０．００
４％が最適である。

Ｓｔ、　　Ｐ　：Ｓｉ、　Ｐはともに必要とする強度レ
ベルを得るのに有効な元素であるが、Ｓｉ＞１．０％、
Ｐ＞０．１５％となると７値の劣化が大きくなるので、
Ｓｉ≦０．０％、Ｐ≦０．１５％の範囲とする。

Ｍｎ　：　Ｍｎは赤熱脆化防止に０．０５％以上必要で
あるが、１．８％を越えるとｒ値の劣化が大きいので、
０．０５〜１．８％の範囲とするが、ここでとくに０．
１〜０．９％の範囲が好適である。

Ａｌ：Ａｌは鋼中０の低減化およびＮをＡｌ２Ｎとして
析出固定するに有効であるので、０．０１％以上必要で
あるが、０．１０％を越えると非金属介在物の急激な増
加、および延性の劣化を招くのでＡｌは０．０１−０．
１０％の範囲とする。

Ｎ：Ｎは深絞り性と延性を劣化させる有害な元素であり
、ｏ、ｏｏｓ％を越えるとその悪影響はとくに大きくな
り、また必要とするＢ量をいたずらに増加させるのでＮ
はｏ、ｏｏｓ％以下とする。

ＢＩＢはこの発明においてとくに重要な元素であるが０
．０１％を超えて多量に添加すると、製造上、スラブ割
れなどの問題が発生するので、上限を０．０１％に制限
する。また（Ｂ／Ｎ）＜１．７３ではその添加効果がな
く、混合粒組織化することができない。

また（Ｂ／Ｎ）＞５．０では下値の劣化が大きいので、
Ｂ添加量は（Ｂ／Ｎ）＝１．７３〜５．０の範囲内とす
る。

Ｔｉ、　　Ｖ、　Ｃｒ、　Ｗ　：これら元素は上記Ｂの
効果を助長しくＢ／Ｎ）の下限寄りにおいても安定な効
果もたらすのみならず、とくに材質では伸び特性を向上
させる効果がともに著しい点で、作用効果を同じくする
同効選択成分である。各成分を１種選択して添加するか
ＴｉとＶを複合添加することによって所望の効果が得ら
れる。

Ｔｉは０．０８０％をこえると、Ｔｉの非金属介在物が
急激に増加し表面性状の劣化をもたらすので、０．０８
０％以下とすべきであり、とくにｏ、ｏｏｓ〜０．０６
％の範囲が望ましい。

■は０．１０％をこえると、延性への悪影響が大きくな
るためｏ、　ｉｏ％以下に制限すべきであり、とくに０
．００５〜０．０７％の範囲が好適である。

Ｃｒは１．００％をこえると、延性と７値の劣化が大き
くなるので、１．００％以下に抑制されなければならず
、とくに０．０５〜０．８０％で適合する。

Ｗはｏ、ｏｓｏ％をこえると、急激に硬化し降伏比ＹＲ
の２．上昇をもたらすので、ｏ、ｏｓｏ％以下にする。

ここでｏ、ｏｏｓ〜０．０４の範囲は一層好適である。

Ｔｉ、　Ｖ、　Ｃｒ、　ＷによるＢの効果の助長は（１
）これら元素による窒化物の形成が添加Ｂ量に対して有
効に作用するＢ量の割合（有効Ｂｌ、おそらく固溶Ｂと
考えられる）を向上させるのに有効に作用すること、（
２）これら元素の微細析出物或いは固溶状態そのものが
鋼の変態挙動に作用し、より少ないＢ／Ｎでも目的とす
る組織すなわちノコ刃状の粒界形状を呈する高転位密度
フェライト粒の形成が可能となることによると考えられ
る。この効果は製造条件の緩和および安定性の改善にも
有効である。

