WO1994000615A1

WO1994000615A1 - Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same

Info

Publication number: WO1994000615A1
Application number: PCT/JP1993/000846
Authority: WO
Inventors: Naoki Yoshinaga; Kohsaku Ushioda; Osamu Akisue; Kunio Nishimura
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1992-06-22
Filing date: 1993-06-22
Publication date: 1994-01-06
Also published as: EP0608430A4; KR970001411B1; US5470403A; EP0608430B1; KR940702231A; DE69329236D1; EP0608430A1; DE69329236T2

Description

明細書優れた焼付硬化性、常温非時効性と成形性を有する冷延鋼板および溶融亜鉛メツキ冷延鋼板ならびにその製造方法

〔技術分野〕

本発明は、優れた焼付硬化性、常温非時効性と成形性を有する冷延鐧板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板ならびにその製造方法に関す本発明に係わる冷延鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などのブンス成形をして使用されるものである。そして、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防锖のために、例えば Znメツキや合金化 Zn メツキなどの表面処理を施した冷延鋼板の両方を含む。本発明による鋼板は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用に当たつては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。

〔背景技術〕

溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、例えば特開昭 59-31827号公報および特開昭 59-38337号公報などに開示されている Tiと Nbを複合添加した極逸炭素鋼板は、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化 ( BH) 性を兼備し、溶融亜鉛メツキ特性にも優れているので、重要な位置をしめつつある。しかしながら、その BH量は通常の BH鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなる BH量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。

さらに、 T iや Nbを含有しない、加工性に優れた極低炭素鋼板についても数多く開示されている。特公昭 53- 22052号公報、特開昭 58— 136721号公報、特開昭 58— 141335号公報などがその例である。

一方、加工性を確保しつつ強度を上昇させるために、従来から多くの試みがなされてきた。特に、本発明が係わる引張強度が 30〜50 kgf/mm² の場合には、鋼中に P， S iなどを添加し、これらの固溶体強化機構を利用して強度を増加してきた。例えば、特開昭 59-31827 号公報および特開昭 59-38337号公報においては、 Tiと Nbを添加した極低炭素鋼板に主に S iと Pを添加し、引張強度で 45kgf/mm² 級までの高強度冷延鋼板の製造方法を開示している。特公昭 57- 57945号公報は Ti添加極低炭素鋼に Pを添加して高強度冷延鋼板を製造する方法に関する代表的な先行技術である。

さらに、 Ti , Nbを含有しない極低炭素鋼においては、特公昭 58 - 57492 号公報、特開昭 58-48636号公報には Pを添加して高強度化する技術、特開昭 57-43932号公報には S iを活用する技術が開示されている。 '

以上のように従来から強化元素として P、次いで S iが多用されている。これは、 Pや S iは固溶体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇でき、かつ延性や深絞り性がそれほど低下せず、添加コストもそれほど上昇しないと考えられてきたからである。しかし、実際にはこれらの元素だけで強度の上昇を達成しょうとすると強度のみならず降伏強度も同時に著しく上昇するため、面形状不良が発生し、自動車のパネルには使用が制約される場合がある。また、溶融亜鉛メツキをする場合にはメツキ不良を S iが惹起したり、 P , S iが合金化速度を著しく低下させたりするので、生産性が低下したりする問題がある。一方、固溶体強化元素として Mnや Crを利用することも知られている。特開昭 63— 190141号公報および转開昭 64-62440号公報には Mnを Ti含有極低炭素鋼板へ添加する技^ .，特公昭 59- 42742号公報や前記した特公昭 57-57945号公報においては、 Mnと Crを T i添加極低炭素鋼へ添加する技術が開示されている。

また、特開平 2— 111841号公報は、 Tiを添加した極低炭素鋼に 1. 5 %以上 3. 5 %未満の Mnを添加した焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛メツキ鋼板を開示している。多量の Mnの添加により、 Ar ₃ 変態点の低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均一性を目的としている。また、一層の延性の向上を目的に Cr や Vの 0. 2〜 1. 0 %までの添加も開示している。しかし、多量の Mn や Crの添加により機械的性質、特に強度と延性のバランスを改善するという思想に基づくものではない。さらに、ここでも BH量は通常のレベルから逸脱するものではなく、これまで以上の高い BH性と常温非時効性を両立するには至っていない。

また、特開昭 62-40352号公報には Tiや Nbを含有しない極低炭素鋼へ Mnを添加する技術が開示されている。しかし（ 1 ) ¾111ゃ(；1"の添加は、主な添加元素である Pや S iの補助的な役割しかなく、したがつて、得られた冷延鋼板も強度のわりには降伏強度が高く、かつ（i i ) 上記（ i ) 以外の目的で、例えば（ a ) 本発明の特徴である焼鈍後の組織を混合組織とするために添加されているのではないのはもちろんのこと、（b ) 加工硬化率を向上させる、（ c ) BH性を付与する、（ d ) 2次加工性を向上させる、（ e ) 溶融亜鉛メツキのメッキ性を改善する、などの目的で積極的に添加されているわけでもない。

さらに、特開昭 58-48636号公報ならびに特開昭 57— 203721号公報には、 T i， Nbを添加していない極低炭素鋼に多量の Bを添加して 730 で〜 A ₃ 点で焼鈍することにより焼付硬化性と深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、これらはフェライト単相組織であることが前提となっているので、本発明とは全く異なるものである。

以上のような、フェライト単相組織を有する鋼板に対して、複合組織を有する鋼板も知られている。低炭素アルミキルド鋼に S i， n, Crなどの合金元素を添加し、連続焼鈍温度とその後の冷却速度を適正化することにより、フェライト相とマルテンサイト相とを混在させた、いわゆる Dual Phase鋼（DP鋼）と呼ばれるものがその代表例である。このような DP鋼は、高強度でありながらきわめて低い降伏比（YR) を有し、かつ常温非時効で高い BHを有することが知られている。しかしながら、平均 r値が 1. 0程度と低く、深絞り性に劣るという欠点を有する。ちなみにこのような冷延鋼板の製造方法については、特公昭 53-39368号、特開昭 50-75113号、特開昭 51-39524号の各公報に開示されている。

これらの低炭素アルミキルド鋼を素材とした複合組織鋼板に対して、特公平 3 - 2224号公報、特公平 3 -2161 1号公報および特開平 3一 277741号公報には極低炭素鋼を素材とした複合組織鋼板について開示されている。これらは極低炭素鋼に多量の NI)と B、さらには Tiを複合添加して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし、高 r値、高 BH、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。

