JPH07103422B2

JPH07103422B2 - 良加工性高強度冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH07103422B2
Application number: JP63330198A
Authority: JP
Inventors: 一夫小山; 武敏平; 薫川崎; 淳伊丹; 伸彦松津
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-01-14
Filing date: 1988-12-27
Publication date: 1995-11-08
Anticipated expiration: 2010-11-08
Also published as: US4956025A; JPH02197528A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、自動車のパネル用鋼板などのプレス加工性、
特に深絞り性が要求され、しかも軽量化、高級化のため
高強度を要する部位に使用されるに好適な冷延鋼板の製
造方法に関するものであり、40kgf/mm²以上の引張強度
を有し、深絞り性に優れ、かつ化成処理性、塗装後耐食
性にも優れた良加工性高強度冷延鋼板の製造方法に関す
るものである。

（従来の技術）自動車パネル用冷延鋼板は、省エネルギーの観点から高
強度化が進み、またデザインの多様化から成形性の優れ
た材料の開発が進められている。また一方で、パネルは
必ず塗装されることから、化成処理性に優れた材料の開
発が行われている。

これまでの、優れた深絞り性を持つ冷延鋼板の製造方法
としては、特開昭61−276927号公報，および特開昭
61−276930号公報にあるように極低炭素鋼にTi及びNbを
複合添加しC,N及びＳを固定することにより粒内を清浄
化し、高延性でかつ深絞り性を確保しようとするもので
ある。

さらに特開昭61−276951号公報，特開昭57−161035
号公報，特開昭61−276925号公報，特開昭61−2769
26号公報，および特開昭58−100622号公報にあるよう
に化成処理性の向上を意図したものがある。

（発明が解決しようとする課題）しかしながら、，の技術は耐二次加工脆性を改善す
るために連続焼鈍の加熱冷却条件に制限を加えている
が、実施例にも示されている通りその評価温度は−20℃
と高く、あまい評価になっている。すなわち、連続焼鈍
の加熱冷却条件に制限を加えることによる二次加工脆性
改善効果には限度があり、さらなる二次加工脆性改善に
は対応できない技術である。さらに、ほとんどが引張強
度40kgf/mm²以下であり、積極的に40kgf/mm²以上の高強
度鋼板を得るに適した技術とは言えない。

また、Ｐ及びSiの添加により高強度化を意図する場合、
強度特性，成形特性についての向上は図れたとしても、
Ｐによる二次加工性の劣化,Siによる化成処理性，塗装
後耐食性の劣化については何の考慮もなされていない。
特に、自動車の外板用途に使用される場合には化成処理
性，塗装後耐食性の良好であることが必須となるので、
その改善策を講ずる必要がある。

一方で、化成処理性の向上を意図した技術については、
はSi添加鋼においてCa添加により成形性と化成処理性
の両立を狙ったものであるが、具体的に検討したのはSi
≦0.02％でありかつ引張強度32kgf/mm²以下の軟質冷延
鋼板についてのものであるにすぎない。すなわち、成形
性を向上させた高強度鋼板についての化成処理性の向上
を意図した発明ではない。さらに、塗装後耐食性を検討
したものではない。はSi含有鋼帯表面にＳ化合物を塗
布する技術でありかつ塗装後耐食性まで検討したもので
あるが、この技術は低炭素鋼（Ｃ≧0.04wt％）をベース
にしたものであり、表面Ｃの化成処理性に及ぼす悪影響
を取り除くためにＳ化合物の塗布を行ったものであるか
ら、極低炭素鋼についての検討はなされておらず、従っ
てこの発明は自動車用鋼板として要求される加工性を具
備したものではない。はMn/Sを規定した極低炭素鋼に
ついての発明であるが、具体的に検討したSi含有量は0.
1％以下であり、またＰについても含有量が0.01％以下
であることからこの技術は高強度鋼板に関する発明では
ないことは明らかである。また、，については、前
者が極低炭素鋼に関するもの、後者が高強度鋼板に関す
るものであるが、共に焼鈍中の露点を管理しなければな
らない技術であることに問題がある。

以上のように、高強度鋼板の加工性を向上させるための
技術、鋼板の化成処理性，塗装後耐食性を向上させるた
めの技術は各々独立では存在したものの、両者を両立さ
せた技術は、その困難さからこれまで解決されないまま
に終わっていた。

