JPH0555586B2 - - Google Patents
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Description
〔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、燃料消費量の節
減および安定性の向上等の観点から、自動車用鋼
板の高強度化が望まれている。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35〜45Kg／mm2であつて、且つ、プレス加工
後の塗装焼付け工程等によつ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、連続焼鈍によつて製造された鋼板は、箱焼
鈍によつ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有している。 このために、連続焼鈍によつて、プレス成形性
特に深絞り性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を添加することによ
り、鋼中のＣおよびＮを固定し、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、熱延鋼ストリツプを調
製する際に、前記熱延鋼ストリツプを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) 焼付硬化性に寄与する鋼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。 (b) 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) 鋼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種々研究
されており、例えば、特公昭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つて、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つて、鋼中に適
量を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
な変化によつて、鋼中の固溶炭素量即ち焼付硬化
性が大きく変化し、鋼板の材料に著しい影響を与
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オード値が悪くな
り、深絞り性が冷化する。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。従つて、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57−76131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900℃以上の高温とすることによつて、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℃／秒以上の高速度で急冷することによつて、
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℃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ツプが、高温に加熱さ
れることによつて軟化する結果、連続焼鈍炉内に
おける鋼ストリツ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)の熱延鋼ストリツ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
続焼鈍を行なつても、ランクフオード値は、1.5
〜1.6程度である。冷間圧延時の圧延率を高めた
り、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以上のランクフオード値を得るこ
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、熱延鋼ストリツプ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ツプの冷
却速度が、その位置によつて異なるため、熱延鋼
ストリツプの品質が不均一になりやすい。このよ
うな熱延鋼ストリツプ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ツプ
の冷却速度が異なることによつて、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を使用すれば
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：0.5wt.％以下、Mn：
0.5wt.％以下、Ｎ：0.005wt.％以下、Sol.Al：
0.05〜0.20wt.％、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鋼片を、
仕上げ温度：650〜850℃、巻取り温度：560℃以
下の条件で熱間圧延して、熱延鋼ストリツプを調
製し、前記熱延鋼ストリツプを通常の条件で冷間
圧延して、冷延鋼ストリツプを調製し、前記冷延
鋼ストリツ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、一般に連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。従つて、上述の方法で
製造された鋼板は、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
の場合よりも劣る。 (b) 強度の向上を図るために添加されたＰによつ
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〕 従つて、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
よびプレス成形時に優れ、且つ、耐時効性の良好
な、35〜45Kg／mm2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：1.0wt.％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：Ar3〜Ar3＋100
℃、巻取り温度：750℃以下の条件で熱間圧延し
て、熱延鋼ストリツプを調製し、前記熱延鋼スト
リツプを、60〜95％の圧延率で冷間圧延して、冷
延鋼ストリツプを調製し、前記冷延鋼ストリツプ
を、再結晶温度以上、Ac3変態点未満の範囲内の
温度で連続焼鈍することに特徴を有するものであ
る。 〔発明の構成〕 この発明において、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、固溶炭素によつ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
0.001wt.％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
素の含有量を増加しなければならなくなる。一
方、Ｃ含有量が0.003wt.％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
が多くなつて、延性および深絞り性が劣化す
る。従つて、Ｃ含有量は0.001〜0.003wt.％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（鋼
板）に２％引張り予歪を与えたときの応力と、
前記予歪が与えられた試験片を170℃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
硬化量によつて表わした。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２Kg／mm2未満となつて、所望の焼付硬
化性が得られない。従つて、この発明において
は、Ｃ含有量の下限を0.001wt.％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（YPEl）、および、伸び（El）の劣化（時
