JP2007517138A - 加工性の優れた焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、自動車、家電製品などの素材として用いられる冷延鋼板に関するものである。
【解決手段】本発明の冷延鋼板は、重量％でＣ:０．００３％以下、Ｓ:０．００３〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、さらにＭｎ:０．０３〜０．２％とＣｕ:０．００５〜０．２％の１種または２種を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０、０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０、Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の平均大きさが０．２μｍ以下に分布し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。なお、この冷延鋼板の製造方法も提供される。該冷延鋼板は、微細なＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物によって結晶粒中の固溶炭素量が調節され耐時効特性とともに加工性が改善され、微細な析出物により降伏強度が高く、かつ強度−延性バランスおよび加工性に優れる。
【選択図】図３ａ

Description

本発明は、自動車などの素材として用いられる冷延鋼板に関するものである。より詳しくは、結晶粒中の固溶炭素量を微細な析出物によって調節し焼付硬化特性と共に加工性が改善された冷延鋼板及びその製造方法に関する。

自動車の外板素材には、耐デント性を向上するために焼付硬化型冷延鋼板が多く使用されている。焼付硬化型冷延鋼板は、プレス成形時には延性に優れており、プレス成形後の塗装焼付処理時には降伏強度が上昇する鋼板である。即ち、鋼中に固溶された侵入型元素である炭素や窒素がプレス成形時に生成された転位を固着し降伏点を高めた鋼である。

焼付硬化型冷延鋼板には、バッチ焼鈍材であるアルミニウムキルド（Ａｌ−Ｋｉｌｌｅｄ）鋼とＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）がある。

バッチ焼鈍材であるアルミニウムキルド鋼の場合には、少ない量の固溶炭素が残存しており常温で耐時効特性を確保しながら、焼付処理後１０〜２０ＭＰａ程度の焼付硬化能を有する。バッチ焼鈍材の場合、焼付処理後上昇する降伏強度が低く、生産性も低いという短所がある。

ＩＦ鋼の場合には、Ｔｉ、Ｎｂを添加して鋼中に固溶された炭素、若しくは窒素を完全に析出して成形性を向上させた鋼種である。このＩＦ鋼に焼付硬化特性を与えたものが焼付硬化型ＩＦ鋼である。焼付硬化型ＩＦ鋼は、ＴｉまたはＮｂの添加量と炭素の添加量を制御して適した量の炭素を鋼中に残存するようにして焼付硬化特性を与えたものである。焼付硬化型ＩＦ鋼の場合、適した量の炭素を固溶するためには、添加される炭素の量のみならず、添加されるＴｉまたはＮｂの量は勿論、Ｔｉ、Ｎｂと反応して析出物を生成する硫黄、窒素の量も極めて狭い範囲で制御しなければならない。そのため、安定的な品質確保が難しく、生産コストも過多にかかるという短所がある。

本発明は、Ｔｉ、Ｎｂを添加することなく、且つ焼付硬化特性を有し、さらに焼成異方性指数が高く、且つ面耐異方性指数が小さい、加工性が改善させた冷延鋼板及びその製造方法を提供することにその目的がある。

上記目的を達成するための本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、さらにＭｎ:０．０３〜０．２％とＣｕ:０．００５〜０．２％の少なくとも１種を含有し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、上記ＭｎとＣｕのいずれか１種を含む場合には上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０と、条件０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０のいずれか一つを満足し、
上記ＭｎとＣｕを含む場合には上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足し、
ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である。

かかる本発明の冷延鋼板は、ＭｎとＣｕの添加形態によって３種類に分けられる。即ち、（１）Ｍｎ単独添加鋼（Ｃｕ無添加、以下、ＭｎＳ析出鋼と表記する場合もある）、（２）Ｃｕ単独添加鋼（Ｍｎ無添加、以下、ＣｕＳ析出鋼と表記する場合もある）、（３）ＭｎとＣｕ添加鋼（以下、ＭｎＣｕ析出鋼と表記する場合もある）がある。

（１）ＭｎＳ析出鋼は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００５〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有されており、上記Ｍｎ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０を満足し、ＭｎＳ析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である。この鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００５〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有されており、上記Ｍｎ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０を満足して成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にして熱間圧延し、２００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻き取った後、冷間圧延し連続焼鈍するものである。

（２）ＣｕＳ析出鋼は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｃｕ:０．０１〜０．２％、上記Ｃｕ、Ｓが次の条件０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０を満足し、ＣｕＳ析出物の平均大きさが０．１μｍ以下であり、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。該鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｃｕ:０．０１〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有されており、上記Ｃｕ、Ｓが条件０．５×Ｃｕ／Ｓ：１〜１０を満足して成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にして熱間圧延し、３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻き取った後、冷間圧延し連続焼鈍するものである。

（３）ＭｎＣｕ析出鋼は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０.０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０３〜０．２％、Ｃｕ:０．００５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有されており、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である。該鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０３〜０．２％、Ｃｕ:０．００５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有されており、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足して成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にして熱間圧延し、３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻き取った後、冷間圧延し連続焼鈍するものである。