（課題を解決するための手段）本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、自
動車外板への適用を考慮し、引張強度40kgf/mm²以上,El
≧35％，及び≧1.6を有し、しかも化成処理性，塗装
後耐食性の優れた冷延鋼板の製造方法を発明するに致っ
たものである。

本発明は、極低炭素鋼にTi及びNbを添加し完全非時効と
して延性及び深絞り性を高めると共に、強度を確保する
ためにSi,P,及びMnを添加し、その固溶強化を利用しよ
うとするものである。さらに、Ｐ添加による二次加工性
劣化に対しては微量Ｂの添加によりこれを改善し、また
多量のSi添加によって生じる化成処理性，塗装後耐食性
の劣化に対しては、Caの添加と連続焼鈍前に鋼板表面に
Ｓ化合物を付着せしめることで改善するものである。従
って、二次加工性改善や、化成処理性，塗装後耐食性改
善のための連続焼鈍中の雰囲気や加熱，冷却条件の特別
な制限は必要としない。

（発明の構成）つまり、本発明は次のように構成したものである。

（１） C:0.005wt％以下 Si:0.5〜1.5wt％ Mn:0.1〜0.5wt％ S:0.010wt％以下 Ti:0.003〜0.05wt％でＮ含有量の3.4倍以上 Nb:0.003〜0.05wt％でＣ含有量の7.8倍以上 Al:0.01〜0.1wt％ P:0.05 〜0.15wt％ B:0.0001〜0.0050wt％ N:0.005wt％以下を含み残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1150℃以下で加
熱後Ar₃点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後２秒
以内に３秒間以上10℃/s以上の冷却を施し650℃以上の
温度で巻取り、その後通常の方法で冷間圧延を施した後
800℃以上930℃以下１秒以上保持するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする良加工性高強度冷延鋼
板の製造方法。

（２） C:0.005wt％以下 Si:0.5〜1.5wt％ Mn:0.1〜0.5wt％ S:0.010wt％以下 Ti:0.003〜0.05wt％でＮ含有量の3.4倍以上 Nb:0.003〜0.05wt％でＣ含有量の7.8倍以上 Al:0.01〜0.1wt％ P:0.05〜0.15wt％ B:0.0001〜0.0050wt％ N:0.005wt％以下さらに、Ca:001〜0.01wt％を含み残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1150℃以下で加
熱後Ar₃点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後２秒
以内に３秒間以上10℃/s以上の冷却を施し650℃以上の
温度で巻取り、その後通常の方法で冷間圧延を施した後
800℃以上930℃以下１秒以上保持するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする化成処理性の優れた良
加工性高強度冷延鋼板の製造方法。

（３） C:0.005wt％以下 Si:0.5〜1.5wt％ Mn:0.1〜0.5wt％ S:0.010wt％以下 Ti:0.003〜0.05wt％でＮ含有量の3.4倍以上 Nb:0.003〜0.05wt％でＣ含有量の7.8倍以上 Al:0.01〜0.1wt％ P:0.05〜0.15wt％ B:0.0001〜0.0050wt％ N:0.005wt％以下 Ca:001〜0.01wt％を含み残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1150℃以下で加
熱後Ar₃点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後２秒
以内に３秒間以上10℃/s以上の冷却を施し650℃以上の
温度で巻取り、その後通常の方法で冷間圧延を施した冷
延鋼板表面にＳ化合物を0.01wt％≦焼鈍後の鋼板表面Ｓ
量≦1.0wt％付着せしめた後に800℃以上930℃以下１秒
以上保持するヒートサイクルで連続焼鈍を行うことを特
徴とする化成処理性，塗装後耐食性の優れた良加工性高
強度冷延鋼板の製造方法。

以下に、化学成分と熱延，冷延条件，及び焼鈍条件の限
定理由について説明する。

Ｃは、加工用鋼板として最も重要なEl及び値の向上の
ため、徹底的に下げた方が良く、0.005wt％以下、好ま
しくは0.0025wt％以下とする。Ｃ量が増加すると、これ
を固定するために多量のNbを必要とし、その結果NbCの
析出量が増加することにより、再結晶温度の上昇、及び
材質の劣化を招く。下限は、精鋼上の溶製技術により0.
0005wt％程度であろう。

Siは、本発明においては強度確保のため添加が必須とな
る。0.5wt％未満では十分な強度が得られず、また過度
の添加は鋼を硬質化させ、延性及び深絞り性を劣化させ
るため上限を1.5wt％とし、好ましくは1.0wt％以下が良
い。

