JP2732885B2 - 冷間加工性および表面品質の優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は極めて加工度の高い成形性と同時に高い製品
の強度が要求される利用分野に提供する熱延鋼板および
その製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 従来の加工用熱延高強度鋼板は炭素量約0.03％以上で
あり、その炭素を利用した焼入れによる組織強化のほか
にMn,Si,P等の固溶体強化元素を添加したり、TiやNb等
の炭窒化物による析出強化を活用して製造されるのが通
常である。

このようにして得られた高強度鋼板は引張強さが高く
なるに従い加工性、特に延性が低くなっていく。従って
高強度と同時に高い加工性を確保することはできない。

高強度と同時に高い加工性を確保しなければならない
という相矛盾する課題に十分に応える技術は見当たらな
い。一つの理想と思われる技術は、冷間加工変形をする
ときは鋼板の強度が低いと同時に加工性、特に延性が十
分に高く、加工が終了した後にその加工品の強度が高く
なるとすれば最終製品として複雑な加工部品になると共
に強固な部品になることになる。この考え方に従った技
術の例は、例えば、特公昭57-17049号公報などにみられ
る。この場合では、Cuの固溶状態からそれらの析出状態
への変化を利用している。即ち、強度の低いうちに加工
しておき、その後の熱処理によってCuを析出させること
によって加工部品の強度を上げようとするものである。

しかしながら、特公昭57-17049号公報に見られる固溶
したCuを熱処理によって析出させ鋼板の強度をあげるこ
とおよび熱処理条件等は古くから周知の技術である。そ
れは例えばAlloys of iron and copper（McGRAW-HILL B
OOK COMPANY,Inc.,1934）に明記されている。

［発明が解決しようとする課題］ 最近の高加工性熱延鋼板の材質特性に対する利用者側
からの要求の度合は益々高くなりつつある。即ち、より
一層の高加工変形を必要とする複雑な形状部品が増えて
いることと、鋼板の利用者側での変形加工工程を出来る
限り少なくして低コスト化を計る必要性が近年とみに増
えているためである。従って、前述の特公昭57-17049号
公報記載の技術内容では到底鋼板の利用者側の要求を満
たすものではない。

利用者側からの高加工性熱延鋼板にたいする最近の強
い要求の一つは、最終製品の超高強度化である。例え
ば、従来では引張強度で45kgf/mm²程度の部品を、最近
では60kgf/mm²以上の強度を持った鋼板で製造したいと
言う要求である。従って、この鋼板の超高強度化と同時
に高加工性を同時に満たす技術を開発する必要がある。

その次は鋼板の変形加工時の極めて高い変形加工性能
が要求されていることである。これは最終部品の形状が
益々複雑になってきており、これに応えうる鋼板を提供
しなくてはならないことである。また、利用者側での加
工工程数を減らしたいという要望も強く、そのためにも
極めて高い変形加工性能をもった鋼板を提供しなくては
ならなくなっている。

さらには、利用者側での熱処理工程の簡素化の必要性
である。当然、低コスト化を指向する部品メーカーとし
ては、短時間で熱処理が済み生産性を一層高める必要が
ある。

これらの最近の鋼板利用者側からの新しい鋼板にたい
する要求に対して従来技術では満足に応えうるものはな
い。本発明ではそれらの要求に応える冷間加工性および
表面品質の優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を
開発したものである。

［課題を解決するための手段］ 先ず、本発明の対象である加工用熱延鋼板について説
明する。

本発明の加工用熱延鋼板は、以下の理由によりC0.000
5〜0.0015％,Mn0.05〜0.5％,S0.001〜0.030％,Cu1.0〜
2.2％,P0.200％以下、Si1.0％以下,N0.0050％以下,Sol,
Al0.002〜0.10％,B0.0002〜0.0030％，その他不可避的
元素からなり、かつパーライトの発生を回避した主とし
てフェライト単相からなることを基本とし、これに必要
に応じてTi,Nbの一種または二種を、更にはNiを含有さ
せる。

