JPS6383230A - 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度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】 〔発明の技術分野〕　　　゛ この発明は、焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高
強度冷延鋼板を、連続焼鈍により、安定して且つ経済的
に製造するための方法に関するものである。

〔従来技術とその問題点〕

近年、自動車の車体の軽量化、燃料消費１ｉ１の節減お
よび安全性の向上等の観点から、自動車用鋼板の高強度
化が重重れている。その中でも、自動車のドアやフード
等の外板用鋼板として、引張り強さが３５〜４５　Ｋ９
／−であって、且つ、プレス加工後の塗装焼付は工程等
によって得られる焼付硬化性、および、プレス成形性の
優れた高強度冷延鋼板が強く要求されている。

連続焼鈍は、鋼板に上述した焼付硬化性を付与し得る利
点を有している。その理由は、連続焼鈍は、箱焼鈍に比
べて、焼鈍速度および冷却速度が早いので鋼中に多量の
固溶炭素を残すことができるからである。しかしながら
、一方、連続焼鈍は、上述のように焼鈍速度および冷却
速度が早いので、連続焼鈍によって製造された鋼板は、
箱焼鈍によって製造された鋼板に比べて、プレス成形性
特に深絞り性が劣る問題を肩している。

このために、連続焼鈍によって、プレス成形性特に深絞
り件の優れた鋼板を製造するための方法が、従来から種
々研究されており、次の２つの方法が知られている。

（１）極低炭素鋼に、Ｔｉ　、　Ｎｂのような強力な炭
化物および窒化物形成元素全添加することにより、鋼中
のＣおよびＮｋ固定し、更に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐのような
固溶強化元素を添加して鋼の強度を高める方法。

（２）鋼片を熱間圧延して、熱延鋼ストリップを調製す
る際に、前記熱延鋼ス）　ＩＪツブを６６０℃以上の高
温度で巻き取る方法。

しかしながら、上述の（１）の方法には、次のような問
題がある。

（ａ）　　焼付１−化性に寄与する１、１１中の固溶炭
素および固溶窒素が、炭化物および窒化物として析出し
固定されるので、焼付硬化性が得られない。

［有］）　２次加工脆性が生じやすい。このような２次
加工脆性の発生は、Ｐが添加された鋼に特に顕著である
。

（Ｃ）　　炭化物および窒化物形成元素の添加のために
、製造コストが上昇する。

（ｄ）　　＆ｉＭ中に析出した微細な炭化物および窒化
物のために、再結晶のための連続焼鈍温度を高めなけれ
ばならず、焼鈍コストが上昇する。

上述のような点から、深絞り性および焼付硬化性に優れ
た鋼板を製造するための方法も神々研究されており、例
えば、性分１１ｊｄ　６１　２７３２号には、炭□化物
および窒化物形成元素としてのＴｉの添加量を微量に制
限することによって、鋼中に適量の固溶炭素を残存させ
る方法が開示されている。

しかしながら、上述の方法には、次のような問題がある
。即ち、炭化物および窒化物形成元素の添加量を微量に
制限することによって、鋼中に適量の固溶炭素を残存さ
せることは、理論的には可能であるが、炭化物および窒
化物形成元素の添加量と、鋼中のＣ量およびＮ量とのバ
ランスの微妙な変化によって、鋼中の固溶炭素量即ち焼
付硬化性が大きく変化し、鋼板の材質に著しい影響を与
える。例えば、炭化物および窒化物形成元素の添加量が
不足すると、焼付硬化性はある程度確保できても、伸び
およびランクフォード値が悪くなり、深絞り性が劣化す
る。一方、炭化物および窒化物形成元素の添加量が過剰
になると、十分な焼付硬化性が得られない。従って、上
述の方法は、製鋼段階において、鋼の化学成分組成を厳
密に管理する必要があり、所望の品質の鋼板を安定して
製造することができない。

また、特開昭５７−７６１．３１号には、炭化物および
窒化物形成元素としてＮｂを添加し、連続焼鈍温度を９
００°Ｃ以上の高温とすることによって、鋼中に析出し
た炭化物および窒化物を溶解し、次いで、炭化物および
窒化物が再析出しないように、１°Ｃ／秒以上の高速度
で急冷することによって、鋼中に適量の固溶炭素を残存
させる方法が開示されている。

しかしながら、上述の方法には、次のような問題がある
。即ち、連続焼鈍温度が９００　’Ｃ以上の高温のため
に、焼鈍コストが上昇し、且つ、連続焼鈍炉内を通過す
る鋼ストリップが、高温に加熱されることによって軟化
する結果、連続焼鈍炉内における鋼ストリップの通板性
が悪くなる。

更に、上述の２つの方法は、何れも炭化物および窒化物
形成元素の添加を必要とするので、製造コストの上昇は
避けられない。

前述の（２）の熱延鋼ストリップを高温度で巻き取る方
法には、次のような問題がある。即ち、この方法によれ
ば、焼付硬化性を高めることはできるが、一方、鋼板に
所望の強度を与えるために鋼中に添加される、固溶体強
化元素としてのＳｉ、Ｐ等のために深絞り性が劣化し、
約８００℃の高温で連続焼鈍を行なっても、ランクフォ
ード値は、１．５〜１．６程度である。冷間圧延時の圧
延率を高めたυ、連続焼鈍時の焼鈍温度を最適温度に制
御すれば、若干深絞り性を改善することができるが、そ
の場合でも１．８以上のランクフォード値を得ることは
困難であり、しかも、このような方法は製造コストの上
昇を招く。

更に、熱延鋼ス）　ＩＪツブの巻取りを高温度で行なう
と、コイル状に巻取られた鋼ストリップの冷却速度が、
その位置によって異なるため、熱延鋼ス）　ＩＪツブの
品質が不均一になりやすい。このような熱延鋼ス）　Ｉ
Ｊツブの品質が不均一になる原因は、主として、上述し
たように熱延鋼ストリップの冷却速度が異なることによ
って、鋼中のカーバイドの形態が不均一になるからであ
る。

上述の問題を解決するためには、鋼中にカーバイドが殆
んど存在しない極低炭素鋼全使用すればよく、例えば特
開昭５９−８０７２６号公報には、下記からなる深絞り
性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている
。