Mnは、本発明においては補助的な固溶強化元素として位
置付けるが強度確保のために欠くことのできない元素で
あり、0.1wt％以上必要である。しかし、過度の添加は
深絞り性，延性の劣化を引き起こすために、その上限を
0.5wt％とする。

Tiは、一般的にはS,N,及びＣを固定するといわれてい
る。しかし、Ti含有量が多くなりすぎるとTiP系化合物
が形成され深絞し特性が大きく劣化すること、また固溶
Tiが多くなることも延性及び深絞り性の劣化につながる
ことから、その添加量は必要最小限にとどめておく必要
がある。そこで、TiはＮのみを固定する目的で添加す
る。そのためにはＮ量の3.4倍程度の添加量が必要とな
り、上限は0.05wt％とする。一方、0.003wt％未満では
その効果は得られない。

Nbは、Tiと同様に本発明において重要な元素であり、Ｃ
の固定及び熱延での結晶粒微細化のために必要である。
また、必要以上に添加し固溶Nbが増加することは、延性
及び深絞り性にとって好ましくない。従って、Ｃのみを
固定できる量、すなわちＣ量の7.8倍程度の添加量を必
要とし、上限は0.05wt％とする。一方、0.003wt％未満
ではその効果は得られない。

Alは、鋼の脱酸のために必要であり、Ti,Nbの歩留を向
上させるため、0.01wt％以上必要である。一方、過剰の
添加はコストアップとなるとともに、鋼中に介在物を残
すことになるため、上限は0.1wt％とする。

ＰはSi,Mnに比べ固溶強化能の多きな元素であると共
に、添加による延性、深絞り性の劣化の少ない元素であ
るために、成形性を確保しつつ強度を上昇させるのに重
要な元素である。強度確保のために最低0.05wt％は必要
となるが、過度の添加は鋼の硬質化につながり、延性及
び深絞り性を劣化させるばかりでなく、Ｐの粒界への偏
析による二次加工性の劣化を招くため、上限を0.15wt％
とし、好ましくは0.1wt％以下が良い。

Ｓは、その含有量が高くなるにつれ形成される硫化物の
量が多くなり、成形性阻害因子になるため、上限を0.01
0wt％とする。

Ｎは、熱延段階までにTiで固定されるためＮ単独では無
害であるが、多量のTiNが形成されると加工性の劣化を
招くため、上限を0.005wt％、好ましくは0.002wt％以下
の含有とする。

Ｂは、二次加工性向上のために必要である。二次加工性
は、プレスなどの成形の後、衝撃等による割れを回避す
るため粒界強度を高くするなどの対策が必要である。本
発明の場合、極低炭素鋼であるために粒界強度が弱く、
またＰ添加によりＰが粒界に偏析して粒界が脆化するた
めに二次加工性が劣化する。この二次加工性を確保する
ためにＢを添加する。0.0001wt％未満ではその効果がな
く、また過剰の添加は鋼を硬質化させ、加工性が劣化す
るとともに二次加工性改善の効果が飽和するために、上
限を0.0050wt％とし、好ましくは0.001wt％以下の微量
添加とする。この微量Ｂ添加により再結晶温度の極端な
上昇はない。

Caは、本発明において化成処理性の向上が必要な場合重
要な役割を果たす。本発明では、マトリックス強化のた
めにSi添加しているが、添加量が多くなるとSiの酸化物
が生成し化成処理性が劣化するので、良好な化成処理性
を得るためCaを添加する。但し、化成処理性の向上はCa
添加だけによるのではなく、後で詳述する鋼板表面への
Ｓ化合物付着との相乗作用により、これまでの技術をは
るかに凌駕するものになるばかりではなく、塗装後耐食
性についてもこれまでにない良好なものとなる。Caの添
加量は0.001wt％未満では効果がないが、添加量が多く
なるとCa系介在物が生成し、加工性に悪影響を及ぼすた
め上限を0.010wt％とし、好ましくは0.004wt％以下の添
加とする。