上記した本発明の焼付硬化型冷延鋼板らは、引長強度２８０ＭＰａ級の軟質冷延鋼板と、３４０ＭＰａ級以上の高強度冷延鋼板にも適用できる。

２８０ＭＰａ級の軟質鋼板の場合には、重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．００４％以下、Ｐ:０．０１５％以下、さらにＭｎ:０．０３〜０．２％と、Ｃｕ:０．００５〜０．２％の少なくとも１種を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、上記ＭｎとＣｕのいずれか１種を含む場合には上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０と、条件０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０のいずれか一つを満足し、
上記ＭｎとＣｕを含む場合には上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足し、
ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である。

３４０ＭＰａ級以上の高強度冷延鋼板の場合には、上記した軟質冷延鋼板において固溶強化元素であるＰ、Ｓｉ、Ｃｒの少なくとも１種が含有される鋼種と、析出強化元素であるＮの含量を高めた鋼種とに分けられる。即ち、上記した軟質冷延鋼板にＰ:０．２％以下、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種以上が含有されることが好ましい。Ｐが単独に含有される場合には、Ｐの含量は０．０３〜０．２％が好ましい。若しくは、Ｎの含量を０．００５〜０．０２％に上げ、Ｐの含量を０．０３〜０．０６％にしてＡｌＮ析出物によって高強度特性を確保することができる。

本発明の冷延鋼板において加工性をより改善しようとする場合は、Ｍｏを０．０１〜０．２％さらに含むことができる。

以下、本発明を詳しく説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂを添加することなく焼付硬化特性を改善するための研究過程において、次のような新知見を得た。即ち、微細なＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物等が結晶粒内固溶炭素量を適切に調節し降伏強度を高めながら焼付後の降伏強度をさらに大きく増加させるということである。これらの析出物は、析出強化による降伏強度の上昇と焼成異方性指数、面内異方性指数にもポジティブな影響を与える。

図１に示しているように、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物が微細に分布するほど結晶粒内の固溶炭素量が減っていることが判る。結晶粒内に残存する固溶炭素は、移動が比較的自在であるため可動転位と結合して常温時効特性に影響を及ぼす。これに対し、結晶粒界や析出物の周辺のようにより安定した位置に偏析して塗装焼付処理のような高温で炭素等が活性化され焼付硬化特性に影響を与える。このように、結晶粒内の固溶炭素量が減るということはより安定した位置、つまり、結晶粒界や微細な析出物等の周辺において炭素が存在して焼付硬化特性に影響を及ぼすということである。

図１は、析出物の大きさに応じた結晶粒内の固溶炭素量に関するグラフである。図１ａはＭｎＳ析出物が存在する場合であり、図１ｂはＣｕＳ析出物が存在する場合であり、図１ｃはＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物等が分布する場合である。析出物の大きさが微細になるほど結晶粒内の固溶炭素量は減り、総炭素量中で結晶粒内に存在しない炭素量は焼付硬化特性に有効に作用する。図１に示しているように、ＭｎＳ析出物の場合約０．２μｍ以下（図１ａ）、ＣｕＳ析出物の場合約０．１μｍ以下（図１ｂ）、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の場合０．１μｍ以下（図１ｃ）となる時、結晶粒内の固溶炭素量は約２０ｐｐｍ以下に減っていることが判る。

このように、焼付硬化特性に有効な炭素を確保するためには、鋼中の総炭素含量を０．００３〜０．００５％にしながらＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物を微細に分布させることが好ましい。これらの析出物を微細に分布させる方案に対して研究を重ねた結果、これらの析出物はＭｎ、Ｃｕ、Ｓの含量とこれらの成分比を調節し、これとともに熱間圧延が終了した後、冷却速度を調節すると微細に分布するということを見出した。

図２ａは、０．００４％Ｃ−０．１５％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．０１５％Ｓ−０．０３％Ａｌ−０．００１２％Ｎである鋼（０．５８×Ｍｎ／Ｓ:５.８）を熱間圧延後、冷却速度に応じた析出物の大きさを調べたグラフである。図２ａを見ると、ＭｎとＳの成分比（０．５８×Ｍｎ／Ｓ）が１０以下を満足する鋼種に対して冷却速度を調節するとＭｎＳの析出物大きさが０．２μｍ以下を満足する。

また、図３ａは０．００４％Ｃ−０．０１％Ｐ−０．００８％Ｓ−０．０５％Ａｌ−０．００１４％Ｎ−０．０４１％Ｃｕである鋼（０．５×Ｃｕ／Ｓ:２.５６）を熱間圧延後、冷却速度に応じた析出物の大きさを調べたグラフである。図３ａを見ると、ＣｕとＳの成分比（０．５８×Ｍｎ／Ｓ）が１０以下を満足する鋼種に対して冷却速度を調節するとＣｕＳの析出物大きさが０．１μｍ以下を満足する。