本発明者等は、Cu添加鋼に種々の元素を単独あるいは
複合添加した熱延鋼板の研究を行った結果,Cuの析出に
よる強度上昇量がＣ量により変化し,C量を低減すること
によって従来知られているCuの析出による強度上昇量よ
りも遥かに大きな強度上昇量が得られる事を新規に知見
した。

第１図はMn0.15％,Si0.02％,S0.015％S,P0.01％,N0.0
020％,Sol Al0.03％,Cu1.3％,B0.0004％を含む鋼を基本
成分とし、Ｃ量を0.0015％〜0.0465％の範囲で変化させ
た鋼を溶製し、1050℃で加熱後、Ａ₃点以上で熱間圧延
を終了し板厚3.0mmとし、300℃で巻き取った時のＣ量と
引張強さの関係を示すグラフであり、図中、曲線（ａ）
は300℃で巻き取ったままの熱延鋼板の場合、曲線
（ｂ）はその熱延鋼板を600℃で10分間熱処理した場合
を示す。曲線（ａ）と曲線（ｂ）の差がCuの析出による
強度上昇量であり、Ｃ量が0.025％以上では強度上昇量
は約15kg/mm²であるのに対し、Ｃ量が0.015％以下では
強度上昇量は約20kg/mm²と極めて大きな強度上昇量が得
られる。Ｃ量が0.015％を境に巻き取ったままの熱延鋼
板の引張強さに大きな変化が認められるが、この強度差
はＣの固溶強化だけでは説明できない。この強度差に対
応して、Ｃ量が0.015％を境に巻き取ったままの熱延鋼
板の伸びにも大きな変化が認められる。第２図は第１図
と同じ1.3％Cu含有熱延鋼板の伸びとＣ量の関係を示す
グラフである。同図より、Ｃ量を0.015％以下に制御す
る事により極めて高い延性を確保し得る事が認められ
る。

このようにＣ量が0.015％以下の場合、延性が高く且
つ熱処理による強度上昇量が大きくなる理由は未だ明ら
かではないが、敢えて推測すれば以下の如く考える事が
できる。即ち、Cuは鋼中で偏析しCuの含有量はフェライ
ト中とパーライト中では異なり、パーライト中の方が高
い。このためパーライト中のCuはフェライト中のCuに比
べ平衡固溶度に対する過飽和度が大きく析出し易い状態
にある。従って300℃という低温で巻き取った場合で
も、Ｃ量が高くパーライトが存在する場合にはCuが一部
析出し硬質化する。これに対しＣ量が低くパーライトが
存在せずフェライト単相の場合には、Cuが過飽和な状態
で固溶され硬質化しない。これらの熱延板を600℃程度
の高温で熱処理すると、過飽和状態にあったCuの十分な
析出が起こり強度が上昇するものと想定される。

この様にＣ量は極めて高い強度上昇量と極めて高い延
性を確保するためには極力低減させることが必要であ
る。Ｃ量の下限は工業的に溶製しうる限界の0.0005％と
する。逆にＣ量が0.015％を超えると強度上昇量と延性
はさがると同時に、加工前の鋼板を製造するときに熱延
の巻き取り温度に対する制限が発生する。即ち、焼入れ
組織が発生して加工前の鋼板の延性を下げるからであ
る。従って、Ｃ量は0.0005〜0.015％の範囲とする。

特に好ましいＣ量は、製鋼能力にもよるが、0.0005〜
0.0050％である。

これに対し、前述の特公昭57-17049号では、Ｃ量は、
その実施例によれば、0.04％が開示され、そして熱延ま
まの鋼板の伸びは37.9％、引張強さは38.1kg/mm²であ
る。一方、550℃×1Hrの熱処理による強度上昇量は13.9
kg/mm²である。これは上記公報に示す発明におけるＣ量
では、本発明に反して、組織としてパーライト相が存在
するため、熱延ままの段階でも既にCuが一部析出してお
り、延性が本発明より著しく低く、且つ熱処理による強
度上昇量も著しく少ないものである。