次に、熱間圧延状態については、スラブの加熱温度は、
Ti,Nbで固定されたN,Cが再固溶しないように1150℃以下
の温度にする。この温度を超えると、おそらく固溶Nbま
たは固溶Tiの影響と考えられる熱間圧延中の圧延集合組
織が形成されるために、冷延，焼鈍後の値を低下させ
る。下限は、仕上温度を確保できる温度であれば良く、
1000℃とするのが有利である。仕上圧延終了後の冷却に
関しては、変態点近傍における冷却速度が重要であり、
仕上圧延終了後２秒以内に３秒間以上10℃/s以上で冷却
する必要がある。これは、最終製品の機械的性質を決定
づける粒径の調整のためであり、時間，冷却速度ともこ
の制限未満であれば機械的性質が劣化する。上限は特に
定めないが、その後の巻取温度の条件が満足される時
間，冷却速度が上限になる。仕上圧延温度は、Ar₃点温
度以上であることが必要であり、かつ本発明鋼のように
Nb,Tiを含有する極低炭素鋼は熱間圧延中に強い圧延集
合組織を形成し、冷延焼鈍後の材質に大きな影響を与え
るので、これを回避するために仕上圧延温度は高いほど
良い。但し、操業上好ましい上限として1000℃とする。
巻取温度は、熱延前または熱延中に形成された析出物の
凝集粗大化を促進させるために650℃以上とするが、酸
洗性を考慮して好ましくは800℃以下とし、さらに、好
ましくは700〜750℃とする。

冷間圧延は、深絞り性を向上させるために、好ましくは
圧下率を50％以上とする。

化成処理性の更なる向上、さらに塗装後耐食性の向上が
必要な場合、焼鈍前に鋼板表面にＳ化合物を付着させ
る。Ca添加による化成処理性改善効果は、連続焼鈍前に
鋼板表面にＳ化合物を0.01wt％≦焼鈍後の鋼板表面Ｓ量
≦1.0wt％付着せしめることで飛躍的に向上する。これ
は、添加したCaと鋼板表面に付着せしめたＳ化合物とが
連続焼鈍中に反応することに起因すると考えられるが、
本処理により鋼板表面のSi量が減少し、化成処理性が著
しく向上する。第２図に、本発明法による鋼板表面のSi
量の低減効果に及ぼすCa添加とＳ化合物付着の影響を示
す。また、CaとＳの反応生成物の効果と考えられるが、
塗装後耐食性も良好となる。

鋼板表面に付着せしめるＳ化合物の量としては、焼鈍後
のＳ量として0.01wt％未満では効果がなく、1.0wt％超
になるとＳによる鋼板表面の汚れが発生する。好ましく
は0.05〜0.5wt％の範囲である。但し、その量を評価す
るための手段は、EPMAで行うため、鋼板表面は最表面か
ら３μｍ程度までの深さの範囲とする。

鋼板表面にＳ化合物を付着させる方法としては例えばＬ
−シスチン，チオ尿素，亜硫酸ナトリウム，チオ硫酸ナ
トリウム，硫化ナトリウムなどのＳ化合物の水溶液や、
チオフェン，メルカプタン，ジスルファイドなどのＳ化
合物のアルコール溶液の塗布、Ｓ化合物を含む圧延油で
圧延し、鋼板表面に付着した油を除去しないなどの方法
があり、いずれの方法によっても良い。

その後、再結晶や粒成長を十分に行わせるために、930
℃以下で１秒以上保持するヒートサイクルで連続焼鈍を
行う。焼鈍温度が930℃を超えると鋼板の結晶粒が粗大
化し肌荒れの原因となるため好ましくなく、一方800℃
未満では最結晶が不十分となり、その結果鋼板のEl,
値が低下し、かつ硬質となる。焼鈍後の冷却速度及び過
時効処理については特に規定するものではなく、材質に
及ぼす冷却速度及び過時効処理の影響はなく、極低炭素
鋼であるために、過時効処理は必ずしも必要なものでは
ない。

その後、形状矯正、または降伏点伸びの消失のために調
質圧延を施すが、これについては通常の方法でよいため
に、とくに規定はしない。すなわち、スキンパス、レベ
ラーいずれかまたはともに用いて良く、好ましくは0.5
％以上1.5％以下の伸び率の範囲でよい。

（実施例）実施例１第１表の鋼Ａを転炉出鋼し、連続鋳造でスラブにした。
ついで、第２表に示すような条件で熱延を行い、酸洗後
83％の圧下率で冷間圧延を施し0.8mmの板厚にした後、8
50℃で1.5分の連続焼鈍を行い、続いて調質圧延を0.8％
施した。その後、材質評価としてJIS Z 2201,5号試験片
に加工し、同2241記載の試験方法に従って引張試験を行
った。二次加工性については、第１図に示すように試料
を100φに打ち抜き、絞り比2.0で円筒に絞ったカップ
を、−50℃のエタノール中に浸し、テーパーポンチに乗
せ荷重を与えて押し拡げ脆性破壊の有無で判定し、○：
脆性破壊割れなし，×：脆性破壊割れありとした。それ
らの結果を第２表に併せて示す。