また、図４ａは０．００４％Ｃ−０．１３％Ｍｎ−０．００９％Ｐ−０．０１５％Ｓ−０．０４％Ａｌ−０．００２９％Ｎ−０．０４％Ｃｕである鋼（Ｍｎ＋Ｃｕ:０．１７％、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:５．６７）を熱間圧延後、冷却速度に応じた析出物の大きさを調べたグラフである。図４ａを見ると、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの成分比（０．５８×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ）が２０以下を満足する鋼種に対して冷却速度を調節すると、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物大きさが０．２μｍ以下を満足する。

本発明の冷延鋼板は、降伏強度が高いため鋼板の厚さを減らすことができ軽量化効果がある。また、面内異方性が低く加工時にシワ発生が少なく、かつ加工後には耳（ｅａｒ）の発生が少ないという長所がある。また、微細な析出物によって結晶粒界に適した量の固溶炭素が残存するようになり結晶粒界を強化することによって、加工後の結晶粒界が脆弱して発生する脆性破壊を防止することができる。

かかる本発明の冷延鋼板及びその製造方法を以下に具体的に説明する。

[本発明の冷延鋼板]
炭素（Ｃ）の含量は、０．００３〜０．００５％以下が好ましい。
本発明では、微細な析出物によって結晶粒内の固溶炭素量が減る代わりに結晶粒界や析出物の周辺に炭素が偏析するため、常温時効特性の劣化なく焼付硬化量は大きくなる。即ち、鋼板中の総炭素量が多くなるほど結晶粒内より焼付硬化特性に有効な結晶粒界や析出物の周辺において偏析する炭素の含量が多くなる。これを考慮する時、鋼板中、炭層含量が少なくとも０．００３％以上であれば焼付硬化特性を確保することができる。焼付硬化量をより大きくするためには０．００３０％超、０．００３１％以上にする。しかし、炭素含量が０．００５％超の場合には成形性が急激に低下されるので好ましくない。

硫黄（Ｓ）の含量は、０．００３〜０．０３％が好ましい。
硫黄（Ｓ）の含量が０．００３％未満の場合にはＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出量が少ないばかりでなく、析出物の大きさが非常に粗大となって焼付硬化特性が良くない。硫黄の含量が０．０３％超の場合には固溶された硫黄の含量が多く延性及び成形性が著しく低くなり、赤熱脆性の恐れがある。本発明においてＭｎＳ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０．００５〜０．０３％が好ましい。また、ＣｕＳ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０．００３〜０．０２５％が好ましい。また、ＭｎＣｕ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０．００３〜０．０２５％が好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）の含量は、０．０１〜０．１％が好ましい。
アルミニウムは、脱酸剤として添加する元素であるが、本発明では鋼中の窒素を析出して固溶窒素による成形性の低下を防止する。アルミニウムの含量が０．０１％未満の場合には、固溶窒素量が多く成形性が低下し、アルミニウムの含量が０．１％超の場合には固溶状態で存在するアルミニウム量が多く延性が低下する。ＣｕＳ析出鋼とＭｎＣｕ析出鋼において好ましいＡｌの含量は、０．０１〜０．０８％である。本発明で窒素（Ｎ）の含量が０．００５〜０．０２％と高くなる場合には、ＡｌＮ析出物による強化効果のために高強度鋼板を得ることができる。

窒素（Ｎ）の含量は、０．０２％以下が好ましい。
窒素は、製鋼中に不可避的に添加される元素であって、強化効果のためには０．０２％の範囲まで添加することが好ましい。軟質の鋼板を得ようとする場合、窒素は０．００４％以下が好ましい。高強度鋼板を得ようとする場合は０．００５〜０．０２％が好ましい。強化効果のためには０．００５％以上添加すべきであるが、その添加量が０．０２％を超えると成形性が低下される。窒素により高強度鋼板を得ようとする場合、リンの含量は０．０３〜０．０６％が好ましい。

本発明において、ＡｌＮ析出物により高強度を確保しようとする場合には、ＡｌとＮの添加比、即ち、０．５２×Ａｌ／Ｎ（ＡｌとＮは重量％）を１〜５とすることがより好ましい。ＡｌとＮの添加比（０．５２×Ａｌ／Ｎ）が１未満では固溶Ｎによる成形性が低下し、５超の場合には強度強化の効果が殆どない。

リン（Ｐ）の含量は、０．２％以下が好ましい。
Ｐは固溶強化の効果が高く、かつｒ（塑性異方性指数）値の低下が小さい元素であり、析出物を制御する鋼において高強度を確保する。従って、Ｐにより高強度を確保しようとする場合にＰの含量は０．２％以下が好ましい。Ｐの含量が０．２％超の場合には延性が低下して好ましくない。Ｐ単独添加で高強度を確保する場合には、Ｐの含量は０．０３〜０．２％が好ましい。軟質鋼板の場合には、Ｐの含量は０．０１５％以下が好ましい。ＡｌＮ析出物により高強度を確保する鋼におけるＰの含量は、０．０３〜０．０６％が好ましい。Ｐの含量が０．０３％以上であれば目標とする強度を確保することができ、０．０６％超の場合には延性及び成形性が低下するからである。