効処理前の伸びと時効処理後の伸びとの差）に
よつて表わした。第２図から明らかなように、
焼付硬化量が6.5Kg／mm2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
えて耐時効性が悪くなる。従つて、この発明に
おいては、焼付硬化量の上限を6.5Kg／mm2即ち
第１図からＣ含有量の上限を0.003wt.％に定め
た。 (2) Ｎ 焼付硬化性は、侵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。従つて、この発明においては、ＮはAlN
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、この固溶炭素によつて焼
付硬化性を高めるようにした。 Ｎ含有量が0.004wt.％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、ランクフオード値お
よび延性に及ぼす影響を示すグラフである。即
ち、異なつたＮ含有量を有し、且つ、
0.0028wt.％のＣ、0.08wt.％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板の試験片のクラン
クフオード値（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、値およびｎ値が共に
低下する。また、Ｎ含有量が0.0025wt.％以下
の場合には、特に優れた値およびｎ値が得ら
れる。その上、熱延鋼ストリツプの巻取りを
560℃程度の低温で行なつても、比較的良好な
深絞り性の得られる利点がある。一般に熱延鋼
ストリツプの巻取り温度が低温の場合には、鋼
中へのAlNの析出が完全ではない。従つて、
連続焼鈍時に鋼中に固溶窒素が存在する結果、
深絞り性に好ま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、
ランクフオード値（値）に及ぼす影響を示す
グラフである。第４図において、〓、◇、△、
〇および□印は、Ｎ含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。
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、燃料消費量の節
減および安定性の向上等の観点から、自動車用鋼
板の高強度化が望まれている。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35〜45Kg／mm2であつて、且つ、プレス加工
後の塗装焼付け工程等によつ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、連続焼鈍によつて製造された鋼板は、箱焼
鈍によつ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有している。 このために、連続焼鈍によつて、プレス成形性
特に深絞り性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を添加することによ
り、鋼中のＣおよびＮを固定し、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、熱延鋼ストリツプを調
製する際に、前記熱延鋼ストリツプを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) 焼付硬化性に寄与する鋼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。 (b) 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) 鋼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種々研究
されており、例えば、特公昭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つて、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つて、鋼中に適
量を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
な変化によつて、鋼中の固溶炭素量即ち焼付硬化
性が大きく変化し、鋼板の材料に著しい影響を与
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オード値が悪くな
り、深絞り性が冷化する。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。従つて、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57−76131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900℃以上の高温とすることによつて、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℃／秒以上の高速度で急冷することによつて、
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℃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ツプが、高温に加熱さ
れることによつて軟化する結果、連続焼鈍炉内に
おける鋼ストリツ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)の熱延鋼ストリツ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
続焼鈍を行なつても、ランクフオード値は、1.5
〜1.6程度である。冷間圧延時の圧延率を高めた
り、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以上のランクフオード値を得るこ
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、熱延鋼ストリツプ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ツプの冷
却速度が、その位置によつて異なるため、熱延鋼
ストリツプの品質が不均一になりやすい。このよ
うな熱延鋼ストリツプ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ツプ
の冷却速度が異なることによつて、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を使用すれば
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：0.5wt.％以下、Mn：
0.5wt.％以下、Ｎ：0.005wt.％以下、Sol.Al：
0.05〜0.20wt.％、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鋼片を、
仕上げ温度：650〜850℃、巻取り温度：560℃以
下の条件で熱間圧延して、熱延鋼ストリツプを調
製し、前記熱延鋼ストリツプを通常の条件で冷間
圧延して、冷延鋼ストリツプを調製し、前記冷延
鋼ストリツ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、一般に連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。従つて、上述の方法で
製造された鋼板は、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
の場合よりも劣る。 (b) 強度の向上を図るために添加されたＰによつ
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〕 従つて、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
よびプレス成形時に優れ、且つ、耐時効性の良好