特に上記の特開平 3 - 277741号公報について述べれば、該公報には、極低炭素鋼に Nb, B , Tiさらには Mn, Crを添加した鋼を Ad - 50 °C以上 Ac , 変態点未満の温度で焼鈍することにより、その組織を 5 %以下の体積率のァシキュラ一フヱライ卜とフェライトとからなる複合組織とし、これにより、 BH性と常温非時効性さらには加工性を兼ね備えた鋼板を提供する技術が開示されている。しかしながら、本発明者らが詳細に調べた結果以下のような問題点があることが明らかとなつた。すなわち、第 2相の体積率が 5 %以下の複合組織鋼板では、従来レベル以上、つまり 5 kgf/ i² 以上の BH量を付与するのが困難であり、また、 BH量が 5 kgf/mm² を超えると人工時効後の YP— E1が 0. 2 %を超えてしまうことがあり常温非時効性の確保が極めて困難であることが分かった。例として、 0.004 % C -O.OlSi- 1. 5 Mn- 1. 0 Gr-0.05P— 0.025 Nb— 0.04A1— 0.0025N— 0.01 Sの成分を有する Nb含有鋼に均熱温度を 840〜 865°Cの間で変化させる焼鈍を施すことによって第 2相の体積率を 0〜20%まで変化させ、 BH量と人工時効後の YP— E1との閬係を調査した。その結果を第 1図に示す。これより明らかなように第 2相の体積率が 5 %以下の範囲では、常温非時効性が確保され難い。このことは第 2相の体積率が少ないため、フユライトに導入される可動転位密度が充分でないことが原因であると考えられる。

また、特開昭 60— 197846号公報には、 Tiや Nbを含有しない極低炭素鋼に多量の Bを添加することによって上記のような特性を得る技術が開示されている。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果、このように多量の Bを添加することによって複合組織化する場合には、以下のような問題点を有することが明らかとなった。

1 ) このような多量の Bを含有する成分の鋼では、 Ad 変態点が低下するわけではなく、複合組織を得るためにはきわめて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となる。

2 ) α + 7の温度領域がきわめて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定となる。

さらに多量の Bは、

3 ) 延性の劣化をもたらす。

4 ) めっき不良等の原因となり、溶融亜鉛メツキ鋼板としては不適切である。

5 ) また、 5 kgf/imn² 以上の BH量を付与することが困難でなるばかりか、 BH量が 5 kgf/誦 ² を超えると人工時効後の YP - E 1が 0. 2 % を超えてしまい、常温非時効性が確保されなくなる。

以上のように極低炭素鋼における複合組織鋼板についていくつかの提案がなされているが、その BH量は到底従来レベルを逸脱するものではなく、常温非時効性についても従来のレベルをわずかに上回る程度にとどまつていた。

〔発明の開示〕

自動車のパネルなどに使用される鋼板には、プレスの後にスプリングバックゃ面歪などが生じない良好な面形状性が厳しく要求される。ところで、面形状性は、降伏強度が低いほど好ましいことはよく知られている。しかし、鋼板の高強度化は、従来技術で述べたように一般に降伏強度の著しい上昇を伴う。したがって、強度を上昇させる場合には、降伏強度の上昇を極力抑制する必要がある。

さらに、プレス成形をしたあとの鋼板には耐デント性が要求される。耐デント性とは、組上がった自動車に石などが当たる場合、鋼板の永久的な凹み変形に対する抵抗性を意味する。耐デント特性は板厚が一定の場合、プレス加工して塗装焼付したのちの変形応力が高いほど良好になる。したがって同じ降伏強度の鋼板を考えた場合. 塗装焼付硬化能が高く、また加工硬化能が高いほど耐デント特性は向上することになる。以上から、自動車のパネルなどに使用される望ましい鋼板は、降伏強度はそれほど高くなく、著しく加工硬化し、高い塗装焼付硬化能をあわせ持つ鋼板である。もちろん、平均 r値（深絞り特性）や伸び（張出特性）などの加工性にも優れる必要があり、さらに常温で実質的に非時効である必要がある。

本発明は、以上のような要望を満足するものであって、特に塗装焼付硬化能に関しては、 l Okgf/mm² 前後の高い BH量を目的に応じて付与することができ、かつ常温非時効性（人工時効後の YP— E 1 ： 0. 2未満）と成形性を兼ね備えた、前述した公知文献では得られない冷延鋼板および溶融亜鉛メツキ冷延鋼板を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、上記の目的を達成するために、鋭意、研究を遂行し、以下に述べるような従来にはない知見を得た。

すなわち、 Nbや Tiを含有しない場合、またはそれらを含有した場合の極低炭素鋼をベースにして、それぞれ B， Mn, Crの冷間圧延、焼鈍、調質圧延後の組織と引張特性、特に焼鈍時の Ac , 変態挙動およびひ→ r変態挙動に着目して詳細に調査した。その結果、 0. 0040 重量％以上の Bを添加することによってフライトと低温変態生成物からなる複合組織を得ることができたが、 1 ) 複合組織とするためには通常よりもかなり高い温度での焼鈍が必須であること、 2 ) しかも複合組織とするための温度域はきわめて狭い範囲しか存在しないため、製造時に材質のばらつきがきわめて大きいこと、 3 ) さらに、このような鋼では BHを 5 kgf/mm² 以上付与することは困難であるばかりか、 BHが 5 kgf/mm² 以上となると人工時効後の降伏点伸び（YP— E 1 ) が 0. 2 %を超えてしまい、常温非時効性が確保されなくなること、また 4 ) 焼鈍後の冷却条件にきわめて敏感で、このことも BH量、平均 r値等の材質特性を著しく不安定にすることを確かめた。また、 T i， Nbを添加する場合、 Nbと Bとの複合添加、 T iと B との複合添加、 Nbと Tiと Bの複合添加のいずれの場合でも同様の傾向を示した。

これに対して、 Mnまたは/および Crを添加した上記極低炭素鋼においては、特に後者の鋼の低温変態生成物を総体積の 5 %超にした場合、 1 ) これらの元素が 7形成元素であるため極低炭素鋼でありながら α→ 7変態点が低く、それほど高い焼鈍温度を必要とせず、かつ 2 ) きわめて広いな + 7 2相領域を有するため製造時の材質ばらつきがきわめて小さく、さらに 3 ) 容易に 5 kgf /匪² 以上の BH量を付与することができ、またたとえ BH量が l Okgf/匪² 程度となっても、人工時効後の YP— E 1が 0. 2 %を超えることはなく、非常に優れた常温非時効性と BH性とを両立することが分かった。この原因は、本発明者らの推察によれば、 Mnや Crを用いて混合組織とした鋼においては、生成する低温変態生成物中およびこのまわりに導入されるフニライト中の可動転位密度が Bの複合添加によって得た複合組織のそれよりもかなり高いことにあると思われる。また、 4 ) Mn, Cr を添加した混合組織鋼板においては r値、 BH等の機械的性質が焼鈍後の冷却条件によらず良好であり、製造が容易であることも大きな特徴の 1つである。か、る r値の改善は Ti , Nbを添加した場合に顕著に現われる。また、理由は必ずしも明らかではないものの、これらの性質はたとえ Mnや Crを添加した鋼であっても、同時に Bが多量 ( 0. 0030重量％以上）に添加されすぎると達成されないものである ₍ 次に高強度化する際の強化元素として考えられる Mn, Cr, P , S i がそれぞれ機械的性質に対していかなる影響を及ぼすかについて検討した結果、以下のような新知見を得た。