Ｓｉ、Ｃｒの添加により高強度を確保する場合にＰの含量は、０．２％以下の範囲で目標とする強度を得るためにＰの含量を適切に調節することができる。この場合Ｐの含量が０．０１５％以下であっても高強度を確保することができる。

本発明では、マンガン（Ｍｎ）と銅（Ｃｕ）の１種または２種を添加する。これらは、硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物を形成する。

マンガン（Ｍｎ）の含量は、０．０３〜０．２％が好ましい。
Ｍｎは、鋼中の固溶硫黄をＭｎＳで析出して固溶硫黄による赤熱脆性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止する元素として知られている。本発明においてＭｎは、Ｓ及び／またはＣｕの含量比及び冷却速度が好適となる場合に微細なＭｎＳ及び／または（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓと析出する。微細な析出物等は炭素を結晶粒内より結晶粒界や析出物の周辺に偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）されるようにして塗装焼付処理過程において焼付硬化能を与えるようにする。本発明ではこのような効果を発揮するためにＭｎの含量が０．０３％以上にならなければならないが、Ｍｎの含量が０．２％超の場合にはＭｎの含量が高く粗大な析出物が生成され焼付硬化特性が良くない。本発明においてＭｎ単独添加の場合には、Ｍｎの含量が０．０５〜０．２％が好ましい。

銅（Ｃｕ）の含量は、０．００５〜０．２％が好ましい。
本発明においてＣｕは、Ｓ及び／またはＭｎとの含量比、そして熱間圧延工程において巻取り前の冷却速度が好適となる場合、微細な析出物を形成する。微細な析出物等は炭素を結晶粒内より結晶粒界や析出物の周辺に偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）されるようにして塗装焼付処理過程において焼付硬化能を与えるようにする。本発明ではこのような効果を発揮するためにＣｕの含量が０．００５％以上にならなければならない。Ｃｕの含量が０．２％超の場合には析出物が粗大となって焼付硬化特性が良くない。本発明でＣｕ単独添加（Ｍｎ無添加）の場合には、Ｃｕの含量が０．０１〜０．２％で添加するのが好ましい。

本発明において、微細な析出物を得るためにＭｎ、Ｃｕ、Ｓの含量及びその含量比を調節するが、これらはＭｎとＣｕの添加形態によって変わる。

ＭｎＳ析出鋼の場合には、ＭｎとＳの重量比が０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０（ここで、ＭｎとＳは重量％）を満足することが好ましい。Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳとして析出するが、該ＭｎＳ析出物は、ＭｎとＳの添加量によって析出状態が変わり焼付硬化特性、降伏強度、面内異方性指数に影響を及ぼす。０．５８×Ｍｎ／Ｓの値が１０超の場合には、ＭｎＳ析出物が粗大となって焼付硬化特性が低下し、面内異方性指数も良くない。

ＣｕＳ析出鋼の場合には、０．５×Ｃｕ／Ｓ（Ｃｕ、Ｓは重量％）の値が１〜１０であることが好ましい。ＣｕはＳと結合してＣｕＳとして析出するが、該ＣｕＳ析出物はＣｕとＳの添加量によって析出状態が変わり焼付硬化特性、塑性異方性指数、面内異方性指数に影響を及ぼす。０．５×Ｃｕ／Ｓが１以上であれば有効なＣｕＳ析出物が析出でき、１０超の場合にはＣｕＳ析出物が粗大となって焼付硬化特性、塑性異方性指数、面内異方性指数が良くない。０．１μｍ以下のＣｕＳを安定的に確保するために、より好ましい０．５×Ｃｕ／Ｓ値は１〜３である。

ＭｎとＣｕを添加する場合には、ＭｎとＣｕの和は０．３％以下が好ましい。ＭｎとＣｕの和が０．３％を超えると析出物の大きさが大きくなり、そのため耐時効特性が確保し難くなるからである。また、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ（Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓは重量％）の値が２〜２０であることが好ましい。ＭｎとＣｕは、Ｓと結合してＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓとして析出するが、このような析出物はＭｎ、ＣｕとＳの添加量によって析出状態が変わり焼付硬化特性、塑性異方性指数、面内異方性指数に影響を及ぼす。０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓが２以上にあれば有効な析出物が得られるが、２０を超える場合には析出物が粗大となって焼付硬化特性、塑性異方性指数、面内異方性指数が良くない。本発明において、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓの比が２〜２０の範囲において析出物の平均大きさは０．１μｍ以下と小さくなる。この場合、析出物は単位領域（ｍｍ^２）あたり２×１０^６個以上に分布することが好ましい。上記した０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓの比が７を基点にして析出物の種類とその分布数は確然として変わる。即ち、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓの比が７以下では（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの複合析出物より非常に微細なＭｎＳ、ＣｕＳの単独析出物が均一に多く分布するのである。０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓの比が７より大きくなると、析出物の大きさの差が小さいにもかかわらず分布数が減るのは、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの複合析出物量が多くなるからである。本発明において析出物の分布数が多くなると焼付硬化特性、面内異方性、耐２次加工脆性などがより改善される。このための析出物の分布は、単位領域（ｍｍ^２）あたり２×１０^８個以上である。本発明において、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓの比が同一な場合であってもＭｎとＣｕの添加量の多い方が析出物の分布数が少なくなる。ＭｎとＣｕの含量が多くなると、析出物の大きさが大きくなり分布数は少なくなる。