な、35〜45Kg／mm2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：1.0wt.％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：Ar3〜Ar3＋100
℃、巻取り温度：750℃以下の条件で熱間圧延し
て、熱延鋼ストリツプを調製し、前記熱延鋼スト
リツプを、60〜95％の圧延率で冷間圧延して、冷
延鋼ストリツプを調製し、前記冷延鋼ストリツプ
を、再結晶温度以上、Ac3変態点未満の範囲内の
温度で連続焼鈍することに特徴を有するものであ
る。 〔発明の構成〕 この発明において、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、固溶炭素によつ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
0.001wt.％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
素の含有量を増加しなければならなくなる。一
方、Ｃ含有量が0.003wt.％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
が多くなつて、延性および深絞り性が劣化す
る。従つて、Ｃ含有量は0.001〜0.003wt.％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（鋼
板）に２％引張り予歪を与えたときの応力と、
前記予歪が与えられた試験片を170℃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
硬化量によつて表わした。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２Kg／mm2未満となつて、所望の焼付硬
化性が得られない。従つて、この発明において
は、Ｃ含有量の下限を0.001wt.％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（YPEl）、および、伸び（El）の劣化（時
効処理前の伸びと時効処理後の伸びとの差）に
よつて表わした。第２図から明らかなように、
焼付硬化量が6.5Kg／mm2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
えて耐時効性が悪くなる。従つて、この発明に
おいては、焼付硬化量の上限を6.5Kg／mm2即ち
第１図からＣ含有量の上限を0.003wt.％に定め
た。 (2) Ｎ 焼付硬化性は、侵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。従つて、この発明においては、ＮはAlN
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、この固溶炭素によつて焼
付硬化性を高めるようにした。 Ｎ含有量が0.004wt.％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、ランクフオード値お
よび延性に及ぼす影響を示すグラフである。即
ち、異なつたＮ含有量を有し、且つ、
0.0028wt.％のＣ、0.08wt.％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板の試験片のクラン
クフオード値（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、値およびｎ値が共に
低下する。また、Ｎ含有量が0.0025wt.％以下
の場合には、特に優れた値およびｎ値が得ら
れる。その上、熱延鋼ストリツプの巻取りを
560℃程度の低温で行なつても、比較的良好な
深絞り性の得られる利点がある。一般に熱延鋼
ストリツプの巻取り温度が低温の場合には、鋼
中へのAlNの析出が完全ではない。従つて、
連続焼鈍時に鋼中に固溶窒素が存在する結果、
深絞り性に好ま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、
ランクフオード値（値）に及ぼす影響を示す
グラフである。第４図において、〓、◇、△、
〇および□印は、Ｎ含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。
【表】
第４図から明らかなように、Ｎ含有量が低い
ほど、高温焼鈍による値の同上が顕著であ
り、Ｎ含有量が0.0011wt.％で冷間圧延時の圧
延率が85％の試験片（〓印）の場合は、値が
2.0以上の超深絞り鋼板が得られる。 従つて、Ｎ含有量は、0.004wt.％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、且つ面内異方性の
改善する作用がある。即ち、一般に、極低炭素
鋼の熱延鋼ストリツプには、鋼中のフエライト
粒が粗粒化する結果、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、前記フエラ
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0.03wt.％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0.20wt.％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。従つ
て、Ｐ含有量は、0.03〜0.20wt.％の範囲内に限
定すべきである。 (4) Ｐ×Ｎ Ｐは、上述のような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0.0042wt.％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
℃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、異常粗存粒
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、〇印は0.01wt.％のＰを、
□印は0.08wt.％のＰをそして△印は0.15wt.％
のＰを各々含有し、Ｎ含有量がほぼ0.002wt.％
であつて、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
条件に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、0.15wt.％のＰを含有
する試験片（△印）の粗大粒面積率は、１分間
の連続焼鈍で約60％であつた。これに対して、
0.01wt.％のＰを含有する試験片（〇印）の粗
大粒面積率は、１分間の連続焼鈍でほぼ０％で
あつた。 このような異常粗大粒は、耐時効性の良好
な、Ｃ含有量が0.003wt.％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、時に発生しやすい。 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７図において、〇印は
0.0011wt.％のＮを、□印は0.0028wt.％のＮを
そして△印は0.0042wt.％のＮを各々含有し、
Ｐ含有量がほぼ0.15wt.％であつて、連続焼鈍
温度が800℃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Ｎを含愉有する試験片
（△印）の粗大粒面積率は、１分間の連続焼鈍
で100％であるが、0.0011wt.％のＮを含有する
試験片（〇印）の粗大粒面積率は、１分間の連
続焼鈍で０％であつた。 更に、異常粗大粒は、連続焼鈍時の２次再結
晶反応によつ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、□印は連続焼鈍温度
が850℃でありそして△印は連続焼鈍温度が900
℃であつて、何れも、0.147wt.％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（〇印）の粗大粒面積率は、１分間の連続
焼鈍では０％であつた。また、何れの場合も、
連続焼鈍時間が長くなるに伴つて、粗大粒面積
率は増加した。 なお、異常粗大粒は、熱延鋼ストリツプの巻
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を調製