すなわち、従来から固溶強化元素として多用されている S i， Pは- a ) まず微量の添加で著しく降伏強度を上昇させること、 b ) その結果、低歪域での加工硬化率が著しく減少することが判明した。

—方、従来固溶体強化元素としてあまり用いられていない Mn， Cr を添加すると、 a ) 降伏強度は殆ど増加せず、引張強度が増加し、 b ) その結果、低歪域での加工硬化率がむしろこれらの添加により増加する、というきわめて重要な新知見を得た。

Mn, Crで混合組織としたことに加えて、このことも本発明鋼が低降伏比を呈する理由であヒ思われる。また、このような、 P, Si の低減は、 α→ 7変態点 ^ ¾下させる点においても意義のあることである。

さらに、本発明者らは、本発明鋼が溶融亜鉛メツキ冷延鋼板としても長所を有することが分かった。すなわち、 Siや Ρが多量に添加された鋼においては溶融亜鉛メツキ時のメツキ性、さらにはその後の合金化反応の遅滞化を引き起こすことが知られているが、 Mnや Cr を添加した鋼においては、たとえ同時に Siや Pが多量に含有されている場合でも溶融亜鉛メツキ特性を損なうことがないことが判明した。さらに Bの影響についても検討し、多量の Bは溶融亜鉛メツキにおけるメツキ性、および合金化反応特性に悪影響を及ぼすことが明らう、となった。

：発明は、このような思想と新知見に基づいて構築されたもので、その要旨とするところは以下のとおりである。

すなわち本発明の特徴は重量で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si : 0.001 〜 0. 8 Mn： 0. 3〜4. 0 P ： 0.003 〜0.15%, S ： 0.0005〜0.015 A1： 0.005 〜0.20%, N ： 0.0003〜0.0060%、必要により B ： 0.0030%未満でかつ BZN≤ 1. 5を満たす Bおよび Cr： 0.01〜3. 0 %を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成にして、低温変態生成物とフエライトとからなる混合組織を有する冷延鋼板と溶融亜鉛メツキ冷延鋼板にある。さらに本発明の特徴は前述した成分を有するスラブを（Ar₃- 100) で以上の温度で熱間圧延の仕上げを行い、 800 でから室温までの温度で巻取り、 60%以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度をひ→ y変態点以上 Ac₃ 変態点以下とする連続焼鈍を施すか、あるいは前記冷延鋼板に、焼鈍温度を α→ 7変態点以上 Ac₃ 変態点以下とした. たとえばインライン焼鈍型の溶融亜鉛メツキを施す冷延鋼板または溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法にある。

さらにまた、本発明の特徴は、重量％で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si ： 0.001 〜 0. 8 Mn： 0. 8〜4. 0 P ： 0.005 〜0.15%, S 0.0010〜0.015 %, A1： 0.005 〜 0. 1 % , N ： 0.0003〜0.0060% , B ： 0.0005%未満、さらに、 Ti : 0.003 〜 0. 1 %および Nb： 0.003 〜0. 1 %のうちの 1種または 2種、また必要により Cr： 0.01〜3. 0 %を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成にして、総体積 5 %超の低温変態生成物とフユライトとからなる混合組癱を有する冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メツキ冷延鋼板にある。

さらにまた、本発明の特徵は、前記成分を含有するスラブの熱間圧延に際し、（Ar₃-100)°C以上の温度で熱延仕上げを行い、 800 °C から室温までの温度で巻取り、 60%以上の圧延率で冷間圧延を行い. 焼鈍温度をひ→ 7変態点以上 Ac₃ 変態点以下の温度範囲とする連続焼鈍を施すか、あるいは、前記冷延鋼板に焼鈍温度を a— r変態点以上 Ac₃ 変態点以下とした、たとえばインライン焼鈍型の溶融亜鉛メツキを施す冷延鋼板または溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法にめ

〔図面の詳細な説明〕

第 1図は第 2相の体積率と BHおよび人工時効後の YP— E1との関係を表す図である。〔発明を実施するための最良の形態〕

ここに本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。

C ： Cは製品の材質特性を決定するきわめて重要な元素である。本発明は真空脱ガス処理をした極低炭素鋼を前提とするが、じが

0.0005%未満となると粒界強度が低下し、 2次加工性が劣化し、かつ製造コス卜が著しく増加するので、その下限を 0.0005%とする。一方、 C量が 0.0070%を超えると成形性の劣化を招き、また常温非時効性が確保されなく—なるので、上限を 0.0070%とする。

Si ： Siは安価に強度を増加させる元素として知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が 0. 8 %超となると降伏強度が上昇しすぎてプレス成形時に面歪が生じる < また、 α→ 7変態点が上昇し、混合組織を得るための焼鈍温度が著しく高くなる。さらに、化成処理性の低下、溶融亜鉛メッキ密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずる ₍ 下限は、製鋼技術およびコストの観点から 0.001 %とする。

Mn, Cr : Mnおよび Crは、本発明において最も重要な元素である。すなわち Mn，は、 a→ y変態点を低下させるため混合組織を得るためにそれほど高い温度を必要とせず、かつ α + 7 2相領域を拡大するため、混合組織の体積分率をコントロールしゃすく、製造時の材質のばらつきが少なく生産性の向上をもたらす。しかも、 Mn， Cr を活用することによって得た混合組織鋼板においては、通常では得られない 5kgf/mm²以上の BH量を容易に付与することができ、 5kgf/ mm² 以上の BH量を有する場合にも非常に優れた常温非時効性を示す ₍ この性質は、 Mnや Crを活用して得た混合組織鋼板に特有のもので、フェライト単相組織鋼板や多量の Bの添加によって得た複合組織鋼板では得られない特性である。さらに重要な点は、通常の鋼においては、 +ァ 2相領域で焼鈍すると著しく r値が劣化することが知られているが、 Mn， Crを積極的に添加した鋼においては、ひ + 7領域で焼鈍しても、 rがほとんど劣化しないことである。