本発明において、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の平均大きさは、０．２μｍ以下が好ましい。ＭｎとＣｕの添加形態によって最適な析出物の大きさには差異がある。本発明で最も好ましい析出物の大きさは、ＭｎＳの場合０．２μｍ以下、ＣｕＳの場合に０．１μｍ以下である。ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓが混在される場合には０．１μｍ以下である。本発明でＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の大きさが所望の条件より大きくなると、特に焼付硬化特性が良くなく、塑性異方性指数と面内異方性指数も良くない。これら析出物の大きさは微細になるほど焼付硬化特性の点において好ましい。

本発明では、３４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板に適用する場合には上記Ｐのような固溶強化元素、即ち、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２種以上を添加することができる。Ｐは予め言及しているので、重複記載は省略する。

シリコン（Ｓｉ）の含量は、０．１〜０．８％が好ましい。
Ｓｉは、固溶強化の効果が高く、かつ延伸率の低下が低い元素として、本発明により析出物を制御する鋼において高強度を確保する。Ｓｉの含量が０．１％以上であれば強度を確保することができ、０．８％超の場合には延性が低下する恐れがある。

クロム（Ｃｒ）の含量は、０．２〜１．２％が好ましい。
Ｃｒは、固溶強化の効果が高く、かつＣｒ炭化物により常温時効を改善する元素として、本発明により析出物を制御する鋼において高強度を確保し、面内異方性指数も低くする。Ｃｒの含量が０．２％以上であれば強度を確保することができ、１．２％超の場合には延性が低下する恐れがある。

本発明の冷延鋼板において、モリブデン（Ｍｏ）が添加され得る。
モリブデン（Ｍｏ）の含量は、０．０１〜０．２％が好ましい。
Ｍｏは、塑性異方性指数を上げる元素として添加されるが、その含量が０．０１％以上であれば塑性異方性指数が大きくなり、０．２％を超えると塑性異方性指数はそれ以上大きくならず、熱間脆性を引き起こす恐れがある。

[冷延鋼板の製造方法]
本発明は、上記した鋼組成を満足する鋼を熱間圧延と冷間圧延を通して冷間圧延板の析出物の平均大きさを微細にすることに特徴がある。析出物の大きさは、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの含量とそれらの含量比及び製造工程に影響を受けるが、特に熱間圧延後の冷却速度に直接的な影響を受ける。

[熱間圧延条件]
本発明では、上記した鋼組成を満足する鋼を再加熱して熱間圧延する。再加熱温度は１１００℃以上が好ましい。再加熱温度が１１００℃未満の場合には再加熱温度が低いため、連続鋳造中に生成された粗大な析出物が完全に溶解されない状態で残っており熱間圧延後でも粗大な析出物が多く残存しているからである。

熱間圧延は、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態温度以上とする条件で行うことが好ましい。仕上げ圧延温度がＡｒ_３変態温度未満の場合には圧延粒の生成により加工性が低下するばかりでなく、延性が著しく低下するからである。

熱間圧延後の冷却速度は、２００℃／ｍｉｎ以上にすることが好ましい。具体的には、（１）ＭｎＳ析出鋼、（２）ＣｕＳ析出鋼、（３）ＭｎＣｕ析出鋼によってわずかな差がある。

先ず、（１）ＭｎＳ析出鋼の場合には、２００℃／ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明によって、ＭｎとＳの成分比（０．５８×Ｍｎ／Ｓ）を１０以下にしても冷却速度が２００℃／ｍｉｎ未満であればＭｎＳの析出物大きさが０．２μｍを越えてしまう。即ち、冷却速度が早くなるほど多数の核が生成しＭｎＳ析出物が微細になるからである。ＭｎとＳの成分比（０．５８×Ｍｎ／Ｓ）が１０超の場合には、再加熱工程で完全に溶解されない粗大なＭｎＳ析出物が多く、冷却速度が早くなっても新たな核が生成される数が少なくて、析出物は微細にならない（図２ｂ、０．００３８％Ｃ−０.４３％Ｍｎ−０．０１１％Ｐ−０．００９％Ｓ−０．０３５％Ａｌ−０．００４３％Ｎ）。

図２のグラフを見ると、冷却速度が早くなるほどＭｎＳ析出物の大きさが微細になるので冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が１０００℃／ｍｉｎ以上では析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないので、冷却速度は２００〜１０００℃／ｍｉｎがより好ましい。