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つ
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、×印、〇印および◎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。 〇印：850℃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、Ｐ×Ｎが、曲線Ａで示す３×
10-4wt.％以下であれば、850℃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、Ｐ×Ｎが曲線Ｂで示す２×
10-4wt.％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つた。従つて、Ｐ×Ｎ
は３×10-4wt.％以下に限定すべきである。 Ｐ×Ｎが３×10-4wt.％を超えて多いと、連
続焼純時に異常粗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
結晶粒が細粒化し、且つ、Ｎ含有量が多いと微
細なAlN析出物が増加してフエライト粒の成
長が悪くなり、更に、Ｐによつて前記微細な
AlN析出物の増加を促進する。従つて、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) Si Siには、Ｐと同様に鋼の強度を高める作用が
ある。しかしながら、Siは酸化性の強い元素で
あるから、1.0wt.％を超えて含有させると、鋼
板の表面性状が劣化する。 従つて、Si含有量は、1.0wt.％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0.5wt.％以
下が好ましく、更に溶融亜鉛メツキ鋼板として
使用される場合には、良好なメツキ密着性を得
るために、Si含有量は0.1wt.％以下が好まし
い。 (6) Mn Mnには、鋼中の不純物であるＳを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0.70wt.％を超える
と、鋼板の深絞り性が劣化する。 従つて、Mn含有量は、0.05〜0.70wt.％の範
囲内に限定すべきである。なお、深絞り性を向
上させるためには、Mn含有量は、0.05〜
0.20wt.％の範囲内が好ましい。 (7) Ｓ Ｓ含有量が0.020wt.％を超えると、硫化物が
生成して鋼板の加工性を害する。従つて、Ｓ含
有量は0.020wt.％以下に限定すべきである。 (8) Sol.Al Sol.Alには、脱酸作用、および、耐時効性に
有害な鋼中のＮをAlNとして析出させて固定
する作用がある。しかしながら、Sol.Al含有量
が0.01wt.％未満では、上述した作用に所望の
効果が得られない。一方、Sol.Al含有量が
0.15wt.％を超えると、製造コストの上昇を招
く。 従つて、Sol.Al含有量は、0.01〜0.15wt.％の
範囲内に限定すべきである。なお、熱延鋼スト
リツプの巻取りを低温度で行ない且つ連続焼鈍
を短時間で行なつても、確実に鋼中のＮを析出
させ固定するためには、Sol.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をBNとして析出させて固
定し、微細なAlN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
化物であつて、正常粒の成長を悪化させること
はない。従つて、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、Ｂ含有量がＢ／Ｎ（原子重量比）で
１を超えると、鋼中に固溶ボロンが残り、焼鈍
時に残存する固溶ボロンが深絞り性を劣化させ
る。 従つて、Ｂ含有量は、Ｂ／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Ｐ×Ｎは、Ｐ×有交Ｎ即ちＰ×（Ｎ−14／11 Ｂ）となし、Ｐ×（Ｎ−14／11Ｂ）を、０以上、３ ×10-4wt.％以下に限定すべきである。 Ｂには、更に、オーステナイト組織を微細化
させることによつて、熱延フエライト組織を微
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、フエ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、深絞り性の良好な鋼板を得るためには、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、フエライト変態を抑制し、
Ar3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、Ｂ含有量は0.0005〜0.0030wt.％である
ことが好ましい。Ｂ含有量が0.0005wt.％未満
では、上述した作用に所望の効果が得られず、
一方Ｂ含有量が0.0030wt.％を超えると、深絞
り性を劣化させる。 (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AlN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
い窒化物であつて、正常粒の成長を悪化させる
ことはない。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Ti／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
よつ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。 従つて、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Ｐ×Ｎは、Ｐ×有効Ｎ即ちＰ×（Ｎ−14／48 Ti）となし、Ｐ×（Ｎ−14／48Ti）を、０以上、 ３×10-4wt.％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／Ｎ＋Ti／Ｎ（何れも原子重量比）を１以下
に限定し、且つ、前述したＰ×Ｎは、Ｐ×有効
Ｎ即ちＰ×（Ｎ−14／11Ｂ−14／48Ti）となし、Ｐ× （Ｎ−14／11Ｂ−14／48Ti）を、０以上、３×10-4wt. ％以下に限定すべきである。 なお、上述の化学成分組成を有する鋼は、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
した理由について、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ツプを調製
する際の仕上げ温度は、Ar3〜Ar3＋100℃の範
囲内に限定すべきである。仕上げ温度がAr3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
延フエライト組織が粗大化して、深絞り性およ
び面内異方性が劣化する。 巻取り温度は750℃以下に限定すべきである。
巻取り温度を660〜750℃の高温となし、固溶窒
素をAlNとして完全に析出させ固定した場合
には、特に優れた深絞り性が得られる。巻取り
温度が750℃を超えると、深絞り性向上の効果
は飽和し、かえつて、熱延フエライト組織が粗
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、深絞り性の優れた鋼板を連続焼鈍によ
つ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つた。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℃程度の低温で巻取つても深絞
り性は良好であり、1.4程度の値を有する鋼
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えら、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
を高温度にしていた理由は、高温度での巻取り
により、炭化物および窒化物を析出凝集させ
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