本発明における熱処理後の強度向上の特徴点は、熱処
理による全体の強度上昇のみならず、局部加熱による成
形部品の局部的強度上昇が大きいことである。ここで局
加熱とは、例えばスポット溶接、アーク溶接、フラッシ
ュバット溶接等の溶接および局部的加熱手段（例えば、
高エネルギービーム（レーザー、電子ビーム）照射、プ
ラズマ加熱、高周波加熱、バーナー加熱等）を意味す
る。

第３図は本発明鋼のスポット溶接部の断面硬さ分布を
示した図である。同図より本発明鋼は同一強度の比較鋼
に比べ、Ｃ量が少ないためナゲット部の硬さが低いこと
および熱影響部にCuの析出による硬さ上昇が認められ
る。

第４図は本発明鋼のスポット溶接部の十字引張強さを
比較鋼のそれと対比して示した図である。同図より、本
発明鋼の十字引張強さは比較鋼のそれに比べ極めて高
く、適正溶接電流であるナゲット径が となる溶接電流時の十字引張強さで比べると、２倍以上
の強さを持つことが認められる。これは第３図に示した
ように、熱影響部に認められるCuの析出による硬さ上昇
によるものであり、本発明鋼はスポット溶接のような極
く短時間の入熱によっても局部的な強度上昇をはかり得
る特性をもっている。

第５図は本発明鋼にレーザーを照射した時の、鋼板の
硬さの変化におよぼすレーザー照射回数の影響を示した
図である。レーザー照射条件はCO₂ガスレーザー、10k
w、10×10mmビーム、照射時間0.05秒、照射間隔６秒で
ある。数回のレーザー照射により硬さは大きく上昇して
いる。

一般に、強度部材での破壊危険部位は、ごく限られた
部分であることが多く、従って、部品全体の熱処理強化
を必要とすることは少ない。また、成形加工品の熱処理
は、生産性、コストの面から、短時間に、しかも連続的
に処理することが望ましい。従って破壊危険部位だけを
短時間の熱処理によって強化することの技術的意義は極
めて大きい。

具体例の１つに自動車のホイールディスクがある。ホ
イールは重要保安部品の１つであり、その寿命は材料の
疲労特性に支配される。ホイールの亀裂発生箇所はナッ
ト座、ハット部等の板厚方向歪の大きな部位、飾り穴
部、ボルト穴部等の剪断された穴の縁およびディスクと
リムのスポット溶接部であり、ここでの疲労強度が重要
である。

第６図は本発明鋼板の熱処理（600℃×30秒）前後の
疲労強度を調査した結果を示した図である。比較材にく
らべ、本発明鋼は疲労強度が高く、特に熱処理後はその
引張り強さが上昇した結果、極めて高い疲労強度をもっ
ている。前述のホイールにおける疲労亀裂発生危険箇所
に局部加熱を施すことによって、著しい寿命の延長がは
かられ得る。

Ｐは鋼板の強度および耐食性を向上させる元素として
有効であるが、その必要がないときは、Ｐ量は0.003％
以下であってもよい。一方、鋼板の強度および耐食性を
向上させる場合には、0.06〜0.20％のＰの添加が好まし
い。これは、後述の如く、Ｂの添加により耐二次加工割
れ性が向上することから、Ｂを添加しない場合に比べて
Ｐの添加量を多くできるが、それでも0.200％を超える
と鋼板の二次加工割れが発生するのでそれを上限とす
る。尚、Ｐの添加はCuの添加とともに鋼板の耐食性能を
高めるのに有効である。

Siは通常、不純物としては、0.03％以下含まれるが、
鋼板の強度を上げる元素としてその必要強度レベルに応
じて1.0％以下、好ましくは0.3〜1.0％添加する。しか
し、1.0％を超えると熱間圧延工程におけるスケールの
発生が著しく、鋼板の表面性状を劣化させるためその上
限を1.0％とする。

