JPH02285029A - 加工性と時効特性に優れた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） 本発明は、冷延鋼板の製造方法に関するものであり、特
にＡ１キルド鋼を、連続焼鈍することによって箱焼鈍並
みの加工性および時効特性を持つ冷延鋼板を製造する方
法に係るものである。

％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ　：０．０８
０％以下、（従来の技術） 加工用冷延鋼板の素材としてＡ、ｌ）キルド鋼を用い、
連続焼鈍法で製造する場合、箱焼鈍法によって製造され
たものに比べて均質な品質が得られ、経済面でも大きな
利点がある反面、材質は硬質になりやすく、充分な時効
特性も得られないという欠点がある。

現在この解決策として、特開昭５８−１１７４３号公報
に開示されているように連続焼鈍の一次冷却において２
００℃以下に急冷を行った後再加熱して過時効を行う方
法もあるがこの方法では良好な時効特性は得られるもの
の、多数の微細なセメンタイトにより硬質化し、充分な
加工性が得られない。

さらに鋼中のＭｎＳの析出制御を行っていないために微
細な多数のＭｎＳが生成し、これによる加工性の劣化も
問題となる。

また、特開昭８０−２２８８１７号公報に開示されてい
るように鋳造後のスラブの冷却速度および加熱温度を特
定の範囲にすることにより鋼中のＭｎＳ分布を制御し、
これを連続焼鈍の過時効におけるセメンタイト析出の核
とする方法が提案されているがこの方法では、鋳造後の
スラブの冷却速度および加熱温度に制限があり、この範
囲内での操作を行うために生産効率の低下を招く。また
、スラブを１１５０℃以下に加熱する必要があるためＡ
、ＱＮの粗大化が起こりやすく、これにより熱延法の粗
大化を招き肌荒れ発生の原因となる。さらにこの方法で
も微細なＭｎＳの生成を完全に防止できないため加工性
は阻害される。

以上のように、品質、経済性に大きな利点のある連続焼
鈍法もＡｌギルド鋼を使用した場合は充分な加工性と時
効特性が得られ難いという欠点がある。

（発明が解決しようとする課閏） そこで、本発明ではＡｆＩキルド鋼の組成に改良を加え
、急速冷却を行う連続焼鈍処理を行うことによって従来
よりも優れた加工性と時効特性を持つ冷延鋼板を製造す
ることを目的としている。

（課題を解決するための手段） 本発明者らはＡｇキルド鋼中に特定のサイズのＺ　ｒ　
Ｏ２を特定量以上含有させることで、スラブ加熱温度範
囲を非常に広くとっても鋼中のＭｎＳ分布の制御が容易
に行えることを見出し、これを利用して連続焼鈍法によ
って箱焼鈍法と同等の良好な加工性と時効特性を持つ冷
延鋼板が製造できることを見出した。

すなわち、本発明者らは鋼中に特定のサイズのＺ　ｒ　
Ｏ２が特定量以上分散した状態とすることにより、これ
を核として析出するＭｎＳは鋳造後のスラブの冷却速度
および加熱温度の影響を受けず一定の分布となって析出
することを見出し、これを利用して、連続焼鈍の過時効
においてセメンタイトの析出核になるサイズのＭｎＳの
みを析出させかつ加工性を阻害する微細なサイズのＭｎ
Ｓをなくすことにより加工性と時効特性の両方を向上さ
せることを可能にした。併せて、スラブの加熱も従来よ
りも大幅に広い温度範囲で行うことも可能となった。