次に、（２）ＣｕＳ析出鋼の場合には、熱間圧延後の冷却速度は、３００℃／ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明により、ＣｕとＳの成分比（０．５×Ｃｕ／Ｓ）を１０以下にしても冷却速度が３００℃／ｍｉｎ未満であればＣｕＳの析出物の大きさが０．１μｍを超えてしまう。即ち、冷却速度が早くなるほど多数の核が生成しＣｕＳ析出物が微細になるからである。ＣｕとＳの成分比（０．５×Ｃｕ／Ｓ）が１０超の場合には再加熱工程で完全に溶解されない粗大なＣｕＳ析出物が多く冷却速度が早くなっても新たな核が生成される数が少なく、析出物は微細にならない（図３ｃ、０．００３９％Ｃ−０．０１％Ｐ−０．００５％Ｓ−０．０３％Ａｌ−０．００１５％Ｎ−０．２８％Ｃｕ）。

図３のグラフを見ると、冷却速度が早くなるほどＣｕＳ析出物の大きさが微細になるので冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が１０００℃／ｍｉｎ以上では析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないので、冷却速度は３００〜１０００℃／ｍｉｎがより好ましい。図３ａ及び図３ｂ（０．００４３％Ｃ−０．０１％Ｐ−０．００５％Ｓ−０．０３％Ａｌ−０．００２４％Ｎ−０．０８１％Ｃｕ）は、０．５×Ｃｕ／Ｓの値が３以下の場合と３超の場合に対するもので、０．５×Ｃｕ／Ｓの値が３以下の時より安定的に０．１μｍ以下のＣｕＳ析出物が得られることが判る。

次に、（３）ＭｎＣｕ析出鋼の場合には、熱間圧延後の冷却速度は３００℃／ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明により２≦０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ≦２０にしても冷却速度が３００℃／ｍｉｎ未満であれば、析出物の平均大きさが０．１μｍを超えてしまう。即ち、冷却速度が早くなるほど多数の核が生成して析出物が微細になるからである。０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓが２０超の場合には再加熱工程で完全に溶解されない粗大な析出物が多く冷却速度が早くなっても新たな核が生成される数が少なく、析出物は微細にならない（図４ｂ、０．００３９％Ｃ−０.４％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．０１％Ｓ−０．０５％Ａｌ−０．００１６％Ｎ−０．１５％Ｃｕ）。

図４のグラフを見ると、冷却速度が早くなるほど析出物の大きさが微細になるので冷却速度の上限を制限する必要はない。しかし、冷却速度が１０００℃／ｍｉｎ以上では析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないので、冷却速度は３００〜１０００℃／ｍｉｎがより好ましい。

[巻取条件]
上記のように熱間圧延した後には巻取りを行うが、巻取温度は７００℃以下が好ましい。巻取温度が７００℃を超える場合には析出物が粗大に成長しすぎて焼付硬化特性が低下する。

[冷間圧延条件]
冷間圧延は、所望の厚さで圧延するが、好ましくは５０〜９０％の圧下率で行う。冷間圧下率が５０％未満の場合には焼鈍再結晶の核生成量が少ないため、焼鈍時に結晶粒が大きく成長し過ぎ、焼鈍再結晶粒の粗大化により強度及び成形性が低下する。冷間圧下率が９０％超の場合には成形性は向上するが、核生成の量が多すぎるため、焼鈍再結晶粒はむしろ微細すぎて延性が低下する。

[連続焼鈍]
連続焼鈍温度は、製品の材質を決める重要な役割を果たす。本発明では５００〜９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍温度が５００℃未満の場合には、再結晶粒が微細過ぎて目標とする延性値を確保することができず、焼鈍温度が９００℃超の場合には再結晶粒の粗大化により強度が低下する。連続焼鈍時間は再結晶が完了するよう保持するが、約１０秒以上であれば再結晶が完了する。

以下、実施例を通じてより具体的に本発明を説明する。

実施例において機械的特性は、冷延鋼板をＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ Ｅ−８ Ｓｔａｎｄａｒｄ）による標準試片に加工して測定した。これらの機械的特性は、引長試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ社、Ｍｏｄｅｌ ６０２５）を利用して測定した。機械的特性における焼付後の降伏強度は試片に２％のストレーンを加えた後、１７０℃で２０分間熱処理後降伏強度を測定したものである。また、塑性異方性指数（ｒ_ｍ値）、面内異方性指数（Δｒ値）は次の式で求めた。ｒ_ｍ＝（ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０）／４、Δｒ＝（ｒ_０−２ｒ_４５＋ｒ_９０）／２

一方、析出物の平均大きさと析出物の分布数は、基材内に存在する全析出物の大きさと分布数を測定して得たものである。

（実施例１−１）
ＭｎＳ析出鋼
表１のスラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取り、その後７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表１で試料番号Ａ８の場合には、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、５０℃／ｍｉｎの速度で冷却して７５０℃で巻取った。

表１、２に示しているように、試片Ａ１〜Ａ４は焼付硬化特性を有しながら降伏強度、延伸率、強度−延性バランスに優れる。また、塑性異方性指数は高い傍ら面内異方性指数は低く優れた成形性を有している。