MnおよびＳ量は鋼板の加工性を高めるためには低いほ
うが好ましく、それぞれの上限を0.5％,0.030％とし、
好ましくは、それぞれ0.05〜0.30％,0.001〜0.010％と
する。Mn量があまり低くなりすぎると鋼板の表面疵が発
生し易くなるのでその下限を0.05％とする。

Ｎ量は加工性を高めるためにも低いほうが好ましく0.
0050％以下とする。

Cu量は加工前では固溶状態にしておき、加工後の熱処
理によりCuを析出させて強度をあげる。第７図は極低炭
素鋼にCuを添加した鋼の熱処理時間（熱処理温度550
℃）による強度上昇量（熱処理後の引張強さ−熱延まま
引張強さ）をCuをパラメータとして示すグラフであり、
図中、曲線（ａ）はCu2.06％，曲線（ｂ）はCu1.68％，
曲線（ｃ）はCu1.38％，曲線（ｄ）はCu0.71％の場合で
ある。同図よりCu1.0％未満では曲線（ｄ）の如く強度
の上昇量は不十分である。一方2.2％を超えると表面品
質が劣化するので、Cuは1.0〜2.2％、好ましくは1.2〜
2.0％の範囲とする。

Alは脱酸に必要な元素であり、Sol.Alが0.002％未満
では脱酸が十分ではなく、一方多過ぎるとアルミナ生成
量が増え、鋼の表面品質に悪影響を与えるので、その上
限を0.10％とする。

Ｂは本発明鋼板の表面品質を良好に保つために、重要
な元素である。本発明鋼の熱延において、圧延終了温度
は鋼板の材質を良好に保つ為Ar₃以上であることが必要
である。しかるに、前述の如くCuの固溶もしくは析出を
制御するためにはＣを0.015％以下とすることが必要で
あり、Ｃ量の低下と共に鋼のAr₃点は高くなり、圧延終
了温度を高くする必要がある。しかし、圧延終了温度を
高くすることは、圧延中に生成されるスケール量の増加
をひきおこし、このスケールに起因する散砂状の疵が鋼
板表面に発生する。従って材質と表面品質の良好な鋼板
を得るには、低炭素鋼のAr₃変態点を下げる元素の添加
が必要である。

本発明者らはこの観点から、Cuを添加した極低炭素鋼
のAr₃におよぼす元素の影響を検討し、Ｂの添加によっ
てAr₃点が大幅に低下することを知見した。

第８図は1.3％Cuを含有したTi添加極低炭素鋼のAr₃に
およぼすＢの効果を示した図であり、1000℃×10分加熱
後熱延時の冷却速度に相当する30℃/sの冷却速度で冷却
した時のAr₃点測定結果である。

図からわかるように、0.0010％までのＢの添加により
Ar₃点は急激に低下し、それ以上の添加によりAr₃点は緩
やかに低下する。

第９図は、第８図の鋼を、加工誘起による変態点の上
昇を考慮してそれぞれの鋼のAr₃＋30℃の温度で圧延を
終了した鋼板の散砂状スケール疵の発生状況を示す図で
ある。0.0002％以上のＢの添加により、疵の発生は防止
されており、このため下限を0.0002％とする。一方、0.
0030％を超えるＢの添加はコスト的に不利である。な
お、この範囲のＢの添加は２次加工割れ性を向上させる
上でも好ましい。

Ti,Nbの一種または二種をそれぞれ0.01〜0.2％、0.00
5〜0.2％の範囲で添加すると、ＣとＮはこれらによって
固定され、得られる鋼板は非時効性の鋼板になる。非時
効性鋼板になると時効による延性の低下はなくなり、一
層の高延性鋼板が得られることになる。

Tiは鋼中のC,O,N,Sなどと反応するので、これらの量
と併せ考えねばならないが、これらの元素を固定し、高
度のプレス加工性を得るためには0.01％以上の添加が必
要であり、一方0.2％より多くすることはコスト的に不
利である。