次に、前述の成分調整の下に適切な製造条件範囲につい
て説明する。

製鋼： 極低炭素鋼を溶製するには底吹転炉とＲＨ脱ガス装置の
組み合わせが最適である。また鋼片は分塊圧延法、連続
鋳造法いずれでも製造できる。

熱間圧延： 熱間圧延は従来の再加熱方式、あるいは直接熱延法のい
ずれでもよい、また、溶鋼から直接１００間以下の薄鋼
片として引続き熱延に供してもよい。

熱間圧延の仕上温度は合金元素の析出量、サイズの調整
および組織粒のサイズの調整の点から９５０℃〜７００
℃が最適である。熱間圧延鋼帯の冷却方法、巻取温度な
どは格別重要でないが、ｗ４帯の酸洗性の面から６００
℃以下の巻取温度とすることが好ましい。

冷間圧延： 冷延圧下率は、高下値を得るためには５０％以上とする
ことが好ましい。

連続焼鈍： 加熱速度についてはあまり重要でないが、生産性の観点
から１０℃／ｓ以上が好ましい。

均熱温度は特徴のある組織を得るのに重要な管理ポイン
トである。その温度範囲は従来鋼のものと比較して高く
、α→γ変態温度以上１０００’Ｃ以下とくに８００　
’Ｃ〜９８０℃の範囲が好ましく、なかでも８５０℃〜
９５０℃が最適である。α→γ変態量の確保はこの発明
において高転位密度フェライト粒の割合を高めるのに必
要であり、そのためにはα→γ変態点以上とする必要が
ある。上限の１０００℃は実用上の設備の能力から限定
される。

均熱後の冷却過程は、目的とする材質を制御するために
きわめて有効な過程である。とくに均熱温度から７５０
℃までを０．５〜ｂ 徐冷し、その後３００℃以下までは２０℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却することが必要である。

従来の２相組Ｉａｗ４板のように焼入れ効果を得るため
の急冷はこの発明においては重要ではなく、２０℃八以
上の冷速はむしろ実製造上の効率から限定される。

焼鈍板には形状矯正等を目的として、２．０％以下の調
質圧延を加えることが有効であるが、焼鈍のままで降伏
点伸びはきわめて低いので、材質上はとくに必要でない
。

以上のべたようにして得られる鋼板は、電気亜鉛めっき
などの表面処理や、とくにライン内焼鈍方式の溶融金属
めっき処理（合金化処理を含む）による表面処理鋼板の
製造に適合している。

（実施例） 表１に示す鋼１１ｋｌｌ〜１３の組成の鋼片を転炉−Ｒ
Ｈ脱ガス一連続鋳造工程によってつくった。

これらを１１５０℃〜１２２０℃に加熱均熱し、仕上温
度８５０℃〜９００℃、巻取温度５００℃〜５６０℃で
熱間圧延し、３．２　ｍ板厚の鋼帯とした。

酸洗後０．８閤板厚の冷間圧延鋼帯とし、連続焼鈍ライ
ンにて８９０〜９３０℃の均熱温度まで加熱し、その均
熱温度から７５０℃まだの平均冷却速度２．７”Ｃ／ｓ
、　７５０℃から３００℃までの平均冷却速度３８゛Ｃ
／Ｓで焼鈍した。

！Ｊ質圧延を加えない状態での材質を表２に示す。

引張試験片ＪＩＳ　５号、Δｙｓは３５℃−１００日間
の時効処理後のｙｓ上昇量（ｋｇｆ／ＩＩｏｗす、ＢＨ
は、２％引張予ひすみ時と１７０℃−２０分間で焼付塗
装相当処理を施したときの変形応力の差で示した。

この発明に従うに２ないし４（第１発明）、Ｎα９．１
１ないし１３．（第２発明）及びＮａ１Ｏ（第３発明）
では何れも比較鋼１．　５ないし８に比してよりすぐれ
た高下値、高延性、常温非時効性、及び高ＢＨ性が得ら
れてこれらＮ１１２ないし４．９ないし１３の各組織は
何れも第２図及び第３図（ａ）に示す様な特徴を呈して
いた。

また表１に揚げた鋼Ｎａ２を用いて表３に示す種々な連
続焼鈍条件で処理したときの材質を表４に示す。

この発明の最適範囲内の条件で処理したヒートサイクル
Ｂ、　Ｃ９Ｄでは本印を付して区別した比較し一トサイ
クルＡ、Ｅ、ＦおよびＧに比し、目的とする特性がより
適切に得られ、それらの鋼板は特徴ある＆１１Ｉａを呈
し、その他の鋼板とは全く異なっていた。