このような知見にもとづく本発明の要旨とするところは
次のとおりである。

（１）　　重量比にてＣ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｓ　ｉ：０．０４０％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５
％、Ｐ　：０．０８０％以下、Ｓ　：０．００４〜０．
０２０％、Ａｇ　：０．０２０〜０．１０％、Ａｌ：０
．００５０％以下を含有し、０．００１〜０．０５０Ｌ
ｌｆｎのサイズよりなるＺ　ｒ　Ｏ２の含有量が０．０
０１％以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
スラブを９５０〜１３００℃に加熱し、熱間圧延した後
６００〜８００℃で巻取り、圧下率６０％以上で冷間圧
延後、焼鈍温度７００〜９００℃で３０〜２００秒間保
持し、その後冷却速度３０〜ｂ 以上に冷却し、４００〜２００℃で４０秒以上の過時効
処理をする連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性およ
び時効特性に優れた冷延鋼板の製造方法および、 （２）重量比にてＣ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓ　
１：０．０４０％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｐ　：０．０８０％以下、Ｓ　：０．００４〜０．０２
０％、ｌ！：０．０２０〜０．１０％、Ａｌ：０．００
５０％以下を含有し、０．００１〜０．０５０郁のサイ
ズよりなるＺ「０２の含有量が０．００１５以上、残部
がＦＱおよび不可避的不純物よりなるスラブを９５０〜
１３００℃に加熱し、熱間圧延した後６００〜８００℃
で巻取り、圧下率６０％以上で冷間圧延後、焼鈍温度７
００〜９００℃で３０〜２００秒間保持し、さらに３〜
ｂ 冷却した後、冷却速度３０〜ｂ 下２００℃以上に冷却し、４００〜２００℃で４０秒以
上の過時効処理をする連続焼鈍を行うことを特徴とする
加工性および時効特性に優れた冷延鋼板の製造方法であ
る。

まず、本発明の方法を適用する鋼の化学成分の限定理由
について説明する。

Ｃは０．０１０％未満では連続焼鈍後の時効劣化が大き
いので望ましくない。また０、０４０％を越えると製品
の深絞り性が劣化する。したがってＣ量を０．０１０％
〜０．０４０％に限定した。

Ｓｔは微量では問題は無いが、含有量が多くなると加工
性を低下させる。したがって０．０４０％以下でなけれ
ばならない。

Ｍｎは熱間脆性を防止するために必要な成分であるが、
０．０５％未満ではＦｅＳが生成しその効果が無い。ま
た、０．２５％を越えると深絞り性が劣化する。したが
ってＭｎｆｔを０．０５〜０，２５％に限定した。

Ｐは時効特性には大きく影響しない元素であるが、含有
量が多くなると加工性を低下させるため、少ない方が良
くその上限は０．０８％でなければならない。

Ｓは０．００４％未満ではＭｎＳの生成量が少なく熱延
板の結晶粒が粗粒化しやすく肌荒れの原因となる。また
０、０２％を越えると熱間脆性の原因となる。したがっ
て５ｆｆｉを０．００４〜０．０２０％に限定した。

Ａｌは鋼中の酸素、窒素量をコントロールするのに必要
な元素であり、熱延板の巻取り後にＮをＡｆＩＮとして
析出させるためには最低ｏ、ｏｔｏ％は必要である。し
かし、０．０８０％を越えると加工性を劣化させる、し
たがって、０．０１０〜０．０８０％に限定した。特に
、析出するＡＩＮのサイズを肌荒れが起きない程度に粗
大化させ、加工性を向上させるためには０．０３０〜０
．０８０％の範囲が望ましい。

また、析出したＡｊｌＮも加工性を劣化させるためその
量は少ない方が良く、そのためにＮｍは０．００５０％
以下でなければならない。

本発明者らは、溶鋼中に種々のサイズのＺ「０２を種々
の量添加する方法および溶鋼中に脱酸剤としてＺ「を種
々の量添加することで生成するＺ「０２のサイズと量を
変える方法によって凝固後の鋼中のＺ「０２のサイズ、
量の種々異なる鋼を製造し、これらのスラブを９５０〜
１３５０℃の温度に加熱し、熱間圧延を行い、さらに冷
間圧延および連続焼鈍を行って材質を調査した。この結
果の代表的なものを第３図〜第６図に示す。

第３図および第４図は重量比にてＣ：０．０２１％、Ｓ
　ｉ：０．０１０％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ　：０．０
０７％、ｓ　：０．００６％、Ａｌ２　：０．０３１％
、Ｎ　：　０．００１６％、を含有し、ＦＣ：残部より
なる組成を有する溶鋼にサイズ０．００１〜０．０５の
Ｚ「０２粉末あるいは０．０５以上のＺ　ｒ　Ｏ２粉末
を添加し、凝固後にサイズ０．００１〜０．０５ノＺ　
ｒ　０２　あるいはサイズ０．０５以上ｔｆ）　Ｚ　ｒ
　０２の含自゛量が種々異なる組成となるようにしたス
ラブを９５０℃、　１１００℃および１３００℃に再加
熱し仕上げ温度９２０℃で熱間圧延を行い、７００℃で
巻取り、続いて８０％の冷間圧延を行い、それぞれ第１
図（第３図に適用）および第２図（第４図に適用）に示
すようなヒートパターンの連続焼鈍を行ったとき上記Ｚ
ｒＯ□量の冷延鋼板の加工性と時効特性におよぼす影響
を示したものである。