Nbも鋼中のC,O,Nなどと反応するので、これらの量と
併せ考えねばならないが、これらの元素を固定し、高度
のプレス加工性を得るためには0.0005％以上の添加が必
要であり、一方0.2％より多くすることはコスト的に不
利である。

Niは鋼板の表面品質を高品位を保ち、熱間脆性を防止
するのに有効である。必要に応じて0.15〜1.0％添加し
てもよい。

Cu添加鋼の熱間脆性は鋼表面に生成したスケールの下
に形成されるCu濃縮部が、その融点以上に加熱されるこ
とによって液状となり、オーステナイト粒界に浸透する
ことによって引き起こされる。したがってスラブの熱延
段階での熱間脆性を防止するには、Cu濃縮部の融点以下
で加熱することが理想であり、1080℃以下の加熱が望ま
しい。しかし、加熱温度の低下は圧延荷重の増加をもた
らすため、圧延機の性能によっては必ずしも、1080℃以
下の加熱は実施できない。この場合にはNiの添加が有効
である。Niの添加により、上記のCu濃縮部にNiも濃縮さ
れ、Cu濃縮部の融点をあげる。Niの0.15％未満の添加で
はその効果は小さく、一方1.0％を超えるNiの添加はコ
スト的に不利である。

以上述べたTi,Nbの一種または二種の添加、Niの添加
は単独で添加しても、それらの二種以上を複合添加して
も効果を発揮する。

次に本発明鋼板の製造方法における熱間圧延工程につ
いてであるが、連鋳機から直送された高温鋳片または、
加熱によってえられた高温鋳片をAr₃以上の温度で熱間
圧延をおこない、その後、500℃以下の温度で巻き取
る。500℃を超える温度で巻取るとCuの析出が起こり、
加工性の良い軟質鋼板が得られないのみならず、熱処理
による強度上昇量が小さくなる。本発明ではＣ量を制限
して巻取段階でのCuの析出を抑制しており、500℃以下
の温度で巻取ることにより大部分のCuを過飽和固溶の状
態に保ちうる。しかし500℃を超える温度で巻取るとCu
の析出が起こり硬質化するため、巻取り温度の上限を50
0℃とする。全てのCuを固溶状態に保つには巻取温度を3
50℃以下にすることが最適である。従来の鋼のようにＣ
量もしくはMn量が高い場合には、低温で巻取るとマルテ
ンサイト相もしくはベイナイト相という変態による硬質
相が生成し硬質化するため、これを避けるために巻取温
度に下限を設けなければならない。本発明鋼はＣ量およ
びMn量を低く制御し、焼き入れ性を著しく抑えているた
め巻取温度の冶金学的な下限温度はない。但し、100℃
未満で巻取ると巻形状が悪くなり、これに起因する表面
品質の劣化を招くため、好ましくは巻取温度を350℃以
下、100℃以上とする。

これに対して前掲の特公昭57-17049号によれば、巻取
温度を350℃以上（450℃以下）に限定されている。これ
は、350℃以下の低温では、相変態（マルテンサイトも
しくはベイナイト変態）が生じるために加工性が劣化す
る観点より限定しているものである。

しかるに、上記の如く本発明では極低炭素領域に限定
しているので、巻取温度として350℃以下を採用しても
相変態がおこらず、従って加工性の問題がないので、前
掲の従来例よりも、Cuの固溶量の多い低温巻取が採用で
きるものである。

得られた熱延板は成形加工後に熱処理を施してその強
度を高めるが、熱処理作業性からみると出来るだけ低温
で然も短時間の熱処理で終了させることが極めて大切で
ある。本発明ではこの点についても十分な検討を加え、
短時間の熱処理でその目的が達成されるようにしたもの
である。