Ｃ：　０．０１０ｗｔ．％以下、Ｓｉ　：　Ｑ、５ｗｔ
．％以下、Ｍｎ：０．５　ｗｔ．％以下、Ｎ　：　０．
００５ｗｔ．％以下、ＳｏＬ、Ａｌ　：　０．０５〜０
．２０　ｗｔ．％、Ｐ　：　０．０３〜０．１５ｗｔ．
％、および、残り：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
、３Ａ片を、仕上げ温度二６５０〜８５０℃、誉取り温
度：５６０℃以下の条件で熱間圧延して、熱延鋼ス）　
ＩＪッゾを調製し、前記熱延鋼ストリップを通常の条件
で冷間圧延して、冷延鋼ストリップを調製し、前記冷延
鋼ストリップを通常の条件で連続焼鈍する。

しかしながら、上述の方法には、次のような問題がある
。

（ａ）　　極低炭素鋼は、一般ＶＣ＝＜続焼鈍における
過時効処理が有効でなく、固溶炭素量を効果的に制御す
ることができない。従って、上述の方法で製造された鉢
詞板は、固溶炭素量が多く、焼付硬化性が高い反面、常
温での耐時効性は、箱焼鈍の４合よりも劣る。

（ｂ）　　強度の向上を図るために添加されたＰＫよっ
て、連続焼鈍時に異常粗大粒が発生しやすく、このため
混粒組織となり、延性の劣化およびプレス成形時の肌荒
れ欠陥が発生しやすい。

（Ｃ）　　熱間圧延時の仕上げ温度が低いために、上述
した異常粗大粒の発生が更に助長される。

〔発明の目的〕

従って、この発明の目的は、自動車のドアやフード等の
外板用鋼板として好適な、焼付硬化性およびプレス成形
性に優れ、且つ、耐時効性の良好な、３５〜４．５　Ｋ
ｑ／−の強度を有する高強度冷延鋼板を、連続焼鈍によ
り、安定して且つ経済的に製造するための方法を提供す
ることにある。

〔発明の概要〕

この発明の方法は、 Ｃ：　０．００１〜０．００３ｗｔ．％、Ｎ　：　０．
００４ｗｔ．％以下、 Ｓｉ　：　１．Ｏｗｔ．チ以下、 Ｍｎ　：　０．０５〜０．７０　ｗｔ．％、Ｐ　：　０
．０３〜０．２０　ｗｔ．愛、Ｓ　：　０．０２０ｗｔ
．％以下、 Ｓｏｔ、Ｍ　：　０．０１〜０．１５　ｗｔ．％、ＰＸ
Ｎ　：　３Ｘ１０　　ｗｔ．％以下、オヨヒ、残、！ｌ
ｌｌ：Ｆφよび不可避的不純物からなる鋼片を、仕上げ
温度：　Ａｒ３〜Ａｒ３　＋１．　ＯＯ’Ｃ１巻取９温
度：７５０’Ｃ以下の条件で熱間圧延して、熱延鋼スト
リップを調製し、前記熱延鋼ス）　ＩＪツブを、６０〜
９５％の圧延率で冷間圧延して、冷延鋼ストリップを調
製し、前記冷延鋼ストリップを、再結晶温度以上１．Ａ
ｃ３変態点未満の範囲内の温度で連続焼鈍することに特
徴ｋ”ｆｆするものであとの発明において、鋼の化学成
分組成を上述の範囲内に限定した理由について、以下に
述べる。

（１）Ｃ Ｃには、固溶炭素によって焼付硬化性を高める作用があ
る。しかしながら、Ｃ含有量が０．００１　ｗｔ。

係未満では、上述した作用に所望の効果が得られず、且
つ、強度上昇のための他の元素の含有ｉｔ増加しなけれ
ばならなくなる。一方、Ｃ含有量が０．００３　ｗｔ漫
を超えると、常温における耐時効性が悪くなり、かつ、
固溶炭素量が多くなって、延性および深絞り性が劣化す
る。従って、Ｃ含有量は０．００１〜０．００３　ｗｔ
．％の範囲内に限定すべきである。

第１図は、連続焼鈍が施された極低炭素鋼板の、Ｃ含有
量の、焼付硬化性に及ぼす影響を示すグラフである。焼
付硬化性は、試験片（＠板）に２％引張９予歪を与えた
ときの降伏応力と、前記予歪が与えられた試験片を１７
０℃の温度で２０分間加熱した後の降伏応力との差を示
す焼付硬化量によって表わした。第１図から明らかなよ
うに、Ｃ含有量が０．００１ｗｔ．％未満では、焼付硬
化量が２にリー未満となって、所望の焼付硬化性が得ら
れない。

従って、この発明においては、Ｃ含有量の下限を０．０
ＯＩｗｔ．チに定めた。

第２図は、焼付硬化量の耐時効性に及ぼす影響を示すグ
ラフである。耐時効性は、３８℃の温度で３０日間時効
処理を施した試験片の、降伏点伸びＣＹＰＥｔ）、およ
び、伸び（ＥＡ　）の劣化（時効処理前の伸びと時効処
理後の伸びとの差）によって表わした。第２図から明ら
かなように、焼付硬化量が６．５Ｋｇ／−を超えると、
降伏点伸びは０．５％を超えそして伸びの劣化は３．５
％を超えて耐時効性カ悪くなる。従って、この発明にお
いては、焼付硬化量の上限を６．５Ｋｐ／讐即ち第１図
がらＣ含有量の上限を０．００３　ｗｔ漫に定めた。

（２）Ｎ 脱性硬化性は、浸入型固溶元素であるＣおよびＮにより
生ずる時効硬化であるから、固溶窒素も焼付硬化性を高
める作用がある。しかしながら、固溶窒素を焼付硬化性
のために使用すると、常温での耐時効性が劣化する問題
が生ずる。従って、この発明においては、ＮはＡｔＮと
して完全に析出させて固定し、適量の固溶炭素を残すこ
とにより、この固溶炭素によって焼付硬化性を高めるよ
うにした。

Ｎ含有量が０．００４　ｗｔ．％を超えると、微細な窒
化物の析出量が増えて延性に悪影響を及ぼし、且つ、析
出した微細な窒化物により、連続焼鈍時における結晶粒
の成長が阻害されて、深絞り性が劣化する。