一方、試料Ａ５は、炭素含量が低く焼付後の降伏強度が低い。試料Ａ６は析出物の大きさが大きく焼付後の降伏強度が低い。試料Ａ７は炭素含量が高いため延伸率及び塑性異方性指数が低く成形加工時に破断が生じる可能性が高い。試料Ａ８は従来のＩＦ鋼で焼付後の降伏強度が低いばかりでなく、２次加工脆性温度も高く、衝撃時、破断が生じる確率が高い。

試片Ａ９〜Ａ１２は、焼付硬化特性を有しながら加工性に非常に優れる。一方、Ａ１３はＭｏの添加量が多いためにむしろ加工性が良くない。

（実施例１−２）
固溶強化による高強度ＭｎＳ析出鋼
表３の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取り、その後７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。

（実施例１−３）
ＡｌＮ析出強化によるＭｎＳ析出鋼
表５の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後２００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取り、その後７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。

（実施例２−１）
ＣｕＳ析出鋼
表７の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取り、その後７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表７で試料番号Ｄ７の場合には、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。また、Ｄ８〜１１の場合には１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４５０℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。

（実施例２−２）
固溶強化による高強度ＣｕＳ析出鋼
表９の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取り、その後７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。

（実施例２−３）
ＡｌＮ析出強化によるＣｕＳ析出鋼
表１１の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取り、その後７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、Ｆ８、Ｆ９、Ｆ１０の場合には１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、５５０℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。

（実施例３−１）
ＭｎＣｕ析出鋼
表１３の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、６００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表１３で試料Ｇ１０は、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、５０℃／ｍｉｎの速度で冷却して７５０℃で巻取った。

（実施例３-２）
固溶強化による高強度ＭｎＣｕ析出鋼
表１５の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し６００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。

（実施例３−３）
ＡｌＮ析出強化による高強度ＭｎＣｕ析出鋼
表１７の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、４００℃／ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延と連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃／秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。

本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であって、本発明の特許請求範囲に記載した技術的思想と実質的に同じ構成を有し、同一な作用効果を成すものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に含まれる。

析出物の大きさに応じた結晶粒中の固溶炭素量の変化を示すグラフとして、Ｍｎ単独添加鋼の場合である。 析出物の大きさに応じた結晶粒中の固溶炭素量の変化を示すグラフとして、Ｃｕ単独添加鋼の場合である。 析出物の大きさに応じた結晶粒中の固溶炭素量の変化を示すグラフとして、ＭｎとＣｕの添加鋼の場合である。 冷却速度に応じたＭｎＳ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５８×Ｍｎ／Ｓ＜１０の場合である。 冷却速度に応じたＭｎＳ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５８×Ｍｎ／Ｓ＞１０の場合である。 冷却速度に応じたＣｕＳ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５×Ｃｕ／Ｓ：２．５６の場合である。 冷却速度に応じたＣｕＳ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５×Ｃｕ／Ｓ：８．１の場合である。 冷却速度に応じたＣｕＳ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５×Ｃｕ／Ｓ：２８の場合である。 冷却速度に応じたＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ：２〜２０の場合である。 冷却速度に応じたＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物の大きさを示すグラフとして、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ＞２０の場合である。

Claims (57)

1. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、さらにＭｎ:０．０３〜０．２％とＣｕ:０．００５〜０．２％の少なくとも１種を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、
   前記ＭｎとＣｕのいずれか１種を含む場合には前記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０と、条件０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０とのいずれか一つを満足し、
   前記ＭｎとＣｕを含む場合には前記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足し、
   ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
2. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００５〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、前記Ｍｎ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０を満足し、ＭｎＳ析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
3. 前記Ｐの含量は、０．０１５％以下であることを特徴とする、請求項２に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
4. 前記Ｎの含量は、０．００４％以下であることを特徴とする、請求項２に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
5. 前記Ｐの含量は、０．０３〜０．２％であることを特徴とする、請求項２に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
6. 前記冷延鋼板には、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種がさらに含まれることを特徴とする、請求項２に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
7. 前記Ｎは、０．００５〜０．０２％で、Ｐは０．０３〜０．０６％であることを特徴とする、請求項２に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
8. 前記Ａｌ、Ｎは次の関係０．５２×Ａｌ／Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする、請求項７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
9. 前記冷延鋼板には、Ｍｏがさらに０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする、請求項２乃至請求項８のいずれか１項に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
10. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｃｕ:０．０１〜０．２％、前記Ｃｕ、Ｓが次の条件０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０を満足し、ＣｕＳ析出物の平均大きさが０．１μｍ以下で、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成る、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
11. 前記Ｐの含量は、０．０１５％以下であることを特徴とする、請求項１０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
12. 前記Ｎの含量は、０．００４％以下であることを特徴とする、請求項１０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
13. 前記０．５×Ｃｕ／Ｓが１〜３を満足することを特徴とする、請求項１０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
14. 前記Ｐの含量は、０．０３〜０．２％であることを特徴とする、請求項１０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
15. 前記冷延鋼板には、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種がさらに含まれることを特徴とする、請求項１０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
16. 前記Ｎは、０．００５〜０．０２％で、前記Ｐは０．０３〜０．０６％であることを特徴とする、請求項１０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
17. 前記Ａｌ、Ｎは、次の関係０．５２×Ａｌ／Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする、請求項１６に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
18. 前記冷延鋼板には、Ｍｏがさらに０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする、請求項１０乃至請求項１７のいずれか１項に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
19. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０３〜０．２％、Ｃｕ:０．００５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、前記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの析出物の平均大きさが０．２μｍ以下である、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
20. 前記Ｐの含量は、０．０１５％以下であることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
21. 前記Ｎの含量は、０．００４％以下であることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
22. 前記析出物は、単位領域（ｍｍ^２）あたり２×１０^６個以上であることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
23. 前記０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓは、２〜７であることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
24. 前記析出物は、単位領域（ｍｍ^２）あたり２×１０^８個以上であることを特徴とする、請求項２３に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
25. 前記Ｐの含量は、０．０３〜０．２％であることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
26. 前記冷延鋼板には、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種がさらに含まれることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
27. 前記Ｎは、０．００５〜０．０２％で、前記Ｐは０．０３〜０．０６％であることを特徴とする、請求項１９に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
28. 前記Ａｌ、Ｎは次の関係０．５２×Ａｌ／Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする、請求項２７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
29. 前記冷延鋼板には、Ｍｏがさらに０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする、請求項１９乃至請求項２８のいずれか１項に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
30. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００５〜０．０３％、Ａｌ:０．０１〜０．１％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、前記Ｍｎ、Ｓが条件０．５８×Ｍｎ／Ｓ≦１０を満足して成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にして熱間圧延し、２００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延して連続焼鈍する、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
31. 前記Ｐの含量は、０．０１５％以下であることを特徴とする、請求項３０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
32. 前記Ｎの含量は、０．００４％以下であることを特徴とする、請求項３０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
33. 前記Ｐの含量は、０．０３〜０．２％であることを特徴とする、請求項３０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
34. 前記冷延鋼板には、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種がさらに含まれることを特徴とする、請求項３０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
35. 前記Ｎは、０．００５〜０．０２％で、Ｐは０．０３〜０．０６％であることを特徴とする、請求項３０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
36. 前記Ａｌ、Ｎは次の関係０．５２×Ａｌ／Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする、請求項３０に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
37. 前記冷延鋼板には、Ｍｏがさらに０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする、請求項３０乃至請求項３６のいずれか１項に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板。
38. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｃｕ:０．０１〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、前記Ｃｕ、Ｓが条件０．５×Ｃｕ／Ｓ:１〜１０を満足して成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にして熱間圧延し、３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延して連続焼鈍する、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
39. 前記Ｐの含量は、０．０１５％以下であることを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
40. 前記Ｎの含量は、０．００４％以下であることを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
41. 前記０．５×Ｃｕ／Ｓが１〜３を満足することを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
42. 前記Ｐの含量は、０．０３〜０．２％であることを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
43. 前記冷延鋼板には、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種がさらに含まれることを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
44. 前記Ｎは、０．００５〜０．０２％で、前記Ｐは０．０３〜０．０６％であることを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
45. 前記Ａｌ、Ｎは次の関係０．５２×Ａｌ／Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする、請求項３８に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
46. 前記冷延鋼板には、Ｍｏがさらに０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする、請求項３８乃至請求項４５のいずれか１項に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
47. 重量％で、Ｃ:０．００３〜０．００５％、Ｓ:０．００３〜０．０２５％、Ａｌ:０．０１〜０．０８％、Ｎ:０．０２％以下、Ｐ:０．２％以下、Ｍｎ:０．０３〜０．２％、Ｃｕ:０．００５〜０．２％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物が含有され、前記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが条件Ｍｎ＋Ｃｕ≦０．３、０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓ:２〜２０を満足して成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にして熱間圧延し、３００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延して連続焼鈍する、加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
48. 前記Ｐの含量は、０．０１５％以下であることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
49. 前記Ｎの含量は、０．００４％以下であることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
50. 前記析出物は、単位領域（ｍｍ^２）あたり２×１０^６個以上であることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
51. 前記０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ）／Ｓは、２〜７であることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
52. 前記析出物は、単位領域（ｍｍ^２）あたり２×１０^８個以上であることを特徴とする、請求項５１に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
53. 前記Ｐの含量は、０．０３〜０．２％であることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
54. 前記冷延鋼板には、Ｓｉ:０．１〜０．８％、Ｃｒ:０．２〜１．２％の１種または２種がさらに含まれることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
55. 前記Ｎは、０．００５〜０．０２％で、前記Ｐは０．０３〜０．０６％であることを特徴とする、請求項４７に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
56. 前記Ａｌ、Ｎは次の関係０．５２×Ａｌ／Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする、請求項５５に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
57. 前記冷延鋼板にはＭｏがさらに０．０１〜０．２％含まれることを特徴とする、請求項４７乃至請求項５６のいずれか１項に記載の加工性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。

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