1150℃以下の低温加熱、Ar₃点温度以上の温度で仕上圧
延を終了し650℃以上の温度で巻取ることにより、No.3,
4,5,8,9,10,13及び14のようにTS40kgf/mm²でEl≧35％，
≧1.6の材質が得られる。No.1及び６では仕上温度が
低いために混粒になり、El及び値が低い。No.2及び７
では巻取温度が低いために析出物の凝集粗大化が不充分
であり、そのためEl及び値が低い。さらに、No.11は
加熱温度が高いために熱間圧延中に強い圧延集合組織が
形成され焼鈍後の値が、また微細析出物が影響しElも
低い。No.12及び15は、仕上圧延後の冷却条件が不適切
であるために材質特性が十分ではない。二次加工性につ
いてはいずれも良好である。

実施例２第１表の鋼Ｂを転炉出鋼し、連続鋳造によリスラブにし
た。次いで、本発明範囲である熱延条件、すなわち加熱
温度1050℃、仕上圧延温度950℃、仕上圧延終了後1.5秒
の時点から４秒間32℃/sの冷却を施し、巻取温度750℃
の熱延条件で熱延終了後、酸洗し80％の圧下率で冷間圧
延を施した後、電気清浄工程後面でチオ尿素5000ppm濃
度の水溶液を鋼板表面に塗布し、この鋼に第３表に示す
ような種々の温度で保持時間1.5分の連続焼鈍を行い、
その後0.5％の調質圧延を行った。この時の鋼板表面の
Ｓ量はEPMA分析で0.05wt％であった。この方法で得られ
た鋼板を実施例１と同じ方法により、材質，及び二次加
工性の評価を行った。また、化成処理性については、通
常使われているディップ式のボンデ液を用い、リン酸塩
結晶状態と密着性を調査した。結果については、 ◎：鋼板表面が５μｍ以下の均一な大きさのリン酸塩結
晶に完全に被覆されている ○：リン酸塩結晶の大きさが均一でなく、かつ鋼板表面
が被覆されていない箇所が１％未満存在する △：リン酸塩結晶の大きさが10μｍ以上のものが多く存
在し、鋼板表面のリン酸塩結晶の被覆率が50〜99％の範
囲 ×：鋼板表面のリン酸塩結晶の被覆率が50％未満で評価した。塗装後耐食性は、化成処理後カチオン型の
電着塗装を行い、塩水噴霧試験1000時間後のクロスカッ
ト片側の塗膜のフクレ幅（◎：＜2mm,○:2〜4mm,△:4〜
6mm,×：＞6mm）で評価した。それらの結果は同表に併
せて示したように、800℃以上（ウ，エ，オ，カ，キ）
の焼鈍温度でEl≧35％，≧1.6となった。（カ）にお
いては、Ｓ無処理による鋼板表面被膜の軽微な肌あれを
生じた。一方、935℃（ク）になると鋼板の結晶粒が粗
大化し材質を劣化させた。また、800℃未満（ア，イ）
では再結晶が不十分であり、El,値が低く、硬質であ
る。化成処理性，塗装後耐食性はいずれも良好であり、
特にＳ処理したものは優秀であった。また、二次加工性
についてはいずれも良好であった。

実施例３第１表に示したＣ〜Ｒの鋼を転炉出鋼し、連続鋳造によ
り鋳片を得た後、熱延、冷延条件は一定として製品を得
た。すなわち、1050℃で加熱し、950℃で仕上圧延を終
了し、仕上圧延終了後1.5秒の時点で４秒間32℃/sの冷
却を施し750℃で巻取った。酸洗後80％の冷間圧延を施
し、電気清浄工程後面においてチオ尿素10000ppm濃度の
水溶液を鋼板表面に塗布した。焼鈍は焼鈍温度850℃と
して1.5分の保持後冷却途中350℃で冷却を中止し、その
温度で５分の過時効処理を施した後、0.5％の調質圧延
を行った。この時の鋼板表面のＳ量はEPMA分析で0.09〜
0.15wt％であった。この方法で得られた鋼板を実施例1,
2と同じ方法により、材質，化成処理性，塗装後耐食
性，及び二次加工性の評価を行った。結果は第４表に示
すように、Ｃ〜Ｇ鋼は、いずれも優れた材質，二次加工
性，塗装後耐食性を示した。Ca無添加のＨ鋼は、化成処
理性，塗装後耐食性が○レベル、さらにSi含有量が（例
えばＡ鋼に比べ）高めであるＩ鋼は、化成被膜の被覆率
が96％であったが、いずれも使用上問題ないレベルであ
る。一方、Ｊ鋼ではＢ無添加のため二次加工性が劣る。
Ｃ及びＮ含有量の高いＫ鋼は、YP−Elが出現するととも
に硬質化しEl及び値が低い。Ｌ鋼は、Si,Mn及びＰ量
が低いために強度不足を起こした。Ｍ鋼は、Caを添加し
ているにも拘らずSi含有量が高すぎるために化成処理性
が悪い。Mn含有量が高すぎたＮ鋼は、硬質化しEl,値
ともに低い。Ｎ含有量に対しTi含有量の少ないＯ鋼は、
YP−Elが出現し、El,値のレベルが低い。また、Ti,Nb
含有量の高すぎたＰ鋼は、硬質化するとともに、TiPの
形成によりEl及び値が劣化した。さらに、Ca,B含有量
の高すぎたQ,R鋼は、硬質化し、さらにＱ鋼については
二次加工性も劣化した。