第３図は、Ｎ含有量の、ランクフォード値および延性に
及ぼす影響を示すグラフである。即ち、異なったＮ含有
はを有し、且つ、０．００２８　ｗｔ．％のｃ１０．０
８　ｗｔ．％のＰを含有する極低炭素鋼の鋼片を、仕上
げ温度＝９１０℃、巻取り温度：５６０℃で熱間圧延し
、次いで、８０％の圧延率で冷間圧延した後、８００℃
の温度で連続焼鈍して得られた冷延鋼板の試験片のラン
クフォード値（７″値）および延性（ｎ値）を調べ、そ
の結果を第３図に示した。

第３図から明らかなように、Ｎ含有量が０．００４ｗｔ
．％を超えると、ｎ値およびｎ値が共に低下する。

また、Ｎ含有量が０．００２５　ｗｔ．％以下の場合に
は、特に優れたで値およびｎ値が得られる。その上、熱
延銅ストリップの巻取りを５６０℃程度の低温で行なっ
ても、比較的良好な深絞り件の得られる利点がある。一
般に熱延鋼ス）　ＩＪツブの巻取り温度が低温の場合に
は、鋼中へのＡｔＮの析出が完全ではない。従って、連
続焼鈍時に鋼中に固溶窒素が存在する結果、深絞り性に
好捷しい集合組織の発達が阻害され、上述のように、Ｎ
含有量が０．００２５ｗｔ　、％以下の極めて少ない場
合には、鋼中に存在する固溶窒素量が減少するので、深
絞り性が向上する。

第４図は、Ｎ含有量および連続焼鈍温度の、ランクフォ
ード値（ｎ値）に及ぼす影響を示すグラフである。第４
図において、◆、◇、△、○および目印は、Ｎ含有量お
よび冷間圧延率が下記第１表の試験片を示す。なお、下
記以外の条件は、第３図に関して述べた条件と同じであ
る。

第　　１　　表 第４図から明らかなように、Ｎ含Ｍ址が低いほど、高温
焼鈍によるｎ値の向上が顕著であり、Ｎ含有量が０．０
０１１　ｗｔ．％で冷間圧延時の圧延率が８５係の試験
片（◆印）の場合には、ｎ値が２．０以上の超深絞り鋼
板が得られる。

従って、Ｎ含有量は、０．００４　ｗｔ．％以下に限定
すべきである。なお、Ｎ含有量は、連続焼鈍時における
異常粗大粒の発生を防ぎ、延性および耐肌荒れ性の良好
な鋼板を得るために、Ｐ含有量との関係において、後述
する条件を満たしていることが必要である。

（３）Ｐ Ｐには、鋼の強度を高め、且つ面内異方性を改善する作
用がある。即ち、一般に、極低炭素鋼の熱延鋼ストリッ
プには、鋼中のフェライト粒が粗粒化する請果、これを
冷間圧延し次いで連続焼鈍した後の面内異方性が大きく
なりやすい問題がある。しかしながら、所定量のＰを含
有させると、極低炭素鋼の割には、前記フェライト粒が
小さくなるので、面内異方性が改善される。

しかしながら、Ｐ含有量が０．０３　ｗｔ．％未満では
、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｐ含
有量が０．２０　ｗｔ．％を超えると、延性、深絞り性
および２次加工脆性が劣化する。従って、Ｐ含有量は、
０．０３〜０．２０　ｗｔ．％の範囲内に限定すべきで
ある。

（４）　　ＰＸＮ Ｐば、上述のように鋼の強度を高め且つプレス成形性を
害することが少なくしかも安価であるから、高強度冷延
鋼板の製造のためには、非常に有効な元素である。しか
しながら、極低炭素鋼にＰを含有させると、連続焼鈍時
に異常粗大粒が発生しやすい。

第５図は、０．００２５ｗｔ．％のＣ、０，１５ｗｔ．
％のＰおよび０．００４−２ｗｔ．％のＮを含有する極
低炭素鋼の鋼片を、仕上温度：９１０℃、巻取り温度：
５６０°Ｃで熱間圧延し、次いで、７５％の圧延率で冷
間圧延した後、８５０℃の温度で連続焼鈍して得られた
冷延鋼板の金属組織を示す１００倍の顕微鏡写真である
。第５図に示すように、異常粗大粒の発生が明らかであ
る。

第６図は、Ｐ含有量の、一定面積内における粗大粒面積
率に及ぼす影響を示すグラフである。第６図において、
○印は０．０１　ｗｔ．％のｐｌ、目印は０．０８ｗｔ
．％のＰをそしてΔ印は０．１５　ｗｔ．％のＰを各々
含有し、Ｎ含有量がほぼ０．００２　ｗｔ．％であって
、連続焼鈍温度が９００℃である以外は、上述した第５
図に関して述べた条件とほぼ同じ条件で調製した冷延鋼
板の試験片の、連続焼鈍時間と共に変化する粗大粒面積
率を示す。第６図から明らかなように、０．１５Ｗ１．
％のＰを含有する試験片（Δ印）の粗大粒面積率は、１
分間の連続焼鈍で約６０％であった。これに対して、０
．０１　ｗｔ．％のＰを含有する試験片（○印）の粗大
粒面積率は、１分間の連続焼鈍でほぼ０％であった。

このような異常粗大粒は、耐時効性の良好な、Ｃ含有量
が０．００３　ｗｔ．％以下の超低炭素鋼の場合には強
度確保のため多量のＰを含有させる必要上、特に発生し
やすい。

また、異常粗大粒は、Ｎ含有量が多い場合にも発生しや
すい。第７図は、Ｎ含ｉｔの、一定面積内における粗大
粒面積率に及ぼす影響を示すグラフである。第７図にお
いて、○印は０．００１　］、　ｗｔ．％のＮを、ロー
は０．００２８ｗｔ．％のＮ’ｔそしてΔ印は０．００
４２ｗｔ．％のＮを各々含有し、Ｐ含有量がほぼ０．１
５ｗｔ．％であって、連続焼鈍温度が８００°Ｃである
以外は、上述した第５図に関して述べた条件とほぼ同じ
条件で調製した冷延鋼板の試験片の、連続焼鈍時間と共
に変化する粗大粒面積率を示す。第７図から明らかなよ
うに、０．００４２ｗｔ．％のＮｆｆ１含有する試験片
（△印）の粗大粒面積率は、１分間の連続焼鈍で１００
係であるが、ＯｏＯＯ１１ｗｔ．％のＮを含有する試験
片（○印）の粗大粒面積率は、１分間の連続焼鈍で０％
であった。