また、 Mn， Crは降伏強度をあまり増加させずに強度を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ化成処理性を改善したり、溶融亜鉛メツキ性を改善する効果も有する。本発明においては Mnを必須とし、 Crは必要に応じて添加する。すなわち、 → 7変態点を低下させる、さらには 2相領域を拡大させるという観点からは、 Crよりも Mnの方が効果が高いので、 Mnを活用する。 Crは BH性を向上させる、加工硬化能を高める等の観点で優れた効果を発揮するので. これらの特性をさらに高めたい場合には添加する。

Mnについては、 Ti , Nbを添加しない場合は、 0. 3 %未満の添加では上述の効果が顕著に現われないのでその下限を 0. 3 %とする。一方、 4. 0 %を超えると良好な混合組織が得られなくなるので上限を 4 %とする。また、 Ti , Nbを添加する場合は 0. 8 %未満の添加では上述の効果が顕著に現われなく、かつ、 4 %を超えると良好な場合組織が得られなくなるので、 0. 8 4. 0 %の範囲とする。

また、 Crは 0. 01 %未満ではその効果が発揮されないので、下限を — 0. 01 %とし、 3. 0 %を超えるとやはり良好な混合組織が得られなくなるので上限を 3. 0 %とする。

P ： Pは S iと同様に安価に強度を上昇する元素として知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化する。添加量が 0. 15 %超えると混合組織を得るための焼鈍温度が著しく高くりまた降伏強度が増加し過ぎてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メツキ時に合金化反応がきわめて遅くなり、生産性が低下する。また、 2次加工性も劣化する。したがって、その上限値を 0. 15 %とする。また、製鋼技術およびコストの観点から下限は 0.003 %とする。なお、 Ti, Nbを添加する場合、かかる観点から Pの下限値を 0.005 %とすることが好ましい。

S ： S量は低い方が好ましいが、 0.0005%未満になると製造コストが高くなるのでこれを下限値とする。一方、 0.015 %超となると MnS が数多く析出し、加工性が劣化するのでこれを上限値とする。なお、 Ti, Nbを添加する場合、同様の理由から Sの下限値を 0.001 %にすることが好ましい。

A1 ： A1は脱酸調製および Nの固定に使用するが、 0.005 %未満ではその効果が充分でない。一方、 0.20%超になるとコストアップを招くので上限を 0.20%とする。なお、 Ti， Nbを添加する場合、同様の理由から A1の上限値を 0. 1 %にすることが好ましい。

N ： Nは低い方が好ましい。しかし、 0.0003%未満にするには著しいコストアップを招く。一方、あまり多いと多量の A1が必要になつたり、加工性が劣化したりするので 0.0060%を上限値とする。

Ti, Nb： Ti, Nbは N, C, Sの全部または一部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保する役割を有する。さらには熱延板の結晶粒を微細化し、製品板の加工性を良好にする。したがって、かかる特性をさらに必要とする場合には、 Ti, Nbを添加する。 Ti, Nbが 0.003 %未満ではその添加効果が現れないのでこれを下限値とする。一方、 0. 1 %を超えると著しい合金コストの上昇を招くので上限値を 0. 1 %とする。

B ： Bは 2次加工脆化の防止に有効であるので添加してもよい。しかし、 BH量が 5 kgf/mm² を超える場合において常温非時効性を確保するために、また、加工性も考慮して Ti， Nbを添加しない場合は. その添加量を 0.0030%未満、 Ti， Nbを添加する場合は、 0.0005%未満とする。

なお、前者の場合、加工性の観点から BZN≤ 1. 5を満す範囲で Bを添加することが好ましい。

次に、製造条件の限定理由について述べる。

先ず、前述の組成を有する鋼を溶製し、通常の連続鐃造装置を用いてスラブを铸造するが、その際、铸片と铸型内壁面間に相対速度差のない、いわゆる同期式連続铸造プロセス、たとえば単ロール式、双ロール式またはベルト式プロセスによって熱延板相当厚の铸片を铸造してもよい。

次に、前記スラブを 1000〜1300での温度範囲で加熱したあと熱間圧延を行う。製品板の加工性を確保する観点から（Ar ₃ - 100) °C以上で熱間圧延を終了し、巻取る。この巻取温度は 800 好ましくは 750 でから室温までの範囲のいずれかの温度とする。すなわち、本発明はその製品材質が熱延卷取温度の影響をあまり受けないという特徴を有するのである。これは、 Μπや Crなどをかなり添加しており、熱延板の組織が著しく微細で均一化していることが一因と考えられる。巻取温度の上限が 800 °Cであることは、コイル両端部での材質劣化に起因する歩留低下を防止する観点から決定される。

得られた熱延鋼帯を冷間圧延工程に供する。冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深絞り性を確保する目的からその圧延率は 60 % 以上とする。

次に、得られた冷延鋼帯に焼鈍処理を施すが、該冷延鋼帯を連続焼鈍炉に移送し、必要により過時効処理を行って所定の条件で焼鈍する。亜鉛メツキを施す場合は前記連続焼鈍炉を用いて焼鈍した後オフラインのメツキ槽へ移送してメツキ処理を施すが、この場合冷延鐧帯をライン內焼鈍方式の連続溶融亜鉛メッキ設備へ移送してメツキ処理を施してもよい。

本発明において、かかる焼鈍処理の条件はフヱライトとァシキュラ一フ Xライト、マルテンサイト、オーステナイト、ベイナイトなどの低温変態物（第 2相）との混合組織を得るために重要であり、特に、 Ti, Nbの添加する場合、該低温変態物を総体積の 5 %以上の量で得る必要があるので重要である。

すなわち、 Ti, Nbを添加しない場合は、鋼中の Cは固溶した状態であり、これにより良好な BH性が得られるが、常温非時効性を改善するためにオーステナィト域加熱して第 2相を析出せしめ、混合組織を得る必要がある。この場合、第 2相の析出量が 5 %以下でも前記の YP— E1が 0. 2 %未満のものが得られるが、安定して常温非時効性を得るためには、この析出量を 5 %超にすることが好ましい。一方、 Ti, Nbを添加した場合には、 Ti， Nbは炭化物をつくるので Cは析出状態にある。従って、 BH性を改善するため炭化物を溶して固溶 Cをくる必要がある。このため、上記鐧をオーストナイト域まで加て炭化物を溶解することが重要である。また、この温度域での ΐ ^により常温非時効性も大幅に改善される。第 1囟はこの鋼の場の ΒΗ量および人工時効後 YP-E1と第 2相の体積率％との関係を示したもので、第 2相の体積率が 5 %超になると ΥΡ— E1は急激に減少して 0 2 %未満になり、 8 %近傍でほ ^ΥΡ— Eiは 0値となる。すなわち ¾温で実質的に非時効の状態を得ることができる。また、第 2相の体積率が 5 %超の範囲で BH量が急激に上昇して BH量が 5 kgf/nim² 以上になり、体積率 20%でほ、iokgf/匪² となる。