な対して、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ユールやランナウトテ
ーブル上での冷却パターンについては、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、熱延フエ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、連続鋳造鋳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
片を加熱炉によつ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、ランクフオ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Ｃ、0.25wt.％のSiおよび0.04wt.％のＰを含
有する極低炭素鋼を、仕上げ温度：900℃、巻
取り温度：550℃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℃の温度で連続焼鈍して得られた、引張り
強さ35Kg／mm2級の冷延鋼板の試験片のランクフ
オード値および面内異方性を調べ、その結果を
第１０図に示した。第１０図において、〇印は
巻取り温度が550℃の場合を示し、●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。従つて、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には、冷間
圧延率を75％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、ランクフオード値および
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Ｃ、0.25wt.％のSiおよび
0.04wt.％のＰを含有する極低炭素鋼を、仕上
げ温度：900℃、巻取り温度：550℃または680
℃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350Kg／mm2級の冷延鋼板
の試験片のランクフオード値および面内異方性
を調べ、その結果を第１１図に示した。第１１
図において、〇印は巻取り温度が550℃の場合
を示し、●印は巻取り温度が680℃の場合を示
す。 従来、深絞り性の優れた鋼板を連続焼鈍によ
つて製造するためには、連続焼鈍温度を800℃
以上の高温度にしなければならなかつた。しか
しながら、本発明によれば、第１１図に示すよ
うに、必ずしも連続焼鈍温度を800℃以上の高
温にする必要はなく、再結晶温度の直上の700
℃程度の低温度でも深絞り性は良好であり、巻
取り温度が550℃の低温度であつても、1.4程度
のランクフオード値を有する鋼板を製造するこ
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、かえつ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
を有する冷延鋼板を製造し得る理由は、炭化物お
よび窒化物形成元素を含有せず且つ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
あり、これによつ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、熱間圧延条件
によつては、その熱延フエライト組織が粗粒化す
る。熱延フエ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、再結晶が緩慢となつて
不完全になる。第１２図Ａおよび第１２図Ｂは、
熱延フエライト組織を示す100倍の顕微鏡写真で
ある。第１２図Ａは、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：900℃、
巻取り温度：680℃の条件で熱間圧延し次いで冷
間圧延した後、700℃の温度で連続焼鈍した場合
の冷延フエライト組織を示し、熱延フエライト粒
度は7.8番である。第１２図Ｂは、前記鋼片を、
仕上げ温度：960℃、巻取り温度：710℃の条件で
熱間圧延し次いで冷間圧延した後、700℃の温度
で連続焼鈍した場合の冷延フエライト組織を示
し、熱延フエライト粒度は6.6番である。 第１３図は、上述の条件で熱間圧延された熱延
鋼ストリツプを、80％の圧延率で冷間圧延した
後、500〜800℃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ぼす影響を示すグラ
フである。第１３図において、●印は第１２図Ａ
の熱延フエライト粒度7.8の場合を示し、〇印は
第１２図Ｂの熱延フエライト粒度6.6の場合を示
す。 第１３図から明らかなように、熱延フエライト
粒度が7.8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、熱延フエライト粒度
が6.6の粗粒の場合には、焼鈍温度を800℃に上げ
ないと100％の再結晶率は得られない。 第１４図は、熱延フエライト粒度の、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エライト粒度の異なる熱
延鋼ストリツプを調製し、前記熱延鋼ストリツプ
を80％の圧延率で冷間圧延した後、30秒間連続焼
純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表の通である。
ほど、高温焼鈍による値の同上が顕著であ
り、Ｎ含有量が0.0011wt.％で冷間圧延時の圧
延率が85％の試験片（〓印）の場合は、値が
2.0以上の超深絞り鋼板が得られる。 従つて、Ｎ含有量は、0.004wt.％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、且つ面内異方性の
改善する作用がある。即ち、一般に、極低炭素
鋼の熱延鋼ストリツプには、鋼中のフエライト
粒が粗粒化する結果、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、前記フエラ
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0.03wt.％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0.20wt.％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。従つ
て、Ｐ含有量は、0.03〜0.20wt.％の範囲内に限
定すべきである。 (4) Ｐ×Ｎ Ｐは、上述のような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0.0042wt.％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
℃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、異常粗存粒
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、〇印は0.01wt.％のＰを、
□印は0.08wt.％のＰをそして△印は0.15wt.％
のＰを各々含有し、Ｎ含有量がほぼ0.002wt.％
であつて、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
条件に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、0.15wt.％のＰを含有
する試験片（△印）の粗大粒面積率は、１分間
の連続焼鈍で約60％であつた。これに対して、
0.01wt.％のＰを含有する試験片（〇印）の粗
大粒面積率は、１分間の連続焼鈍でほぼ０％で
あつた。 このような異常粗大粒は、耐時効性の良好
な、Ｃ含有量が0.003wt.％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、時に発生しやすい。 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７図において、〇印は
0.0011wt.％のＮを、□印は0.0028wt.％のＮを