更に、異常粗大粒は、連続焼鈍時の２次再結晶反応によ
って生ずるものであるから、連続焼鈍条件即ち焼鈍温度
が高温なほど、そして、焼鈍時間が長くなるほど発生し
やすい。第８図は、連続焼鈍温度および連続焼鈍時間の
、一定面積内における粗大粒面積率に及ぼす影響を示す
グラフである。

第８図において、○印は連続焼鈍温度が８００℃であり
、ローは連続焼鈍温度が８５０℃でありそしてΔ印は浬
続焼鈍温度が９００℃であって、何れも、Ｏ，１４７ｗ
ｔ．％のＰおよび０．００２８ｗｔ．％のＮを含有する
以外は、上述した第５図に関して述べた条′件とほぼ同
じ条件で調製した冷延鋼板の試験片の、連続焼鈍時間と
共に変化する粗大粒面積率を示す。

第８図から明らかなように、連続焼鈍温度が９００℃の
試験片（△印）の粗大粒面積率は、１分間の連続焼鈍で
約６０％であるが、連続焼鈍温度が８００℃の試験片（
○印）の粗大粒面積率は、１分間の連続焼鈍では０％で
あった。−！た、何れの場合も、連続焼鈍時間が長くな
るに伴って、粗大粒面積率は増加した。

なお、異常粗大粒は、熱延鋼ス）　ＩＪツブの巻取り温
度とも関係があり、前記巻取り温度が６６０℃以下の低
温の場合には発生しやすい。

上述のような観点から、連続焼鈍時の２次再結晶反応を
抑制して、異常粗大粒の発生を防止し、延性および耐肌
荒れ性の良好な鋼板全製造するためには、Ｐ含有量およ
びＮ含有量の両者を関連づけて規制する必要のあること
がわかった。

第９図は、Ｐ含有量およびＮ含有量の、異常粗大粒発生
に及ぼす影響を示すグラフである。第９図において、Ｘ
印、○印および◎印は、下記を示す。

×印：８５０℃の温度で１分間連続焼鈍した場合に異常
粗大粒が発生した。

○印：　８５０　’Ｃの温度で１分間連続焼鈍しても異
常粗大粒は発生せず、同温度で２分間連続焼鈍した場合
に異常粗大粒が発生した。

◎印：８５０℃の温度で２分間連続焼鈍しても異常粗大
粒は発生せず。

第９図から、ＰｘＮが、曲線Ａ　テ示ｊ　３Ｘ］、　０
−４ｗｔ．％以下であれば、８５０　’Ｃの温度で１分
間連続焼鈍しても、２次再結晶による異常粗大粒は発生
せず、更に、ＰＸＮが曲線Ｂ　テ示ス２　Ｘ　１０−’
　ｗｔ．％以下であれば、８５０℃の温度で２分間連続
焼鈍しても、２次再結晶による異常粗大粒は発生しない
ことがわかった。従って、ＰＸＮは３　Ｘ　１０＝’ｗ
ｔ．％以下に限定すべきである。

ＰＸＮが３　Ｘ　１０＝　ｗｔ．％を超えて多いと、連
続焼鈍時に異常；１Ａ大粒が発生する原因は、次のよう
に推定される。即ち、Ｐ含有量が多いと再結晶粒が７１
１１粒化し、且つ、Ｎ含有量が多いと微細なＡｔＮ析出
物が増加してフェライト粒の成長が悪くなり、更に、Ｐ
によって前記微細なＡｔＮ析出物の増加を促進する。従
って、ＰおよびＮの含有量が多いほど、１次再結晶粒が
細粒化し且つ正常粒の成長性が悪くなる結果、高温度で
の連続焼鈍による２次再結晶を促進する。

（５）　　５ｉ Ｓｉには、Ｐと同様に鋼の強＃を高める作用がある。し
かしながら、Ｓｉは酸化性の強い元素であるから、１．
Ｑｗｔ．％を超えて含有させると、鋼板の表面性状が劣
化する。

従って、Ｓｉ含有量は、１．Ｏｗｔ．％以下に限定すべ
きである。なお、特に優れた表面性状を厳しく要求され
る場合には、Ｓｉ含有量は０．５　ｗｔ．％以下が好ま
しく、更に、溶融亜鉛メッキ鋼板として使用される場合
には、良好なメッキ密着性を得るために、Ｓｉ含有量は
０．１　ｗｔ．％以下が好ましい。

（６）　　Ｍｎ Ｍｎには、鋼中の不純物であるＳｆ　ＭｎＳとして固定
し、鋼板の熱間脆性を防止する作用がある。しかしなが
ら、Ｍｎの含有量が０．０５ｗｔ．％未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られない。一方、Ｍｎの含有量
が０．７０　ｗｔ．％を超えると、鋼板の深絞り性が劣
化する。

従って、Ｍｎ含有量は、０．０５〜０．７０ｗｔ．％の
範囲内（で限定すべきである。なお、深絞り性を向上さ
せるためには、■白金有量は、０．０５〜０．２０ｗｔ
．係の範囲内が好ましい。

（力　　Ｓ Ｓ含有量が０．０２０　ｗｔ．％を超えると、硫化物が
生成して鋼板の加工性を害する。従って、Ｓ含有量は０
．０２０ｗｔ．％以下に限定すべきである。

（８）　　Ｓｏｔ、ＡＡ Ｓｏｔ、Ａｔには、脱酸作用、および、耐時効性に有害
な鋼中のＮをＡｔＮとして析出させて固定する作用があ
る。しかしながら、Ｓｏｔ、Ａｌ含有量が０．０１ｗｔ
。

φ未満では、上述した作用に所望の効果が・調。られな
い。一方、Ｓｏｔ、Ａｔ含有量が０．１５ｗｔ．％を超
えると、製造コストの上昇を招く。

従って、ＳｏＬ、Ａｌ含有量は、０．０１〜０．１５ｗ
ｔ０％の範囲内に限定すべきである。なお、熱延鋼スト
リップの巻取りを低温度で行ない且つ連続焼鈍を短時間
で行なっても、確実に鋼中のＮを析出させ固定するため
には、Ｓｏｔ、Ａｌ含有量を、０．０３〜０．１５ｗｔ
．％の範囲内に限定することが好ましい。