第５図および第６図は重量比にてＣ：０．０２１％、Ｓ
　ｉ：０．０１０％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ　：０．０
０７％、ｓ　：０．００６／ＩＩ：０．０３１％、Ｎ　
：　０．００１６％、ｏ　：　ｏ、ｏｏｅｏ％を含有し
、Ｆｅ：残部よりなる組成を有する溶鋼に脱酸剤として
Ｚｒを添加し、凝固後のＺｒＯ□のサイズと量が種々異
なる組成となるようにしたスラブを９５０℃、　１１０
０℃および１３００℃に再加熱し仕上げ温度９２０℃で
熱間圧延を行い、７００℃で巻取り、続いて８０％の冷
間圧延を行い、それぞれ第１図（第５図に適用）および
第２図（第６図に適用）に示すようなヒートパターンの
連続焼鈍を行ったときサイズ０−００１−０．０５−（
’）　２　ｒ　０２　量ノ冷延ｔＭ板の加工性と時効特
性におよぼす影響を示したものである。

第７図および第８図は重量比にてＣ：０．０２１％、Ｓ
　１：０．０１０％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ　：０．０
０７％、Ｓ　：０．００６％、Ａｇ：０．０３１％、Ｎ
　：　０．００Ｌ６％、０．Ｏ１μ■のＺ　ｒ　Ｏ２量
が０．００４％、Ｆｅ：残部よりなる組成を有する本発
明の組成範囲のスラブ、および重量比にてＣ：０．０２
１％、Ｓ　１：０．０１０％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ　
：０．００７％、Ｓ　：０．００６％、Ａｇ　：０．０
３０％、Ａｌ：０．００１８％、ＦＣ：残部よりなる組
成を有する比較鋼のスラブを９５０〜１３００℃に再加
熱し仕上げ温度９２０℃で熱間圧延を行い７００℃で巻
取り、続いて８０％の冷間圧延を行い、それぞれ第１図
（第７図に適用）および第２図（第８図に適用）に示す
ようなヒートパターンの連続焼鈍を行ったとき上記スラ
ブ加熱温度の加工性と時効特性におよぼす影響を示した
ものである。

以上の調査結果より加工性および時効特性の優れた鋼板
を得るためには、スラブ段階において０．００１〜０．
０５０−のサイズの２’　ｒ　（？　２を０．００１％
以上含有させる必要があること、さらにこの条件に従っ
たものはスラブ加熱温度が９５０〜１３００℃の範囲で
良好な加工性と時効性が得られることがわかった。なお
、上記調査において組成、巻取温度、連続焼鈍の焼鈍温
度、冷却速度および過時効処理条件を本発明の範囲内で
変更したものでも同様の結果が得られた。

熱延板のＭｎＳを電子顕微鏡により調査したところ、本
発明の条件に従って製造された場合、鋼中のＭｎＳはＺ
「０２を核として析出しており、スラブ加熱温度が９５
０〜１３００℃の温度範囲では温度に依らずに０．０５
〜０．２虜のＭｎＳが均一に分散した状態となっており
、０．０５節未満の微細なＭｎＳは生成していないこと
がわかった。

これに対し、凝固後のＺ「０２のサイズ、量のいずれか
、一方または両方が本発明の条件からはずれたものはＭ
ｎＳの析出核となるＺ　ｒ　Ｏ２の個数が不足している
ため、Ｚ　ｒ　Ｏ２はＭｎＳの析出核となっているもの
の、ＭｎＳの多くはＺ　ｒ　Ｏ２を核として析出してお
らず、ＭｎＳ分布はスラブ加熱温度によって大きく変化
していることがわかりた。すなわち、この場合はスラブ
加熱温度が９５０℃〜１１００℃では０．０５未満のＭ
ｎＳは少ないものの、スラブ加熱温度１１００℃を越え
た場合は微細なＭｎＳが多数生成しており、これが冷延
鋼板の加工性を大幅に劣化させる原因となっている。

従って、Ｚ　ｒ　Ｏ２のサイズ、量が本発明の範囲内に
入っていない場合はスラブ加熱温度を制限することによ
り微細なＭｎＳの析出を防止するというＭｎＳ分布の制
御が必要となり、本発明のようにスラブ加熱温度範囲を
広くとることができない。