（発明の効果） 第１発明、第２発明および第３発明とも、下値２．０以
上の良好な深絞り性にあわせて高延性、常温非時効性お
よび、優れたＢ）Ｉ性を有していて耐プント性が十分に
高いフェライト単相混合粒組繊冷延鋼板を適切かつ容易
な製造を可能ならしめ、とくに第２および第３発明は第
１発明に比し同等以上の高下値を具備させ得る。これら
はこの発明の範囲内の成分および製造条件を満足するこ
とによって安定的に達成させる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＢｗｔ％／Ｎｗｔ％がａｔのＹＥｆｆ、ＹＲお
よび下値に及ぼす影響の実験結果を示すグラフ、第２図
、第３図は金属組織を示す顕微鏡写真であり、 第４図はミクロｍ織の模式図である。 特許出願人　　川崎製鉄株式会社 第１図 Ｂ（ｔｄ％）／Ｎ（、、，１％） 第２図 （ａ）　　　　　　　　　　　　（ｂン第３図 （ａ）、　　（ｂ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００１〜０．００８重量％ Ｓｉ：１．０重量％以下 Ｍｎ：０．０５〜１．８重量％ Ｐ：０．１５重量％以下 Ａｌ：０．０１〜０．１０重量％及び Ｎ：０．００５０重量％以下と Ｂ：０．０１重量％以下 とを（Ｂ／Ｎ）比１．７３以上５．０以下にて含有し残
   部実質的にＦｅの組成に成る冷間圧延鋼帯を、連続焼鈍
   法でα→γ変態温度以上１０００℃以下の温度に加熱し
   、かつ該温度にて均熱し、その均熱温度から７５０℃ま
   では平均冷却速度０．５℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満、つ
   いで３００℃以下までは平均冷却速度２０℃／ｓ以上に
   て冷却すること を特徴とする人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェラ
   イト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．００１〜０．００８重量％ Ｓｉ：１．０重量％以下 Ｍｎ：０．０５〜１．８重量％ Ｐ：０．１５重量％以下 Ａｌ：０．０１〜０．１０重量％及び Ｎ：０．００５０重量％以下と Ｂ：０．０１重量％以下 とを（Ｂ／Ｎ）比１．７３以上５．０以下の範囲にて含
   有し、さらに Ｔｉ≦０．０８０重量％ Ｖ≦０．１０重量％ Ｃｒ≦１．００重量％及び Ｗ≦０．０５０重量％ のうちから選んだ１種を含有し、残部は実質的にＦｅの
   組成に成る冷間圧延鋼帯を、連続焼鈍法でα→γ変態温
   度以上１０００℃以下の温度に加熱し、かつ該温度にて
   均熱し、その均熱温度から７５０℃までは平均冷却速度
   ０．５℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満、ついで３００℃以下
   までは平均冷却速度２０℃／ｓ以上にて冷却することを
   特徴とする人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェライ
   ト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法。 ３、Ｃ：０．００１〜０．００８重量％ Ｓｉ：１．０重量％以下 Ｍｎ：０．０５〜１．８重量％ Ｐ：０．１５重量％以下 Ａｌ：０．０１〜０．１０重量％及び Ｎ：０．００５重量％以下と Ｂ：０．０１重量％以下 とを（Ｂ／Ｎ）比１．７３以上５．０以下の範囲にて含
   有し、さらに Ｔｉ≦０．０８０重量％ Ｖ≦０．１０重量％ を含有し、残部は実質的にＦｅの組成に成る冷間圧延鋼
   帯を、連続焼鈍法でα→γ変態温度以上１０００℃以下
   の温度に加熱し、かつ該温度にて均熱し、その均熱温度
   から７５０℃までは平均冷却速度０．５℃／ｓ以上２０
   ℃／ｓ未満、ついで３００℃以下までは平均冷却速度２
   ０℃／ｓ以上にて冷却すること を特徴とする人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェラ
   イト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法。