従って、この鋼の場合、第 2相の体積率が 5 %を超えることが重要となる。

(冷延鋼帯の焼鈍条件）

冷延鋼帯は焼鈍炉内で α→ 態点以上 Ac₃：変態点以下の温度範囲で均熱される。

均熱温度が α— γ変態点未満では本発明の特徴である第 2相、すなわち低温変態生成物を得ることはできない。また、 Ac₃ 変態点を超える温度で焼鈍すると加工性が著しく劣化するので焼鈍温度の上限を Ac ₃ 変態点とする。

該均熱温度までの昇温速度は特定されないが、好ましくは 5〜20 °C Z sの範囲で昇温される。なお、 1000°C / s程度の急速加熱で昇温してもよい。

均熱時間は 0〜数分の範囲である。

前記均熱温度からの平均冷却速度は特定されないが、特に製品に低降伏強度、高延性を必要とする場合は、 650 〜750 °Cの温度範囲までを 30°C Z s以下の冷却速度で、また、特に優れた BH性、常温非時効性を必要とする場合は、 30°C / s以上の冷却速度で冷却することが好ましい。

なお、 T i , Nbを添加する場合、鋼の化学成分に応じて均熱温度を上記温度範囲内で制御することにより、第 2相の体積率を 5 %超にすることができる。

(溶融亜鉛メツキ冷延鋼帯の焼鈍条件）

該メッキ冷延鋼帯の均熱温度までの昇温速度は特定されないが、好ましくは 3〜30でノ sの範囲の速度で昇温される。なお、 1000°C / s程度の急速加熱で昇温してもよい。

均熱温度および保定時間は冷延鋼帯の場合と同様の条件でよい。均熱温度から 1 〜600 V / sの冷却速度で鋼帯を冷却し、メツキ浴（温度： 420 〜520 °C、浴中 A1濃度： 0. 05〜 0. 3 % ) に浸潰して亜鉛メツキを施す。

上記冷却速度を、冷延鋼板の場合と同様に製品の所望条件に応じて変えることができる。

亜鉛メツキを施したあと、さらに、 1 〜1000°C Z sの加熱速度で昇温し、 480 〜600 での温度範囲で 1 〜60秒間保持したのち、 1 〜 200 sの冷却速度で室温まで冷却し、亜鉛メツキの合金化処理を行う。

以上のようにして、冷延鐧帯、溶融亜鉛メツキ鋼帯を製造したのち、必要により圧下率 0. 1〜 2 %の調質圧延を行う。

かくして、本発明によれば、降伏強度は低く、著しく加工硬化し- 高い塗装焼付硬化能をあわせ持ち、平均 r値（深絞り特性）や伸び (張出特性）などの加工性にも優れる鋼板を得ることができる。特に塗装焼付硬化能に関しては、 10kgf /ram² 程度の高い BH量を必要に応じて付与することができ、かつ常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板または溶融亜鉛メツキ冷延鋼板を提供することが可能である。次に本発明を実施例にて説明する。

実施例 1

第 1表に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ加熱温度 1200で、仕上温度 902 て、巻取温度 700 でで熱間圧延し、 4. 0 讓厚の鋼帯とした。酸洗後 80 %の圧下率の冷間圧延を施し、 0. 8 隱厚の冷延板とし、次いで加熱速度： 10で/ s、均熱処理： 810 〜950 °C X 50 s、 650 でまでの平均冷却速度： 5 ^eC Z c、 650 でから室温までの平均冷却速度： 80^eC Z cの連続焼鈍を行った。さらに 1. 0 %の圧下率の調質圧延をし、 J I S5号引張試験片を採取し、引張試験に供した。引張試験結果をまとめて第 2表に示す。

ここで、 WH量は、圧延方向に 2 %の引張歪を付加したときの加工硬化量であり、 2 %変形応力から降伏応力（YP) を差し引いた量である。また、 BH量は 2 %予歪材に 170 て X 20分の塗装焼付相当の熱処理を施してから再度引張試験を行った場合の応力の増加量（再引張試験時の下降伏応力から 2 %変形応力を差し引いた値）である。また、 2次加工脆化遷移温度は、調質圧延した鋼板から直径 50ramのブランクを打ち抜き、ついで直径 33匪のボンチでカップ成形し、これに種々の温度で落重試験を施した場合の延性 -脆性遷移温度である o

第 2表から明らかなように、従来鋼の同レベルの引張強度を有する鋼板と比較して、本発明鋼は従来にはない高い BH性を有し、かつ非常に優れた常温非時効性を兼ね備えていることが分かる。このことは Mnや Crを用いて混合組織化した鋼板においては、 Bを使用して複合組織とした鋼板に比べて、好ましい転位密度を有することが主な原因であると思われる。また、本発明鋼は降伏強度が低く、面形状性に優れ、 WH量や r値も高い。したがって、例えば自動車の外内板パネルには好適の材料である。