（９）Ｂ Ｂには、鋼中のＮ　ｋ　ＢＮとして析出させて固定し、
微細なＡｔＮの析出量を減少させる作用がある。ＢＮは
、比較的粒子サイズの大きい窒化物であって、正常粒の
成長を悪化させることはない。従って、この発明におい
ては、必要に応じてＢを付加的且つ選択的に添加する。

しかしながら、Ｓ含有量がＢ／ＮＣ原子重量比）で１を
超えると、鋼中に固溶ボロンが残り、深絞り性を劣化さ
せる。

従って、Ｓ含有量は、Ｂ／ＮＣ原子重量比）で１以下に
限定すべきである。この場合、前述したＰＸＮは、ＰＸ
（Ｎ−′ＡＢ）となし、ＰＸ（Ｎ−ｊ４Ｂ）を３　Ｘ　
１０＝　ｗｔ．％以下に限定すべきである。

Ｂには、更に、熱延フェライト組織を微細化し、深絞り
性を向上させ且つ面内異方性を減少させる作用がある。

一般に、鋼中のＣおよびＮの含有量が少ないと、Ａｒ３
変態点が上昇する。そして、フェライト生成元素である
Ｐ　、　Ｓｉ等を添加するとＡｒ３変態点は更に上昇す
る。また、深絞り件の良好な鋼板を得るため（では、熱
延仕上げ温度をＡｒ３変態点以上の高温にする必要があ
る。Ｂには、フェライト変態全抑制し、ＡＪ′３変態点
を下げる作用があるため、熱間圧延を高温の仕上げ温度
で安定して容易に行なうことができる利点がある。上述
のような作用のためには、Ｓ含有量は０．０００５〜０
．００３０ｗｔ．％であることが好ましい。Ｓ含有量が
０．０００５ｗｔ．％未満では、上述した作用に所望の
効果が荀られず、一方、Ｓ含有量が０．００３０帆１％
を超えると、深絞υ性を劣化させる。

（１０）　　Ｔｉ Ｔｉには、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させて固定し、
微細なＡｔＮの析出量を減少させる作用がある。

ＴｉＮは、比較的粒子サイズの大きい窒化物であって、
正常粒の成長を悪化させることばない。従つて、この発
明においては、必要に応じてＴｉを付加的に且つ選択的
に添加する。しかしながら、Ｔｉ含有量がＴｉ２イＮ（
原子重量比）で１を超えると、過剰のＴｉが固溶炭素を
固定し、微細なＴｉＣとして析出するため、十分な焼付
硬化性が得られず、且つ、再結晶のための温度が上昇し
、更に、微細なＴｉＣの分散によって正常粒の成長を悪
化させ、２次再結晶が発生しやすくなる。

従って、Ｔｉ含有量は、Ｔｉ／Ｎ　（原子重量比）で１
以下に限定すべきである。この場合、前述したＰＸＮは
、ＰＸ（Ｎ−−Ｔｉ）となし、Ｐ　Ｘ　（Ｎ−′ＡＴｉ
　）を３　Ｘ　１０−’ｗｔ．％以下に限定すべきであ
る。

なお、ＢおよびＴｉを共に添加する場合には、Ｂハ＋Ｔ
ｉ／Ｎ　（何れも原子重量比〕を１以下に限定し、且ツ
、前述Ｌ　ｆｃ　Ｐ　ＸＮ　ｌｄ、ｐ　ｘ　（Ｎ−”−
Ｂ　−Ａ　Ｔｉ）となし、ＰＸ（Ｎ−４−Ｂ　　１４　
Ｔｉ）を３　Ｘ　１０−４ｗｔ．チ以下に限定すべきで
ある。

なお、上述の化学成分組成ヲ有する銅は、転炉および真
空脱ガス設備により溶製される。

次に、この発明において、熱間圧延、冷間圧延および連
続焼鈍の条件を、前述した範囲内に限定した理由（Ｃつ
いて、以下に述べる。

（１）熱間圧延条件 鋼片を熱間圧延して熱延鋼ストリップを調製する際の仕
上げ温度は、Ａｒ３〜Ａｒｓ　＋１−００°Ｃの範囲内
に限定すべきである。仕上げ温度が＃３変態点未満では
、深絞り性が劣化し、且つ、連続焼鈍時に異常粗大粒が
発生しやすくなる。一方、仕上げ温度がＡｒ３＋１００
℃を超えると、熱延フェライト組織が粗大化して、深絞
ｖ１三および面内異方性が劣化する。

巻取り昌度は７５０℃以下に限定すべきである。

巻取り温度を６６０〜７５０°Ｃの高温となし、固溶窒
素をＡｔＮとして完全に析出させ固定した場合には、特
に優れた深絞９性が得られる。巻取り　温度が７５０°
Ｃを超えると、深絞り性向上の効果は飽和し、かえって
、熱延フェライト組織が粗大化し、異常粗大粒が発生し
、且つ、多量のスケールのためにスケール除去能率が低
下する等の問題が生ずる。

従来、深絞り性の優れｆｃｋＡ板を連続焼鈍によって製
造するためには、巻取り温度を６６０℃以上の高温度と
することが通例であった。本発明によれば、必ずしも巻
取り温度を高温にする必要はなく、３００℃程度の低温
で巻取っても深絞り性は良好であり、１．４程度の７値
を有する鋼板を製造することができる。高温度で巻取る
と、スケールが多量に発生するため、スケール除去能率
が低下する等の問題があるから、上述のような低温巻取
りは、操業上極めて有利である。

従来、深絞り性の向上のために、巻取り温度全高温度に
していた理由は、高温度での巻取りにより、炭化物およ
び蟹化物全析出凝集させて、連続焼鈍による再結晶焼鈍
時の固溶炭素および固溶窒素の量を低減するためである
。これに対して、本発明の場合には、Ｃ含有量およびＮ
含有量を著しく低減したので、これに応じ、再結晶焼鈍
時の固溶炭素および固溶窒素の量が減少した結果、深絞
り性が向上したと考えられる。

熱間圧延の圧下スケジュールやランナウトテーブル上で
の冷却、ｏメーンについては、通常の条件でよい。なお
、仕上げ温度および巻取り温度を更に細かく調整したり
、仕上げ圧延の後段における圧下比を大きくしたり、ま
たは、仕上げ圧延後のランナウトテーブル上での冷却時
に出来るだけ前段で急冷する等の手段を行なえば、熱延
フェライト組織が細粒化し、深絞り性の向上および面内
異方性の減少に極めて有効である。