（発明の効果）本発明は、特に自動車外板を中心とした用途に供される
鋼板に関し、高強度化に伴う成形性の劣化がなく、かつ
二次加工性，化成処理性，塗装後耐食性に優れた鋼板の
製造方法を明らかにしたものであり、本発明により車体
の軽量化，高級化は勿論のこと、益々多様化するデザイ
ンへの対応も可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明で用いた二次加工性を調査するための試
験方法を示したものである。第２図は本発明のCa添加とＳ塗布の鋼板表面のSi量に及
ぼす影響を示したものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者伊丹淳千葉県君津市君津１番地新日本製鐵株式會社君津製鐵所内 (72)発明者松津伸彦千葉県君津市君津１番地新日本製鐵株式會社君津製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.005wt％以下 Si:0.5〜1.5wt％ Mn:0.1〜0.5wt％ S:0.010wt％以下 Ti:0.003〜0.05wt％でＮ含有量の3.4倍以上 Nb:0.003〜0.05wt％でＣ含有量の7.8倍以上 Al:0.01〜0.1wt％ P:0.05〜0.15wt％ B:0.0001〜0.0050wt％ N:0.005wt％以下を含み残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1150℃以下で加
熱後Ar₃点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後２秒
以内に３秒間以上10℃/s以上の冷却を施し650℃以上の
温度で巻取り、その後通常の方法で冷間圧延を施した後
800℃以上930℃以下１秒以上保持するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする良加工性高強度冷延鋼
板の製造方法。
【請求項２】C:0.005wt％以下 Si:0.5〜1.5wt％ Mn:0.1〜0.5wt％ S:0.010wt％以下 Ti:0.003〜0.05wt％でＮ含有量の3.4倍以上 Nb:0.003〜0.05wt％でＣ含有量の7.8倍以上 Al:0.01〜0.1wt％ P:0.05〜0.15wt％ B:0.0001〜0.0050wt％ N:0.005wt％以下さらに、Ca:001〜0.01wt％を含み残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1150℃以下で加
熱後Ar₃点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後２秒
以内に３秒間以上10℃/s以上の冷却を施し650℃以上の
温度で巻取り、その後通常の方法で冷間圧延を施した後
800℃以上930℃以下１秒以上保持するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする化成処理性の優れた良
加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】C:0.005wt％以下 Si:0.5〜1.5wt％ Mn:0.1〜0.5wt％ S:0.010wt％以下 Ti:0.003〜0.05wt％でＮ含有量の3.4倍以上 Nb:0.003〜0.05wt％でＣ含有量の7.8倍以上 Al:0.01〜0.1wt％ P:0.05〜0.15wt％ B:0.0001〜0.0050wt％ N:0.005wt％以下 Ca:001〜0.01wt％を含み残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1150℃以下で加
熱後Ar₃点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後２秒
以内に３秒間以上10℃/s以上の冷却を施し650℃以上の
温度で巻取り、その後通常の方法で冷間圧延を施した冷
延鋼板表面にＳ化合物を0.01wt％≦焼鈍後の鋼板表面Ｓ
量≦1.0wt％付着せしめた後に800℃以上930℃以下１秒
以上保持するヒートサイクルで連続焼鈍を行うことを特
徴とする化成処理性、塗装後耐食性の優れた良加工性高
強度冷延鋼板の製造方法。