第 1 表 ^ (wt%) 鋼 Να C S i Mn P S Al Cr N B B/N 均 ^JTC 備考

1一 1 0.0025 0.012 0.34 0.008 0.007 0.05 ― 0.0017 0.0005 0.29 890 混合繊本発明

1-2 0.0033 0.009 0.70 0.007 0.005 0.05 0.5 0.0021 ― ― 890 混合纖本発明

1-3 0.0025 0.011 0.13 0.014 0.006 0.04 ― 0.0016 0.0032 2.00 920 混合纖 mm

2- 1 0.0014 0.013 1.25 0.032 0.005 0.04 一 0.0022 0.0010 0.45 880 混合纖本発明

2-2 0.0042 0.010 1.20 0.008 0.005 0.04 0.7 0.0016 ― 一 880 混合繊本発明

2-3 0.0039 0.021 0.55 0.015 0.008 0.05 一 0.0022 0.0040 1.82 910 混合腿 mm

2-4 0.0027 0.011 0.20 0.011 0.007 0.04 0.5 0.0025 0.0059 2.36 920 混合纖 mm

2-5 0.0020 0.550 0.10 0.016 0.005 0.04 ― 0.0016 0.0002 0.13 880 フ Iラ仆 m mm

3- 1 0.0019 0.008 1.54 0.065 0.006 0.04 1.0 0.0021 0.0008 0.38 860 混合纖本発明

3-2 0.0038 0.009 1.65 0.070 0.005 0.04 ― 0.0017 0.0004 0.24 870 混合組織本発明

3-3 0.0039 0.009 0.15 0.090 0.006 0.04 0.8 0:0019 0.0035 1.84 920 混合繊 mm

3-4 0.0041 0.022 1.20 0.025 0.006 0.04 ― 0.0016 0.0045 2.81 900 混合繊 m

3-5 0.0030 0.150 0.55 0.090 0.005 0.04 0.3 0.0022 870 フェラ仆 m mm

4- 1 0.0055 0.009 1.50 0.080 0.006 0.05 0.0020 0.0003 0.15 850 混合繊本発明

4-2 0.0031 0.011 2.10 0.075 0.008 0.04 1.3 0.0018 830 混合繊本発明

4-3 0.0075 0.850 0.35 0.060 0.005 0.05 0.2 0.0022 0.0036 1.64 950 混合繊 mm

4-4 0.0028 0.300 0.57 0.120 0.006 0.04 0.5 0.0016 0.0004 0.25 850 フェラ仆 m mm

5- 1 0.0031 0.250 1.85 0.110 0.007 0.04 1.0 0.0022 0.0006 0.27 840 混合繊本発明

5-2 0.0034 0.013 2.30 0.080 0.007 0.04 2.5 0.0019 0.0003 0.16 810 混合繊本発明

5-3 0.0037 0.370 0.40 0.160 0.009 0.04 0.8 0.0025 0， 0003 0.12 840 フェライト雜 mm

第 2 表

(注） * -100 °Cx lhrの ΛΙ時効麵後の YP- E1

** - d=YP+BH+WH

実施例 2

第 1表の鋼 3 — 2および 3 — 4を用いて連続焼鈍における均熱温度の影響について検討した。熱間圧延と冷間圧延の条件は、実施例 1 と同様である。その後、 10°CZ sで均熱温度： 860 〜930 まで加熱し、この均熱温度において 50s間保定した後、 650 でまでの平均冷却速度： 5 °CZ s、 650 ^eCから室温までの平均冷却速度： 80で / sの連続焼鈍を行った。さらに 1. 0 %の圧下率の調質圧延をし、 JIS5号引張試験片を採用し、引張試験に供した。引張試験結果をまとめて第 3表に示す。

第 3表から明らかなように、本発明鐧 3 — 2は均熱温度が変化しても安定して優れた材質特性が得られることが分かる。これに対して比較鋼 3 - 4は均熱温度がわずか変化するだけで強度が著しく変化し、また BH量、 r値も大きくばらついた。

実施例 3

第 1表の鋼 3 — 1〜 3 — 5および 4一 1〜 4一 4をスラブ加熱温度： 1200で、仕上温度： 930 て、巻取温度： 720 ての条件で熱間圧延し、 3. 8匪厚の鋼板とした。酸洗後、冷間圧延して 0.75龍厚の冷延板とし、次いで加熱速度 15°CZ sで実施例 1 と同様の焼鈍温度まで加熱してから約 70°C/ sで冷却し、 460 でで慣用の溶融亜鉛メッキを行い（浴中 A1濃度は 0.11%) 、さらに加熱して 520 てで 20s間合金化処理後、約 20^eCZ sで室温まで冷却した。得られた合金化亜鉛メツキ鋼板についてメツキ外観、バウダリング性およびメツキ皮膜中の Fe濃度を測定した。これらの結果を第 4表にまとめて示す。

ここでメツキの外観は下記の基準で評価した。

◎ 面積率で 100 %メツキが付着した状態

〇面積率で 90%以上メッキが付着した状態

Δ 面積率で 60〜90%メッキが付着した状態

第 3 表

(注） * -100。Cx lhrの Λ 時効後の YP - El

** …び d=YP+BH+WH

x ：面積率で 30〜60 %メッキが付着した状態

X X ：面積率で 30 %以下しかメツキが付着していない状態ここでメツキ密着性（バウダリング）は 180 ° の密着曲げを行い. 亜鉛皮膜の剝離状況を曲げ加工部に接着テープを接着した後、これをはがしてテープに付着した剝雜メツキ量から判定した。評価は下記の 5段階とした。

1 ：剝離大 2 ：剝離中 3 ：剝離小 4 ：剝離微量 5 ：剝離全くなし

また、メツキ層中の Fe濃度は、 X線回折によって求めた。

第 4表から明らかなように本発明鋼は、従来鋼と比較してメツキ外観、パウダリング性が良好であり、合金層中の Fe濃度も望ましい相と考えられている 5 , 相のそれに相当する量となっている。これは、本発明においてはメツキ密着性を劣化させ合金化反応速度を遅くする P , B , Siを低減し、 Mnや Crを添加しているためと考えられる。また、 Mnや Crが添加されている場合には、ある程度の量の Pや S iが含有されてもメッキ特性を損なわないことが分かる。

第 4 表

実施例 4

第 5表に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ加熱温度： 1180^eC. 仕上げ温度： 910 で、巻取り温度： 600 でで熱間圧延し、 4. O mm厚の鋼帯とした。酸洗後 80%の圧下率の冷間圧延を施し 0. 8匪厚の冷延板とし、ついで加熱速度： 10^eCZ s、均熱処理： 810 〜920 °C x 50 s , 平均冷却速度： 60^eCZ sの連続焼鈍を行った。さらに 0. 5 % の圧下率の調質圧延をし、 JIS5号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結果をまとめて第 6表に示す。

ここで、 WH量は、圧延方向に 2 %の引張歪を付加したときの加工硬化量であり、 2 %変形応力から降伏応力（YP) を差し引いた量である。また、 BH量は 2 %予歪材に 170 で X 20分 p塗装焼付相当の熱処理を施してから再度引張試験を行った場合の応力の増加量（再引張試験時の下降伏応力から 2 %変形応力を差し引いた値）である。また、 2次加工脆化遷移温度は、調質圧延した鋼板から直径 50蘭のブランクを打ち抜き、ついで直径 33麵のポンチでカップ成形し、これに種々の温度で落重試験を施した場合の延性 -脆性遷移温度である

第 6表から明らかなように、従来鋼の同レベルの引張強度を有する鋼板と比較して、本発明鋼は、従来にはない高い BH性を有し、かつ非常に優れた常温非時効性を兼ね備えていることが分かる。このことは Mnや Crを用いて混合組織化した鋼板においては、 Bや Nbを使用して複合組織とした鋼板に比べて、好ましい転位密度を有することが主な原因であると思われる。また、本発明鋼は降伏強度が低く . 面形状性に優れ、 WH量や平均 r値も高い。したがって、たとえば自動車の外内板パネルには好適の材料である。