なお、熱間圧延は、連続鋳造鋳片を直接圧延しても、連
続３否造−片を高温状態で加熱炉に装入し、加熱された
鋳片を圧延しても、常温の鋳片を加熱炉によって加熱し
た後圧延してもよい。

（２）冷間圧延条件 冷間圧延の際の圧延率は、６０〜９５％の範囲内に限定
すべきである。第１０図は、冷間圧延率の、ランクフォ
ード値および面内異方性に及ぼす影響を示すグラフであ
る。即ち、０．００２ｗｔ．％のＣ１０，２５ｗｔ．％
のＳｉおよび０．０４．　ｗｔ．％のＰを含■する極低
炭素鋼を、仕上げ温度：９００℃、巻取り温ｊν：５５
０℃または６８０℃で熱間圧延し、次いで、６０〜９０
％の圧延率で冷間圧延した後、８００°Ｃの温度で連続
焼鈍して得られた、引張り強さ３５　Ｋｇｌ−級の冷延
伸ｉ板の試験片のランクフォード値および面内異方性音
調べ、その結果を第１０図に示した。第１０図において
、○印は巻取り温度が５５０℃の場合を示し、の印は巻
取り温度が６８０℃の場合を示す。

第１０図から明らかな・ように、冷間圧延率が６０％未
満では、十分な深絞り性が得られない。

冷間圧延率を９５％超にすることは、通常のタンデム圧
延機では困難である。なお、面内異方性は、約７０％の
冷間圧延率の場合にもつとも大きくなる。従って、高い
深絞、り性を有し且つ面内異方性の小さい鋼板を製造す
るためＫは、冷間圧延率を７５係以上にすることが好ま
しい。

（３）連続焼鈍条件 連続焼鈍温度は、再結晶温度以上、Ａｃ３変態点未満の
範囲内に限定すべきである。第１１図は、連続焼鈍温度
の、ランクフォード値および面内異方性に及ぼす影響を
示すグラフである。即ち、０．００２Ｗ１．％　（７）
　Ｃ、０，２５ｗｔ．％（Ｄ　Ｓｉおよび０．０４．　
ｗｔ．％　）Ｐ’を含有する極低炭素鋼を、仕上げ温度
：　９００　’Ｃ１巻取り温度：５５０℃または６８０
　’Ｃで熱間圧延し、次いで、８０％の圧延率で冷間圧
延した後、７００〜９００℃の温度で連続焼鈍して得ら
れた、引張り強さ３５　Ｋ９／ｆｆ級の冷延鋼板の試験
片のランクフォード値および面内異方性を調べ、その結
果を第１１図（で示した。第１１図において、○印は巻
取り温度が５５０℃の場合全示し、・印は巻取り温度が
６８０°Ｃの場合を示す。

従来、深絞り性の優れた御飯を連続焼鈍によって製造す
るためには、連続焼鈍温度をｓ　ｏ　ｏ　’ｃ以上の高
温度にしなければならなかった。しかしながら、本発明
によれば、第１１図１で示すように。

必ずしも連続焼鈍温度ｉ　８００　’Ｃ以上の高温にす
る必要はなく、再結晶温度の直上の７ｏｏ℃程度の低温
度でも深絞９性は良好であり、巻取Ｖ温度が５５０°Ｃ
の低温度であっても、１．４程度のランクフォード値を
有する鋼板ｔ’Ａ造することができる。

連続焼鈍温度が再結晶温度未満では、十分な深絞、り性
が得られない。一方、連続焼鈍温度がＡｃ３変態点以上
になると、集合組織がランダム化する結果、かえって深
絞り性が劣化する。

上述のように、低温の連続焼鈍温度で深絞り性を有する
冷延鋼板全製造し得る理由は、炭化物および窒化物形成
元素を含有せず且っＣおよびＮの含有量が少ない高純度
鋼を使用したので、再結晶温度の上昇を招く微細な炭化
物および窒化物の析出が極めて少ないからである。この
ように、低温の連続焼鈍温度で深絞り性を有する冷延鋼
板を製造し得ることは、この発明の大きな特徴の１つで
ちゃ、これによって製造コストを低減することができる
。

しかしながら、高純度鋼の場合、熱間圧タエ条件によっ
ては、その熱延フェライトａ織が粗粒化する。熱延フェ
ライト組織が粗粒化すると、連続焼鈍温度が低温の場合
には、再結晶が緩慢となって不完全になる。第１２図（
５）および第１２図（Ｂｌは、熱延フェライト組織全示
す１００倍の顕微鏡写真である。第１２図囚は、０．０
０２ｗｔ．係のＣ、０，２５Ｗ１．。

％　）Ｓｉ　、　０．０４　ｗｔ．％のＰおよび０．０
０２ｗｔ．％　ノＮ’ｅ含有する極低炭素鋼の鋼片を、
仕上げ温度：　９００℃、巻取り温度＝６８０℃の条件
で熱間圧延した場合の熱延フェライト組織を示し、フェ
ライト粒度ば７．８Ｘ番である。第１２図（Ｂ）は、前
記鋼片を、仕上げ温度：９６０’Ｃ，巻取１Ｍ度：　７
　］　０　’Ｃノｄ”条件で熱間圧延した場合の熱延フ
ェライト組織を゛示し、フェライト粒度は６．６ン番で
ある。

第１３図は、上述の条件で熱同圧延された熱延鋼ストリ
ップを、８０係の圧延率で冷間圧延した後、５００〜８
００℃の温度で３０秒間連続焼鈍した場合の、焼鈍温度
の再結晶率に及／了す影響を示すグラフである。第１３
図において、・印は第１２図（５）のフェライト粒度７
．８ａの場合を示し、○印は第１２図（Ｂｌのフェライ
ト粒度６，６＃の場合を示す。

第１３図から明らかなように、フェライト粒度が７．８
暑の細粒の場合には、７００　℃の焼鈍温度で再結晶率
は１００％になるが、フェライト粒度が６，６イの粗粒
の場合には、焼鈍温度を８００℃に上げないと１００係
の再結晶率は得られない。