ただし、スラブ加熱温度が９５０℃未満になった場合は
熱延仕上げ温度をＡ　ｒ　ａ点以上に保つことが困難に
なり加工性が劣化するためスラブ加熱温度は９５０℃以
上は必要である。

さらに冷延鋼板の析出物を電子顕微鏡により調査したと
ころ０．０５〜０．２−のＭｎＳの大部分はセメンタイ
トの析出核になっており、０．０５μｓ未満のＭｎＳの
大部分はセメンタイトの析出核になっていないことがわ
かった。従って、本発明のＺ　ｒ　Ｏ２のサイズと量の
条件に従って製造された鋼中のＭｎＳの分布は加工性の
向上に寄与するだけでなく、Ｆ　ｅ　ａ　Ｃの析出促進
に最も有効なものとなっているのである。

巻取温度はＡ、ＱＮの析出を充分に行わせるためには６
００℃以上が必要であるが８００℃を越えると熱延板の
結晶粒が粗大化し、連続焼鈍板の肌荒れが起こりやすく
なる。したがって、ＡｇＮを析出させ、かつ熱延板の結
晶粒の粗大化を防止し、さらに熱延板中のセメンタイト
凝集を図り加工性を向上させるためには、下限が６００
℃で上限が８００℃でなければならない。

冷間圧延の圧下率は通常行われている８０％以上で良い
が、連続焼鈍後の（１１１）集合組織を発達させ、深絞
り性を良好にするためには７０％以上の高圧下冷延率が
好ましい。

次に連続焼鈍条件について述べる。

加熱温度は再結晶温度以上が必要であるが充分な加工性
をもたせるためには７００℃以上で３０秒以上の焼鈍時
間で焼鈍する必要がある。しかし、９００℃を越える温
度で焼鈍を行うとγ相となるため集合組織がランダム化
し、深絞り性が著しく劣化する。したがって７００〜９
００℃での焼鈍が必要である。また、焼鈍時間が２００
秒を越えると結晶粒が粗大化し肌荒れが起こりやすくな
るため、焼鈍時間は３０〜２００秒でなければならない
。省エネルギーや冷延鋼板の表面キズの防止のためには
７００〜８３０℃での焼鈍が望ましい。

焼鈍後の一次冷却速度は３０℃／秒よりも遅くなると時
効特性が劣化する。また２００℃／秒よりも速いと冷却
終了の温度で冷却制御が困難になるためこれ以下の速度
でなければならない。冷却終了温度は良好な加工性と時
効特性を兼ね備えた冷延鋼板を製造するためには重要で
ある。すなわち、冷却終了温度が４００℃を越えると結
晶粒内のＦ　ｅ　ａ　Ｃ数が少なくなるため時効特性が
劣化する。

また、冷却終了温度が２００℃より低温になると結晶粒
内のＦ　ｅ　ａ　Ｃ数は多数生成するため時効特性は良
好になるものの、降伏強度の上昇や伸びの劣化等が起こ
り充分な加工性が得られない、冷却終了温度が２００〜
４００℃であれば時効特性および加工性共に充分良好な
ものが得られる。

過時効の温度は４００℃を越えると過時効後に固溶Ｃが
残存し、時効特性を劣化させる。これが２００℃未満で
はセメンタイトの析出速度が遅いためやはり過時効終了
後の固溶Ｃは残存する。したがって、２００〜４００℃
の温度域で過時効処理を行うのが良い。また、過時効処
理時間が４０秒よりも短い場合は過時効後に固溶Ｃが残
存し、時効特性が劣化する。

過時効処理の温度履歴は上記温度、時間の範囲内であれ
ば等温で保定する処理でも、過時効時間の経過と共に温
度を変化させる処理のいずれでも良い。鋼中のＭｎＳを
Ｆ　ｅ　ａ　Ｃの析出核上してより有効に利用し、かつ
短時間で過時効を終了させるためには一次冷却終点温度
を２００〜３００℃とし、その後３２０〜４００℃に再
加熱しさらに時間と共に過時効温度を低下させ２００〜
３００℃で過時効を終了させる過時効処理が望ましい。