9 Z

fr800/€6df/13d Sl900/f6 OM 第 6 表

** …び d=YP+BH+WH

実施例 5

第 5表の鋼 3 — 2および 3 — 4を用いて連続焼鈍における均熱温度の影響について検討した。熱間圧延と冷間圧延の条件は、実施例 4 と同様である。その後、 10^eC / sで加熱し、均熱温度： 860 〜920 でにおいて 50 s間保定した後、平均冷却速度： 60で sの連続焼鈍を行った。さらに 0. 5 %の圧下率の調質圧延をし、 J I S5号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結果をまとめて第 7表に示す。

第 7表から明らかなように、本発明鐧は均熱温度が変化しても安定して優れた材質特性を得ることが分かる。これに対して比較鋼 3 一 4は均熱温度がわずかに変化するだけで強度が著しく変化し、また、 BH量、平均 r値も大きくばらついた。

実施例 6

第 5表の鋼 3 — 2および 3 — 4を用いて連続焼鈍における均熱保定後の冷却条件の影響について検討した。熱間圧延と冷間圧延の条件は、実施例 4 と同様である。冷間圧延の後、 10°C Z sで加熱し、それぞれ 880 でと 900 でにおいて 50 s間保定した後、 750 でまでの平均冷却速度を 3〜60°C Z s まで変化させ、ついで 750 〜60^eC Z s で室温まで冷却した。さらに 0. 5 %の圧下率の調質圧延をし、 J I S5 号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結果をまとめて第 8表に示す。

第 7 表

(注） * "側 °Cx

** -CTd=YP+BH+WH

第 8 表

(注） * -100 tlx lhrの A B^QS後の YP El

** …ひ d=YP+BH+WH

第 8表から明らかなように、本発明鋼 3 — 2は均熱後の冷却速度が変化しても極めて安定的に優れた材質特性を得ることが分かる。これに対して比較鋼 3 — 4は冷却速度がわずかに変化するだけで強度が著しく変化し、また、 BH量、平均 r値も大きくばらついた。実施例 4

第 5表の鋼 3 — 1 〜 3 — 5および 4一 1 〜 4一 4をスラブ加熱温度： 1220'C、仕上げ温度： 900 'C、巻取り温度： 500 'Cの条件で熱間圧延し、 3. 8 讓厚の鋼板とした。酸洗後、冷間圧延して 7. 5 難厚の冷延板とし、ついで加熱速度： 15°C Z sで最高加熱温度： 890 °C まで加熱してから約 70^eC / sで冷却し、 460 てで慣用の溶融亜鉛メツキを行い（浴中 A 1濃度は 0. 1 1 % ) 、さらに加熱して 520 でで 20 s 間合金化処理後約 20^eC Z sで室温まで冷却した。得られた合金化亜鉛メツキ鋼板についてメツキ性の外観、バウダリング性およびメッキ皮膜中の Fe濃度を測定した。これらの結果を第 9表にまとめて示す。

ここでメツキ性の外観は下記の基準で評価した。

◎ ：面積率で 100 %メツキが付着した状態

〇：面積率で 90 %以上メツキが付着した状態

△ ：面積率で 60〜90 %メツキが付着した状態

X ：面積率で 30〜60 %メツキが付着した状態

X X ：面積率で 30%以下しかメッキが付着していない状態ここでパウダリング性は 180 ° の密着曲げを行い、亜鉛皮膜の剝離状況を、曲げ加工部にセロテープを接着したのち、これをはがしてテープに付着した剝離メッキ量から判定した。評価は下記の 5段階とした。

1 ：剝離大 2 ：剝離中 3 ：剝離小 4 ：剝離微量 5 ：剝離全くなしまた、メツキ層中の Fe濃度は、 X線回折によって求めた,

第 9表

第 9表から明らかなように本発明鋼は、従来鋼と比較してメツキ性外観、パウダリング性が良好であり、合金層中の Fe濃度も望ましい相と考えられている 5 , 相のそれに相当する量となっている。これは、本発明においてはメツキ密着性を劣化させ合金化反応速度を遅くする P， B , S iを低減し、 Mnや Crを添加しているためと考えられる。また、 Mnや Crが添加されている場合には、ある程度の量の P や S iが含有されてもメッキ特性を損なわないことが分かる。

〔産業上の利用可能性〕

以上の説明から明らかなように本発明によれば従来にはない BH性と常温非時効性とを兼ね備えた冷延鋼板を得ることができる。また. 本発明鋼は、プレス成形性もきわめて良好であり、さらに溶融亜鉛メツキ特性にも優れているため防锖機能も発揮できる。その結果、本発明鋼を自動車のボディやフレームなどに使用すると板厚の軽減. すなわち車体の軽量化が可能となるので最近注目されている地球環境の保全にも本発明は大きく寄与できる。このように本発明の産業上の意義はきわめて大きい。

Claims

請求の範囲

1 . 重量％で、 C ： 0.0005〜0.0070%， Si ： 0.001 〜 0. 8 %, Mn 0. 3〜 4. 0 P ： 0.003 〜0.15%, S ： 0.0005〜0· 015 %, A1 ： 0.005 〜0.20%, Ν ： 0.0003〜0.0060%、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、かつ低温変態生成物とフライトとからなる混合組織を有することを特徴とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有す冷延鋼板。

2. さらに、 B ： 0.0030重量％未満でかつ BZN≤ 1. 5を満たす Bを含有する請求の範囲 1記載の冷延鋼板。

3. さらに、 Cr： 0.01〜3. 0重量％および B ： 0.0030重量％未満でかつ BZN≤ 1. 5を満たす Bを含有する請求の範囲 1記載の冷延鋼ゃ&。

4. 重量％で、 C ： 0.0005〜0.0070%, S 0.001 〜 0. 8 % , Mn 0. 8〜4. 0 %， P ： 0.005 〜0.15%, S ： 0.0010〜0.015 % , A1 ： 0.005 〜0. 1 N ： 0.0003〜0.0060%, B ： 0.0005%未満、さらに、 Ti ： 0.003 〜 0. 1 %および Nb： 0.003 〜 0. 1 %のうちの 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、かつ総体積の 5 %超の低温変態生成物とフェライトとからなる混合組織を有することを特徴とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有する冷延鋼板。