そして△印は0.0042wt.％のＮを各々含有し、
Ｐ含有量がほぼ0.15wt.％であつて、連続焼鈍
温度が800℃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Ｎを含愉有する試験片
（△印）の粗大粒面積率は、１分間の連続焼鈍
で100％であるが、0.0011wt.％のＮを含有する
試験片（〇印）の粗大粒面積率は、１分間の連
続焼鈍で０％であつた。 更に、異常粗大粒は、連続焼鈍時の２次再結
晶反応によつ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、□印は連続焼鈍温度
が850℃でありそして△印は連続焼鈍温度が900
℃であつて、何れも、0.147wt.％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（〇印）の粗大粒面積率は、１分間の連続
焼鈍では０％であつた。また、何れの場合も、
連続焼鈍時間が長くなるに伴つて、粗大粒面積
率は増加した。 なお、異常粗大粒は、熱延鋼ストリツプの巻
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を調製
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つ
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、×印、〇印および◎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。 〇印：850℃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、Ｐ×Ｎが、曲線Ａで示す３×
10-4wt.％以下であれば、850℃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、Ｐ×Ｎが曲線Ｂで示す２×
10-4wt.％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つた。従つて、Ｐ×Ｎ
は３×10-4wt.％以下に限定すべきである。 Ｐ×Ｎが３×10-4wt.％を超えて多いと、連
続焼純時に異常粗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
結晶粒が細粒化し、且つ、Ｎ含有量が多いと微
細なAlN析出物が増加してフエライト粒の成
長が悪くなり、更に、Ｐによつて前記微細な
AlN析出物の増加を促進する。従つて、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) Si Siには、Ｐと同様に鋼の強度を高める作用が
ある。しかしながら、Siは酸化性の強い元素で
あるから、1.0wt.％を超えて含有させると、鋼
板の表面性状が劣化する。 従つて、Si含有量は、1.0wt.％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0.5wt.％以
下が好ましく、更に溶融亜鉛メツキ鋼板として
使用される場合には、良好なメツキ密着性を得
るために、Si含有量は0.1wt.％以下が好まし
い。 (6) Mn Mnには、鋼中の不純物であるＳを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0.70wt.％を超える
と、鋼板の深絞り性が劣化する。 従つて、Mn含有量は、0.05〜0.70wt.％の範
囲内に限定すべきである。なお、深絞り性を向
上させるためには、Mn含有量は、0.05〜
0.20wt.％の範囲内が好ましい。 (7) Ｓ Ｓ含有量が0.020wt.％を超えると、硫化物が
生成して鋼板の加工性を害する。従つて、Ｓ含
有量は0.020wt.％以下に限定すべきである。 (8) Sol.Al Sol.Alには、脱酸作用、および、耐時効性に
有害な鋼中のＮをAlNとして析出させて固定
する作用がある。しかしながら、Sol.Al含有量
が0.01wt.％未満では、上述した作用に所望の
効果が得られない。一方、Sol.Al含有量が
0.15wt.％を超えると、製造コストの上昇を招
く。 従つて、Sol.Al含有量は、0.01〜0.15wt.％の
範囲内に限定すべきである。なお、熱延鋼スト
リツプの巻取りを低温度で行ない且つ連続焼鈍
を短時間で行なつても、確実に鋼中のＮを析出
させ固定するためには、Sol.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をBNとして析出させて固
定し、微細なAlN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
化物であつて、正常粒の成長を悪化させること
はない。従つて、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、Ｂ含有量がＢ／Ｎ（原子重量比）で
１を超えると、鋼中に固溶ボロンが残り、焼鈍
時に残存する固溶ボロンが深絞り性を劣化させ
る。 従つて、Ｂ含有量は、Ｂ／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Ｐ×Ｎは、Ｐ×有交Ｎ即ちＰ×（Ｎ−14／11 Ｂ）となし、Ｐ×（Ｎ−14／11Ｂ）を、０以上、３ ×10-4wt.％以下に限定すべきである。 Ｂには、更に、オーステナイト組織を微細化
させることによつて、熱延フエライト組織を微
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、フエ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、深絞り性の良好な鋼板を得るためには、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、フエライト変態を抑制し、
Ar3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、Ｂ含有量は0.0005〜0.0030wt.％である
ことが好ましい。Ｂ含有量が0.0005wt.％未満
では、上述した作用に所望の効果が得られず、
一方Ｂ含有量が0.0030wt.％を超えると、深絞
り性を劣化させる。 (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AlN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
い窒化物であつて、正常粒の成長を悪化させる
ことはない。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Ti／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
よつ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。 従つて、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Ｐ×Ｎは、Ｐ×有効Ｎ即ちＰ×（Ｎ−14／48 Ti）となし、Ｐ×（Ｎ−14／48Ti）を、０以上、 ３×10-4wt.％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／Ｎ＋Ti／Ｎ（何れも原子重量比）を１以下
に限定し、且つ、前述したＰ×Ｎは、Ｐ×有効
Ｎ即ちＰ×（Ｎ−14／11Ｂ−14／48Ti）となし、Ｐ× （Ｎ−14／11Ｂ−14／48Ti）を、０以上、３×10-4wt. ％以下に限定すべきである。 なお、上述の化学成分組成を有する鋼は、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
した理由について、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ツプを調製
する際の仕上げ温度は、Ar3〜Ar3＋100℃の範
囲内に限定すべきである。仕上げ温度がAr3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
延フエライト組織が粗大化して、深絞り性およ
び面内異方性が劣化する。 巻取り温度は750℃以下に限定すべきである。