なお、木曜発明の請求の範囲２では再結晶焼鈍後、３〜
ｂ 方法を記載しているが、この処理を行うことによってさ
らに加工性、時効特性ともにさらに優れた冷延鋼板が製
造できる。冷却速度が３℃／秒より遅い場合は肌荒れが
起こりやすく、２０℃／秒より速い場合はこの処理によ
る加工性、時効特性の向上効果がなくなる。また上記冷
速で６００℃よりも低温に冷却すると時効特性が劣化し
、７５０℃よりも高温で冷却を止めると加工性、時効特
性の向上効果がなくなる。

以上のように本発明はＺ　ｒ　Ｏ２を鋼中に適度に分散
させることによりＭｎＳ分布を冷延鋼板の加工性と時効
性向上のために最適にすることができ、この方法で製造
された冷延鋼板は従来のＡｊ）キルド鋼を使用して連続
焼鈍で製造された冷延鋼板に比べて優れた加工性と時効
特性を持つ。

以下に本発明の実施例を比較例と共に示す。

実施例　Ｉ Ｐキルド鋼の溶鋼中にサイズの種々光なるＺｒＯ□を添
加し、凝固後そのスラブを９５０〜１３００℃の種々の
温度に加熱し、熱間圧延を行った。

発明例と比較例の鋼の化学成分および各工程の条件を第
１表に示す。試料Ａ、　　Ｂ、　　Ｃ，Ｄ、　Ｅ、　　
Ｆ。

ＧおよびＨは本発明の成分、条件範囲内であり試料１．
Ｊ、におよびＬは成分、条件のいずれか一方または両方
が本発明の範囲から外れている。さらに、８０％の冷間
圧延および第９図に示すようなヒートパターンの連続焼
鈍を施し、加工性と時効特性を調査した。この結果得ら
れた冷延鋼板について、ＪＩＳ　　５号引張り試験片を
用いて引張り試験を行いＦ値、降伏強度、伸びおよび時
効指数（Ａ、１．）を測定した。材質調査結果を第２表
に示す。

かる。

実施例２、実施例３ 実施例１に用いた組成の鋼を実施例１と同様の条件で冷
間圧延まで行った後、それぞれ第１θ図および第１１図
に示すようなヒートパターンの連続焼鈍を施し、加工性
と時効特性を調査した。第１Ｏ図のヒートパターンで焼
鈍したものが実施例２で、第１１図のヒートパターンで
焼鈍したものが実施例３である。すなわち、実施例２、
実施例３は実施例１に比べて連続焼鈍のヒートパターン
だけが異なるものである。

これらの結果得られた冷延鋼板について、ＪＩＳ　　５
号引張り試験片を用いて引張り試験を行いＦ値、降伏強
度、伸びおよび時効指数（Ａ、Ｉ。

を測定した。実施例２および実施例３の結果をそれぞれ
第３表および第４表に示す。

第 表 実施例１ 第１表および第２表より成分、条件が本発明の範囲に入
っているものは本発明の範囲外のものに比べて時効特性
および加工性のいずれもスラブの加熱温度依存性が少な
くかつ優れていることがわ第 表 実 施 例 第　　４ 表　実施例３ 第３表および第４表より第２表と同様に成分、条件が本
発明の範囲内に入っているものは本発明の範囲外のもの
に比べて時効特性および加工性のいずれもスラブの加熱
温度依存性が少なくかつ優れていることがわかる。

実施例　４ 脱酸剤としてＺｒを添加し、凝固後のＺｒＯ□含有量が
種々異なる組成の鋼を製造した。このスラブを９５０〜
１３００℃の種々の温度に加熱し、熱間圧延を行った。

発明例と比較例の鋼の化学成分および各工程の条件を第
５表に示す。試料Ｍ、　Ｎ。

０、　　Ｐ、　Ｑ、　Ｒ，Ｓ、　ＴおよびＵは本発明の
成分、条件範囲内であり試料ｖ、ＷおよびＸは０．００
１〜０．０５のＺ「０２量が本発明の範囲から外れてい
る。

（この表中のサイズ別ＺｒＯ量はＺ　ｒ　０２分析値と
ＺｒＯ。サイズ分布の測定値より求めた。）。

さらに、８０％の冷間圧延および第９図に示すようなヒ
ートパターンの連続焼鈍を施し、加工性と時効特性を調
査した。この結果得られた冷延鋼板について、ＪＩＳ　
　５号引張り試験片を用いて引張り試験を行いＦ値、降
伏強度、伸びおよび時効指数（Ａ、　１．）を測定した
。材質調査結果を第６表に示す。