第１４図は、熱延フェライト粒度の、再結晶完了温度に
及ぼす影響を示すグラフである。即ち、０．００２ｗｔ
．％のＣ，０，２５ｗｔ．％のＳｉ、　　０．０４ｗｔ
．％のＰおよび０．００２ｗｔ．％のＮを含有する極低
炭素鋼の鋼片を、仕上げ温度および巻取り温度を変えて
熱間圧延することにより熱延フェライト粒度の異なる熱
延鋼ストリップを調製し、前記熱延鋼ス）　ＩＪツゾを
８０％の圧延率で冷間圧延した畝、３０秒間連続焼鈍し
たときの再結晶完了温度を調べ、その結果を第１４図に
示した。第１４図における熱間圧延条件は、下記第２表
の通りである。

第１３図および第１４図から明らかなように、連続焼鈍
に当り、焼鈍温度が７００°Ｃ以下の低温で１００％の
再結晶率を得るためには、熱延フェライト組織を、熱延
フェライト粒度７番以上の細粒にすることが必要であり
、そして、熱延フェライト組織を、熱延フェライト粒度
７香以」二の細粒にするためには、熱延仕上げ温度をＡ
ｒ３〜Ａｒ３　＋　６０°Ｃの範囲内に、そして、巻き
取り温度を７００℃以下にすることが必要である。なお
、０．０３〜０．２０ｗｔ．％の範囲内で含有している
Ｐおよび必要に応じてＢ／Ｎ（原子重量比）が１以下の
範囲内で添加するＢは、熱延フェライト組織を細粒化す
るために有効である。更に、熱間圧延時に後段で強圧下
を加えたり、熱延鋼ス）　ＩＪツブの冷却の際に、ラン
ナウトスプレーの［］［■段で急冷することも、熱延フ
ェライト組織の細粒化のために奸才しい。なお、再結晶
が緩慢になる部分は、熱延鋼ス］・リップのエツジ部等
、仕−ヒげ温度が低下する部分に多いので、ヒーターを
使用して熱延鋼ストリップのエツジ部全加熱し、所定の
仕」二げ温度を確保するととも有効である。

上述のように、本発明によれば、連続焼鈍に当り、焼鈍
温度が７００℃以下の低温であっても再結晶を完了させ
、所望の深絞シ性を得ることができる。更に、本発明に
よれば、結晶粒の成長性が良好で且つ２次再結晶による
異常粗大粒発生の危険がないので、焼鈍温度を７００℃
を超えて高めれば、著しく深絞９性を向上させることが
できる。

特に、Ｎ含有量が約０．００１　ｗｔ．％であって極め
て低い場合には、連続焼鈍温度を８５０℃に高めること
によって、前記温度が７００℃の場合よりも、ランクフ
ォード値を約帆４高めることができる。従って、この発
明によれば、従来強力な炭化物および窒化物形成元素が
添加された極低炭素鋼の場合しか得ることのできなかっ
た、ランクフォード値が１．８以上の超深絞９性を有す
る冷延鋼板を、比較的安価に製造することができる。

再結晶完了までの連続焼鈍時間は、約１０秒でよい。但
し、巻取り温度が低温の場合には、焼鈍時に固溶窒素を
ＡｔＮとして完全に析出させることが必要であるから、
焼鈍温度が７５０℃以上の高温の場合には少なくとも約
３０秒、７５０℃未満の低温の場合には少なくとも約１
分を必要とする。

連続焼鈍時の加熱速度および冷却速度については％に制
限する必要がない。また、冷却の途中または冷却後の再
加熱などによる過時効処理の必要はないが、必要に応じ
実施することは差し支えない。

連続焼鈍の加熱方式は、例えばラジアントチューブ加熱
、直火加熱、誘導加熱等どのような方式でもよく、冷却
方式は、例えば水焼入れ、温水焼入れ、ガスジェット冷
却、水冷ロール冷却、気水混合冷却等、どのような方式
でもよい。

また、この発明の方法で製造された鋼板は、連続溶融亜
鉛メッキ鋼板等、表面処理鋼板の原板としても問題なく
使用することができる。

〔発明の実施例〕

第３表に示すように、何れも本発明の範囲内の化学成分
組成を有し、そして、熱間圧延、冷間圧延および連続焼
鈍が施された、本発明の鋼板の供試体（以下、「本発明
の供試体」という）Ｎα１〜１９を調製した。比較のた
めに、同表に示すように、少なくともその１つが本発明
の範囲外の化学成分組成を有し、そして、熱間圧延、冷
間圧延および連続焼鈍が施された、比較鋼板の供試体（
以下、「比較用供試体」という）　Ｎ［１１〜７を調製
した。各供試体は、第３表に示す化学成分組成の鋼を、
転炉および真空脱ガス設備によって溶製し、連続鋳造に
よって鋳片となした後、得られた鋳片を同表に示す条件
で熱間圧延し次いで冷間圧延し、得られた冷延鋼ス）　
ＩＪツブを同表に示す条件で連続焼鈍することにより調
製した。

次いで、本発明の供試体Ｎα１〜１９、および、比較用
供試体Ｎα１〜７について、降伏応力（ｙｐ）、引張り
強さくＴＳ）、伸び（Ｅｔ）、延性（ｎ値）、深絞９性
（７：）、面内異方性（Δｒ）、焼付硬化量（ＢＨ）お
よび異常粗大粒の発生の有無を調べ、これ等の結果を第
４表に示す。なお、焼付硬化量（ＢＨ）は、供試体に２
％引張り予歪を与えたときの降伏応力と、前記予歪が与
えられた供試体を１７０℃の温度で２０分間加熱した後
の降伏応力との差によって表わした。

第３表および第４表から明らかなように、Ｎ含有量およ
びＰＸＮ量が本発明の範囲を外れて高い比較用供試体Ｎ
［ｌ　］は、ランクフォード責７：）値および延性（ｎ
値）が共に低く、且つ、異常粗大粒が発生した。Ｐ含有
量が本発明の範囲全外れて低い比、較用供試体ＮＩＬ　
２は、降伏応力（ＹＰ）および引張り強さくＴＳ）が共
に低い。ＰＸＮ量が本発明の範囲を外れて高い比較用供
試体Ｎ［Ｌ　３およびＮ［Ｌ　４は、何れも異常粗大粒
が発生し、伸び（Ｅｔ）および延性（ｎ値）が共に低く
、ランクフォード（ｉ）値も低い。