例えば熱処理温度は750℃以下、熱処理時間は30分以
下といった短時間でその目的が十分に達せられる。

本発明鋼板は、例えば自動車のフレーム、ホイール、
補強部品や圧力容器、コンプレッサーカバー、軸受けの
ような用途が考えられる。

［実施例］ 次に実施例をあげて本発明を具体的に説明する。

実施例１ 第１表に示したＡからＭまでの鋼片を同表に示す加熱
温度で加熱熱延し、巻き取り、板厚4.0mmの熱延鋼板を
得た。その鋼板の引張試験値および、600℃で10分間の
熱処理による引張強さの上昇量ΔTS（熱処理後の引張強
さ−熱延まま引張強さ）および散砂状スケール疵の発生
の有無を第１表に示す。本発明鋼ＡからＨおよびL,Mは
優れた延性をもっており、短時間の熱処理で引張強さが
著しく上昇していると同時に散砂状スケールの発生もな
い。これに対し比較鋼Ｉは表面品質は良好であるがＣ量
が高く延性が低いのみならず、熱処理による引張強さの
上昇量も小さい。一方、比較鋼ＪおよびＫは、優れた機
械的性質をもっているが、散砂状スケール疵が発生して
いる。

実施例２ 第２表に示す組成の鋼No1およびNo2を熱間圧延して板
厚3.0mmの熱延鋼板を得た。これらの鋼板を圧力容器に
成形加工した。この圧力容器から、サンプルを切り出し
た。切り出したサンプルの板厚歪は約26％であった。こ
のサンプルのままの引張強さおよび630℃で５分間の熱
処理（圧力容器の内部応力を除去する応力除去焼鈍に相
当）後の引張強さを第３表に示す。同表中の強度上昇量
ΔTSは、プレス成形および熱処理後の引張強さから、熱
延ままの引張強さを引いた値である。比較鋼は加工後の
熱処理により大幅に軟化しているのに対し、本発明鋼は
加工後の熱処理により更なる強度上昇が達成されてい
る。

実施例３ 第４表に示す組成の鋼No3およびNo4を熱間圧延して板
厚2.0mmの熱延鋼板を得た。これらの鋼板を酸洗後、サ
ンプルを切り出しスポット溶接を行った。スポット溶接
条件を第５表に示す。スポット溶接部の評価をするため
に、各溶接電流での剪断引張強度、十字引張強度、ナゲ
ット径を測定すると同時に、ナゲット径が となる溶接電流でスポット溶接したサンプルの断面硬さ
分布測定を行った。

第３図は上記のサンプルの断面硬さ分布測定結果であ
り、本発明鋼は溶接熱影響部にCuの析出に対応する硬さ
の上昇が認められる。第４図は各溶接電流での十字引張
強さの測定結果である。本発明鋼は溶接電流の小さい時
から高い十字引張強さをもっており、適正な溶接電流値
であるナゲット径が となる電流値での十字引張強さで比較すると、本発明鋼
のそれは比較鋼のそれに比べ２倍以上の優れた強さをも
っている。第10図は各溶接電流での剪断引張強さの測定
結果である。本発明鋼はいずれの溶接電流でも比較鋼に
くらべ高い剪断引張強度をもっている。

［発明の効果］ 本発明は、極めて良好な冷間加工性を有すると共に表
面品質に優れ、最終製品で必要とされる高い強度が冷間
加工後の短時間の熱処理により達成され得る新規な熱延
鋼板を提供するものであり、またかかる熱延鋼板を成分
規制および熱延鋼板の巻取温度の制御という簡便な手段
により製造しうる新規な方法を提供するものであるか
ら、鋼板利用者側からの新たな要求に十分応えうるもの
であり、産業上裨益するところが極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延鋼板の強度に及ぼすＣ量の影響を、Cuの析
出の為の熱処理の前後で示すグラフ、 第２図は熱延鋼板の延性に及ぼすＣ量の影響を示すグラ
フ、 第３図は本発明鋼板のスポット溶接部の断面の硬さ分布
を示すグラフ、 第４図は本発明鋼板のスポット溶接部の十字引張強さに
およぼす溶接電流の影響を示すグラフ、 第５図はレーザー照射パス数による本発明鋼板の硬さの
変化を示すグラフ、 第６図は本発明鋼板の疲労特性を熱処理前後で示すグラ
フ、 第７図は極低炭素鋼熱延鋼板の強度上昇量におよぼす熱
処理時間の影響をCu量をパラメータとして示すグラフ、 第８図はCu添加極低炭素鋼のAr₃点におよぼすＢ量の影
響を示すグラフ、 第９図は鋼板の表面品質におよぼすＢ量の影響を示すグ
ラフ、 第10図は本発明鋼のスポット溶接部の剪断引張強さにお
よぼす溶接電流の影響を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川上 保 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日 本製鐵株式会社広畑製鐵所内 (56)参考文献 特開 平２−104616（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−79347（ＪＰ，Ａ)