巻取り温度を660〜750℃の高温となし、固溶窒
素をAlNとして完全に析出させ固定した場合
には、特に優れた深絞り性が得られる。巻取り
温度が750℃を超えると、深絞り性向上の効果
は飽和し、かえつて、熱延フエライト組織が粗
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、深絞り性の優れた鋼板を連続焼鈍によ
つ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つた。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℃程度の低温で巻取つても深絞
り性は良好であり、1.4程度の値を有する鋼
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えら、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
を高温度にしていた理由は、高温度での巻取り
により、炭化物および窒化物を析出凝集させ
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
な対して、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ユールやランナウトテ
ーブル上での冷却パターンについては、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、熱延フエ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、連続鋳造鋳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
片を加熱炉によつ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、ランクフオ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Ｃ、0.25wt.％のSiおよび0.04wt.％のＰを含
有する極低炭素鋼を、仕上げ温度：900℃、巻
取り温度：550℃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℃の温度で連続焼鈍して得られた、引張り
強さ35Kg／mm2級の冷延鋼板の試験片のランクフ
オード値および面内異方性を調べ、その結果を
第１０図に示した。第１０図において、〇印は
巻取り温度が550℃の場合を示し、●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。従つて、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には、冷間
圧延率を75％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、ランクフオード値および
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Ｃ、0.25wt.％のSiおよび
0.04wt.％のＰを含有する極低炭素鋼を、仕上
げ温度：900℃、巻取り温度：550℃または680
℃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350Kg／mm2級の冷延鋼板
の試験片のランクフオード値および面内異方性
を調べ、その結果を第１１図に示した。第１１
図において、〇印は巻取り温度が550℃の場合
を示し、●印は巻取り温度が680℃の場合を示
す。 従来、深絞り性の優れた鋼板を連続焼鈍によ
つて製造するためには、連続焼鈍温度を800℃
以上の高温度にしなければならなかつた。しか
しながら、本発明によれば、第１１図に示すよ
うに、必ずしも連続焼鈍温度を800℃以上の高
温にする必要はなく、再結晶温度の直上の700
℃程度の低温度でも深絞り性は良好であり、巻
取り温度が550℃の低温度であつても、1.4程度
のランクフオード値を有する鋼板を製造するこ
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、かえつ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
を有する冷延鋼板を製造し得る理由は、炭化物お
よび窒化物形成元素を含有せず且つ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
あり、これによつ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、熱間圧延条件
によつては、その熱延フエライト組織が粗粒化す
る。熱延フエ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、再結晶が緩慢となつて
不完全になる。第１２図Ａおよび第１２図Ｂは、
熱延フエライト組織を示す100倍の顕微鏡写真で
ある。第１２図Ａは、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：900℃、
巻取り温度：680℃の条件で熱間圧延し次いで冷
間圧延した後、700℃の温度で連続焼鈍した場合
の冷延フエライト組織を示し、熱延フエライト粒
度は7.8番である。第１２図Ｂは、前記鋼片を、
仕上げ温度：960℃、巻取り温度：710℃の条件で
熱間圧延し次いで冷間圧延した後、700℃の温度
で連続焼鈍した場合の冷延フエライト組織を示
し、熱延フエライト粒度は6.6番である。 第１３図は、上述の条件で熱間圧延された熱延
鋼ストリツプを、80％の圧延率で冷間圧延した
後、500〜800℃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ぼす影響を示すグラ
フである。第１３図において、●印は第１２図Ａ
の熱延フエライト粒度7.8の場合を示し、〇印は
第１２図Ｂの熱延フエライト粒度6.6の場合を示
す。 第１３図から明らかなように、熱延フエライト
粒度が7.8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、熱延フエライト粒度
が6.6の粗粒の場合には、焼鈍温度を800℃に上げ
ないと100％の再結晶率は得られない。 第１４図は、熱延フエライト粒度の、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エライト粒度の異なる熱
延鋼ストリツプを調製し、前記熱延鋼ストリツプ
を80％の圧延率で冷間圧延した後、30秒間連続焼
純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表の通である。
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）No.１〜
24を調製した。比較のために、第４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、
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）No.１〜
７を調製した。各供試体は、第３表および第４表
に示す化学成分組成の鋼を、転炉および真空脱ガ
ス設備によつて溶製し、連続鋳造によつて鋳片と
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、得られた冷延鋼ストリ
ツプ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No.１〜24、および、比
較用供試体No.１〜７について、降伏応力（YP）、
引張り強さ（TS）、伸び（El）、延性（ｎ値）、深
絞り性（）、面内異方性（Δγ）、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５表および第６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応力と、前記予歪が与えられ
た供試体を170℃の温
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）No.１〜