Ｂ含有量が本発明の範囲を外れて萬い比較用供試体Ｎα
５は、ランクフォードσ）値が低い。Ｔｉ含有量が本発
明の範囲を外れて高い比較用供試体Ｎ［Ｌ　６は、焼付
硬化量（ＢＨ）が低く且つ異常粗大粒が発生した。Ｃ含
有量が本発明の範囲を外れて高い比較用供試体Ｎ（Ｌ　
７は、焼付硬化量（ＢＨ）は高いが、延性（ｎ値）およ
びランクフォード（ｉ）値が共に低く、耐時効性が悪い
。

これに対して、本発明の供試体Ｎ［１１〜１９は、何れ
も、降伏応力（ＹＰ）、引張り強さくＴＳ　）、伸び（
Ｅｔ）、延性（ｎ値）、ランクフォード値にテ値）、面
内異方性（Δｒ）および焼付硬化量（ＢＨ）が共に高く
、且つ、異常粗大粒は発生しなかった。そして、常温の
耐時効性は良好で、３８℃の温度によ′る３０日間の時
効処理でも、降伏点伸び（ＹＰ　Ｅｌ　）は０．５係以
下、伸び＜２１）の劣化は３．５　ｑ６以下であった。

また、本発明の供試体Ｎ（Ｌ　６および７、Ｎα１０〜
１４のように、同一の化学成分組成ヲ有する鋼片から、
熱間圧延条件、冷間圧延条件および連続焼鈍条件を変え
ることによって、各種の性質を有する鋼板を製造するこ
とができた。

〔発明の効果〕

以上述べたように、この発明によれば、自動車のドアや
フード等の外板用鋼板として好適な、焼付硬化性および
プレス成形性に優れ、且つ、耐時効性の良好な、３５〜
４−５　Ｋ９ｉ−の強度ｆ：有する高強度冷延鋼板を、
連続焼鈍により、安定して且つ経済的に製造することが
できる工業上有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＣ含有量の焼付硬化量に及ぼす影響を示すグラ
フ、第２図は焼付硬化量の耐時効性に及ぼす影響を示す
グラフ、第３図はＮ含有量のランクフォード値および延
性に及ぼす影響を示すグラフ、第４図はＮ含有量および
焼鈍温度のランクフォード値に及ぼす影響を示すグラフ
、第５図は異常粗大粒が発生した金属組織を示す１００
倍の顕微鏡写真、第６図はＰ含有量の粗大粒面積率に及
ぼす影響を示すグラフ、第７図はＮ含有量の粗大粒面積
率に及ぼす影響を示すグラフ、第８図は連続焼鈍温度お
よび連続焼鈍時間の粗大粒面積率に及ぼす影響を示すグ
ラフ、第９図はＰ含有量およびＮ含有量の異常粗大粒発
生に及ぼす影響を示すグラフ、第１０図は冷間圧延率の
ランクフォード値および面内異方性に及ぼす影響を示す
グラフ、第１１図は連続焼鈍温度のランクフォード値お
よび面内異方性に及ぼす影響を示すグラフ、第１２図囚
（Ｂ）は熱延フェライト組織（金属組織）を示す１００
倍の顕微鏡写真、第１３図は連続焼鈍温度の再結晶率に
及ぼす影響を示すグラフ、第１４図は熱延フェライト粒
度の再結晶完了温度に及ぼす影響を示すグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００１〜０．００３ｗｔ．％、Ｎ：０．
   ００４ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．７０ｗｔ．％、 Ｐ：０．０３〜０．２０ｗｔ．％、 Ｓ：０．０２０ｗｔ．％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１５ｗｔ．％、Ｐ×Ｎ：
   ３×１０＾−＾４ｗｔ．％以下、および残り：Ｆｅおよ
   び不可避的不純物、 からなる鋼片を、仕上げ温度：Ａｒ＿３〜Ａｒ＿３＋１
   ００℃、巻取り温度：７５０℃以下の条件で熱間圧延し
   て、熱延鋼ストリップを調練し、前記熱延鋼ストリップ
   を、６０〜９５％の圧延率で冷間圧延して、冷延鋼スト
   リップを調製し、前記冷延鋼ストリップを、再結晶温度
   以上、Ａｃ＿３変態点未満の範囲内の温度で連続焼鈍す
   ることを特徴とする、焼付硬化性およびプレス成形性の
   優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．００１〜０．００３ｗｔ．％、Ｎ：０．
   ００４ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．７０ｗｔ．％、 Ｐ：０．０３〜０．２０ｗｔ．％、 Ｓ：０．０２０ｗｔ．％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１５ｗｔ．％、下記から
   なる群から選んだ少なくとも１つ の元素： Ｂ：Ｂ／Ｎ（原子重量比）１以下、 Ｔｉ：Ｔｉ／Ｎ（原子重量比）１以下、 但し、Ｂ＋Ｔｉ：Ｂ／Ｎ＋Ｔｉ／Ｎ（何れも原子重量比
   ）１以下、 Ｐ×［Ｎ−（１４／１１）Ｂ］、Ｐ×［Ｎ−（１４／４
   ８）Ｔｉ］およびＰ×［Ｎ−（１４／１１）Ｂ−（１４
   ／４８）Ｔｉ］は、何れも３×１０＾−＾４ｗｔ．％以
   下、および、 残り：Ｆｅおよび不可避的不純物、 からなる鋼片を、仕上げ温度：Ａｒ＿３〜Ａｒ＿３＋１
   ００℃、巻取り温度：７５０℃以下の条件で熱間圧延し
   て、熱延鋼ストリップを調製し、前記熱延鋼ストリップ
   を、６０〜９５％の圧延率で冷間圧延して、冷延鋼スト
   リップを調製し、前記冷延鋼ストリップを、再結晶温度
   以上、Ａｃ＿３変態点未満の範囲内の温度で連続焼鈍す
   ることを特徴とする、焼付硬化性およびプレス成形性の
   優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
3. （３）前記熱延鋼ストリップの熱延フェライト粒度が７
   番以上の細粒であることを特徴とする、特許請求の範囲
   第（１）頂または第（２）項に記載の焼付硬化性および
   プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
4. （４）前記連続焼鈍の焼鈍温度が、再結晶温度以上８０
   ０℃未満の範囲内の温度であることを特徴とする、特許
   請求の範囲第（１）項または第（２）項に記載の焼付硬
   化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造
   方法。