Claims (9)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ を含有し、残部Fe及び不可避的元素からなり、パーライ
   トの発生を回避した主としてフェライト単相からなるこ
   とを特徴とする冷間加工性および表面品質の優れた高強
   度熱延鋼板。
2. 【請求項２】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0以下 Ni 0.15〜1.0％ N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ を含有し、残部Fe及び不可避的元素からなり、パーライ
   トの発生を回避した主としてフェライト単相からなるこ
   とを特徴とする冷間加工性および表面品質の優れた高強
   度熱延鋼板。
3. 【請求項３】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ に加えてTiまたはNbの一種をもしくは二種をそれぞれ0.
   01〜0.2％,0.005〜0.2％の範囲で含有し、残部Fe及び不
   可避的元素からなり、パーライトの発生を回避した主と
   してフェライト単相からなることを特徴とする冷間加工
   性および表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
4. 【請求項４】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 Ni 0.15〜1.0％ N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ に加えてTiまたはNbの一種をもしくは二種をそれぞれ0.
   01〜0.2％,0.005〜0.2％の範囲で含有し、残部Fe及び不
   可避的元素からなり、パーライトの発生と回避した主と
   してフェライト単相からなることを特徴とする冷間加工
   性および表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
5. 【請求項５】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ を含有し、残部Fe及び不可避的元素からなる鋼を、Ar₃
   以上の温度で熱間圧延し、得られた熱間圧延鋼帯を500
   ℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする冷間加工性お
   よび表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 Ni 0.15〜1.0％ N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ を含有し、残部Fe及び不可避的元素からなる鋼を、Ar₃
   以上の温度で熱間圧延し、得られた熱間圧延鋼帯を500
   ℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする冷間加工性お
   よび表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ に加えてTiまたはNbの一種もしくは二種をそれぞれ0.01
   〜0.2％,0.005〜0.2％の範囲で含有し、残部Fe及び不可
   避的元素からなる鋼を、Ar₃以上の温度で熱間圧延し、
   得られた熱間圧延鋼帯を500℃以下の温度で巻き取るこ
   とを特徴とする冷間加工性の極めて優れた高強度熱延鋼
   板の製造方法。
8. 【請求項８】重量％で C 0.0005〜0.015％ Mn 0.05〜0.5％ S 0.001〜0.030％ Cu 1.0〜2.2％ P 0.200％以下 Si 1.0％以下 Ni 0.15〜1.0％ N 0.0050％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％ B 0.0002〜0.0030％ に加えてTiまたはNbの一種もしくは二種をそれぞれ0.01
   〜0.2％,0.005〜0.2％の範囲で含有し、残部Fe及び不可
   避的元素からなる鋼を、Ar₃以上の温度で熱間圧延し、
   得られた熱間圧延鋼帯を500℃以下の温度で巻き取るこ
   とを特徴とする冷間加工性の極めて優れた高強度熱延鋼
   板の製造方法。
9. 【請求項９】熱間圧延後の巻取温度を350℃以下100℃以
   上とすることを特徴とする冷間加工性の極めて優れた請
   求項第５項〜第８項の何れか１項に記載の方法。