5. さらに Cr： 0.01〜3. 0重量％を含有する請求の範囲 4記載の冷延鋼板。

6. 重量％で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si ： 0.001 〜0. 8 %, Mn 0. 3〜4. 0 P ： 0.003 〜0.15%, S ： 0.0005〜0.015 %, A1 ： 0.005 〜0.20%， N ： 0.0003〜0.0060%、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、かつ低温変態生成物とフェライトとからなる混合組織を有することを特徵とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有する溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。

7. さらに、 B ： 0.0030重量％未満でかつ B ≤ 1. 5を満たす Bを含有する請求の範囲 6記載の溶融亜鉛メツキ冷延鋼板。

8. さらに、 Cr： 0.01〜3. 0重量％および B ： 0.0030重量％未満でかつ BZN≤ 1. 5を満たす Bを含有する請求の範囲 6記載の溶融亜鉛メツキ冷延鋼板。

9. 重量で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si ： 0.001 〜0. , Mn 0. 8〜4. 0 P ： 0.005 〜0.15%, S ： 0.0010〜0.015 %, A1 ： 0.005 〜0. 1 %, N ： 0.0003〜0.0060%, B : 0.0005%未満、さらに、 Ti ： 0.003 〜0. 1 %および Nb： 0.003 〜 0. 1 %のうちの 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、かつ総体積の 5 %超の低温変態生成物とフライトとからなる混合組織を有することを特徵とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有する溶融亜鉛メツキ冷延鋼板。

10. さらに Cr： 0.01〜3. 0重量％を含有する請求の範囲 9記載の溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 '

11. 重量で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si ： 0.001 〜0. 8 %， Mn 0. 3〜4. 0 %, P ： 0.003 〜0.15%, S ： 0.0005〜0.015 % , A1 ： 0.005 〜0.20%, N ： 0.0003〜0.0060%、残部 Feおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱した後、（Ar₃-100)°C以上の温度で圧延を終了する熱間圧延を施して熱延鋼帯を製造し、次いで該熱延鋼帯を 800 °Cから室温迄の温度範囲で巻取り、巻取り後該熱延鋼帯に 60 以上圧延率で冷間圧延を施して冷延鱭帯を製造し、続いて該冷延鋼帯を均熱温度が α— 7変態点以上 Ac₃ 変態点以下の温度範囲に調整された焼鈍炉に揷入して焼鈍を施すことを特徴とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有する冷延鋼板の製造方法 _c

12. 前記スラブがさらに、 B ： 0.0030重量％未満でかつ BZN≤ 1. 5を満す Bを含有する請求の範囲 11記載の冷延鋼板の製造方法。

13. 前記スラブがさらに Cr： 0.01〜3. 0重量％、 B ： 0.0030重量 %未満でかつ BZN≤ 1. 5を満す Bを含有する請求の範囲 11記載の冷延鋼板の製造方法。

14. 重量で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si ： 0.001 〜 0. 8 %, Mn 0. 8〜4. 0 %, P ： 0.005 〜0.15%, S ： 0.0010〜0.015 %， A1： 0.005 〜0· 1 N ： 0:0003〜0.0060%, B ： 0.0005%未満、さらに、 Ti： 0.003 〜0. 1 %および Nb： 0.003 〜 0. 1 %のうちの 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱したあと、（Ar₃-100)°C以上の温度で圧延を終了する熱間圧延を施して熱延鋼帯を製造し、次いで該熱延鋼帯を 800 でから荤温迄の温度範囲で巻取り、巻取り後該熱延鋼帯に 60%以上の冷延率で冷間圧延を施して冷延鋼帯を製造し、続いて該冷延鐧帯を均熱温度が α→ γ変態点以上 Ac₃ 変態点以下の温度範囲に調整された焼鈍炉に挿入して焼鈍を施すことを特徴とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有する冷延鋼板の製造方法。

15. 前記スラブがさらに Cr： 0.01〜3. 0重量％を含有する請求の範囲 14記載の冷延鋼板の製造方法。

16. 重量％で、 C ： 0.0005〜0.0070%, Si： 0.001 〜 0. 8 %, Mn 0. 3〜4. 0 %， P ： 0.003 〜0.15%, S ： 0.0005〜0.015 %， A1 ： 0.005 〜0.20%, N ： 0.0003〜0.0060%、残部 Feおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱した後、（Ar₃- 100)°C以上の温度で圧延を終了する熱間圧延を施して熱延鋼帯を製造し、次いで該熱延鋼帯を 800 でから室温迄の温度範囲で巻取り、巻取り後該熱延鋼帯に 60 %以上の圧延率で冷間圧延を施して冷延鋼帯を製造し、続いて該冷延鋼帯を均熱温度が → 7変態点以上 Ac₃ 変態点以下の温度範囲に調整された焼鈍炉に揷入して焼鈍を施し、次いで溶融亜鉛メツキ浴に浸潰して亜鉛メツキを施すことを特徴とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および加工性を有する溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。

17. 前記スラブがさらに、 B ： 0.0030重量％未満でかつ B/N≤ 1. 5を満す Bを含有する請求の範囲 16記載の溶融亜鉛メツキ冷延鐧板の製造方法。

18. 前記スラブがさらに Cr： 0.01〜3. 0重量％、 B ： 0.0030重量 %未満でかつ BZN≤ 1. 5を満す Bを含有する請求の範囲 16記載の溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の製造方法。

19. 重量％で、 0： 0.0005〜0.0070%， Si ： 0.001 〜 0. 8 %， Mn 0. 8〜4. 0 %, P ： 0.005 〜0.15%, S ： 0.0010〜0.015 % , A1： 0.005 〜 0. 1 %, N ： 0.0003〜0.0060%, B ： 0.0005%未満、さらに、 "Π： 0.003 〜0. 1 %および Nb： 0.003 〜0. 1 %のうちの 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱したあと、（Ar₃-100)で以上の温度で圧延を終了する熱間圧延を施して熱延鋼帯を製造し、次いで該熱延鋼帯を 800 °Cから室温迄の温度範囲で巻取り、巻取り後該熱延鐧帯に 60%以上の冷延率で冷間圧延を施して冷延鐧帯を製造し、続いて該冷延鋼帯を均熱温度が →r変態点以上 Ac₃ 変態点以下の温度範囲に調整された焼鈍炉に挿入して焼鈍を施し、次いで溶融亜鉛メツキ浴に浸潰して亜鉛メッキを施すことを特徴とする優れた焼付硬化性、常温非時効性および成形性を有する溶融亜鉛メツキ冷延鐧板の製造方法。

20. 前記スラブがさらに Cr： 0.01〜3. 0重量％を含有する請求の範囲 19記載の溶融亜鉛メツキ冷延鐧板の製造方法。