第５表および第６表より成分が本発明に入っているもの
は本発明の範囲外のものに比べて時効特性および加工性
のいずれにもスラブの加熱温度依存性が少なくかつ優れ
ていることがわかる。

ヌｊ 表 実施例４ 実施例５、実施例６ 実施例４に用いた組成の鋼を実施例４と同様の条件で冷
間圧延まで行った後、それぞれ第１０図および第１１図
に示すようなヒートパターンの連続焼鈍を施し、加工性
と時効特性を調査した。第１Ｏ図のヒートパターンで焼
鈍したものが実施例５で、第１１図のヒートパターンで
焼鈍したものが実施例６である。すなわち、実施例５．
実施例６は実施例４に比べて連続焼鈍のヒートパターン
だけが異なるものである。

これらの結果得られた冷延鋼板について、ＪＩ８　５号
引張り試験片を用いて引張り試験を行いｊ値、降伏強度
、伸びおよび時効指数（Ａ、　１．）を測定した。実施
例５および実施例６の結果をそれぞれ第７表および第８
表に示す。第７表および第８表より第６表と同様に成分
、条件が本発明の範囲に入っているものは本発明の範囲
外のものに比べて時効特性および加工性のいずれもスラ
ブの加熱温度依存性が少なくかつ優れていることがわか
る。

第 表 実 施 例 優れた冷延鋼板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は、連続焼鈍のヒートパターンを示
す図。 第３図および第４図は、溶鋼中にＺ　ｒ　Ｏ２のｔ末を
添加した場合の鋼中のＺ　ｒ　Ｏ２のサイズ、−有量の
冷延鋼板の加工性および時効特性におよばず影響を示す
図。 第５図および第６図は、脱酸剤として溶鋼中５、二Ｚｒ
を添加した場合に生成したＺ「０２のサイズ、含有量の
冷延鋼板の加工性および時効特性におよぼす影響を示す
図。 第７図および第８図は、スラブ加熱温度の冷ド鋼板の加
工性および時効特性におよぼす影響をぶす図。 第９図、第１Ｏ図および第１１図は、連続焼鈍のヒート
パターンを示す図。 復代理人　弁理士　田村弘明 第 表 実施例６ （発明の効果） 以上説明したように、本発明の方法は通常のＡＪキルド
鋼に特定のサイズのＺ　ｒ　Ｏ２を特定量含有させるこ
とによって加工性および時効特性に第１図 第２図 芹閤 第３図 第５図 サイス゛０θθ７〜０ρ５θノー２７１のＺｒθ２（り
）第４図 サイス゛６．ρσノ〜σＪ５０７贋のｚ、θ２ａす第７
図 スラグ加塾ｉＬ度（−〇 爵肩□ 、ＮＭ− スラグ加熱混層（＃Ｃ） 綺朋

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量比にてＣ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓｉ
   ：０．０４０％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ
   ：０．０８０％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．０２０〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以
   下を含有し、０．００１〜０．０５０μｍのサイズより
   なるＺｒＯ＿２の含有量が０．００１％以上、残部がＦ
   ｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを９５０〜１３
   ００℃に加熱し、熱間圧延した後６００〜８００℃で巻
   取り、圧下率８０％以上で冷間圧延後、焼鈍温度７００
   〜９００℃で３０〜２００秒間保持し、その後冷却速度
   ３０〜２００℃／秒で、４００℃以下２００℃以上に冷
   却し、４００〜２００℃で４０秒以上の過時効処理をす
   る連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性および時効特
   性に優れた冷延鋼板の製造方法。
2. （２）重量比にてＣ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓｉ
   ：０．０４０％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｐ
   ：０．０８０％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．０２０〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以
   下を含有し、０．００１〜０．０５０μｍのサイズより
   なるＺｒＯ＿２の含有量が０．００１％以上、残部がＦ
   ｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを９５０〜１３
   ００℃に加熱し、熱間圧延した後６００〜８００℃で巻
   取り、圧下率６０％以上で冷間圧延後、焼鈍温度７００
   〜９００℃で３０〜２００秒間保持し、さらに３〜２０
   ℃／秒の冷却速度で７５０〜６００℃まで冷却した後、
   冷却速度３０〜２００℃／秒で４００℃以下２００℃以
   上に冷却し、４００〜２００℃で４０秒以上の過時効処
   理をする連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性および
   時効特性に優れた冷延鋼板の製造方法。