24を調製した。比較のために、第４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、
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）No.１〜
７を調製した。各供試体は、第３表および第４表
に示す化学成分組成の鋼を、転炉および真空脱ガ
ス設備によつて溶製し、連続鋳造によつて鋳片と
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、得られた冷延鋼ストリ
ツプ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No.１〜24、および、比
較用供試体No.１〜７について、降伏応力（YP）、
引張り強さ（TS）、伸び（El）、延性（ｎ値）、深
絞り性（）、面内異方性（Δγ）、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５表および第６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応力と、前記予歪が与えられ
た供試体を170℃の温
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
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、35〜45Kg／mm2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
済的に製造することができる工業上有用な効果が
もたらされる。
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、35〜45Kg／mm2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
済的に製造することができる工業上有用な効果が
もたらされる。
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
クフオ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
オ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オード値
および面内異方性に及ぼす影響を示すグラフ、第
１１図は連続焼純温度のランクフオード値および
面内異方性に及ぼす影響を示すグラフ、第１２図
Ａ，Ｂは冷延フエライト組織（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
熱延フエ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。
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
クフオ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
オ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オード値
および面内異方性に及ぼす影響を示すグラフ、第
１１図は連続焼純温度のランクフオード値および
面内異方性に及ぼす影響を示すグラフ、第１２図
Ａ，Ｂは冷延フエライト組織（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
熱延フエ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 (1)
- 【特許請求の範囲】 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：Ar3〜Ar3＋100
℃、巻取り温度：750℃以下の条件で熱間圧延し
て、熱延鋼ストリツプを調製し、前記熱延鋼スト
リツプを、60〜95％の圧延率で冷間圧延して、冷
延鋼ストリツプを調製し、前記冷延鋼ストリツプ
を、再結晶温度以上、Ac3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 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−14/11Ｂ）、Ｐ×（Ｎ−14/48Ti）およ
びＰ×（Ｎ−14/11Ｂ−14/48Ti）は、何れも０以
上、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：Ar3〜Ar3＋100
℃、巻取り温度：750℃以下の条件で熱間圧延し
て、熱延鋼ストリツプを調製し、前記熱延鋼スト
リツプを、60〜95％の圧延率で冷間圧延して、冷
延鋼ストリツプを調製し、前記冷延鋼ストリツプ
を、再結晶温度以上、Ac3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 前記熱延鋼ストリツプの熱延フエライト粒度
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。 ４ 前記連続焼鈍の焼鈍温度が、再結晶温度以上
800℃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。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61229106A JPS6383230A (ja) | 1986-09-27 | 1986-09-27 | 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 |
| CA000547908A CA1332520C (en) | 1986-09-27 | 1987-09-25 | Cold-rolled steel sheets and method for producing cold-rolled steel sheets |
| EP87308489A EP0262874A3 (en) | 1986-09-27 | 1987-09-25 | Cold-rolled steel sheets and method for producing cold-rolled steel sheets |
| KR1019870010779A KR930005892B1 (ko) | 1986-09-27 | 1987-09-28 | 열경화성 및 프레스성형성이 뛰어난 냉간압연 강판 및 그 제조방법 |
| US07/258,481 US5078809A (en) | 1986-09-27 | 1988-10-17 | Method for producing cold-rolled steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61229106A JPS6383230A (ja) | 1986-09-27 | 1986-09-27 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6383230A JPS6383230A (ja) | 1988-04-13 |
| JPH0555586B2 true JPH0555586B2 (ja) | 1993-08-17 |
Family
ID=16886834
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61229106A Granted JPS6383230A (ja) | 1986-09-27 | 1986-09-27 | 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 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5078809A (ja) |
| EP (1) | EP0262874A3 (ja) |
| JP (1) | JPS6383230A (ja) |
| KR (1) | KR930005892B1 (ja) |
| CA (1) | CA1332520C (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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