JPH0832952B2

JPH0832952B2 - 化成処理性，溶接性，打ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0832952B2
Application number: JP1339756A
Authority: JP
Inventors: 坂田　　敬; 進増井; 誠今中; 浩一平田; 房夫富樫; 英夫阿部
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1989-12-28
Filing date: 1989-12-28
Publication date: 1996-03-29
Anticipated expiration: 2011-03-29
Also published as: JPH03199343A

Description

【発明の詳細な説明】＜産業上の利用分野＞本発明は、自動車のボディ等に使用される冷延ならび
に表面処理された鋼板であって、とりわけ加工性が良好
であるばかりでなく、同時に塗装の下地処理としての良
好な化成処理性（リン酸亜鉛処理性）さらには優れた溶
接性、打ち抜き性および摺動特性をも具備した冷延鋼板
の製造方法に関するものである。

＜従来の技術＞プレス加工用冷延鋼板は、従来Ｃ≧0.01％以上の低Ｃ
−リムド鋼や低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されて
いたが、最近の省エネルギーならびに製造納期の短縮要
求にかんがみ、連続焼鈍法への変換が積極的に進められ
ている。連続焼鈍法では、加熱および均熱時間が極めて
短い。そこで、絞り性を箱焼鈍材並にするために、低Ｃ
鋼の熱延巻き取り温度を従来より高温にし、更に焼鈍温
度も箱焼鈍法より高温にする等の対策がとられている。
さらには、冷却時間も極端に短いため、過時効処理を施
すことにより焼鈍中に固溶した炭素を析出させている。
しかるに、かような特殊処理によっても、固装炭素が依
然として残留するために、加工性はともかく常温遅時効
性を得ることは困難であった。

このような実状にかんがみ、更には箱焼鈍された低Ｃ
−Alキルド鋼と同等の耐時効性と、それ以上の高加工性
を得る手段として、Ｃ≦0.01wt％、Al≦0.20wt％を含有
する極低Ｃ鋼とし、必要に応じてTi、Nb、Ｂ等の炭窒化
物形成元素を添加する技術が製鋼技術の進歩と相まって
一般的になりつつある。事実このようにして製造された
極低Ｃ冷延鋼板は、焼鈍中の粒成長性が優れ、非常に良
好な加工性とりわけ引っ張り試験で評価できる良好な全
伸び値（El）、ならびにランクフオード値（値）を示
し、現状では広くプレス加工用鋼板として採用されてい
る。

＜発明が解決しようとする課題＞しかしながら、この種の鋼板の使用の増大にともな
い、以下に示す種々の問題点をも有していることが明ら
かにされ、完全無欠の材料としては今一歩の段階であっ
た。

先ず、極低Ｃ鋼は元来が鈍鉄に近いため、表面の清浄
度が極めて優れている。そのため、プレス後の塗装の下
地処理としての化成処理（リン酸亜鉛処理）において
は、反応性が従来の低Ｃ−Alキルド鋼より幾分劣り、生
成したリン酸亜鉛鉄結晶の細かさ、化成処理条件変動時
の安定性に対して、低Ｃ−Alキルド鋼より若干不利であ
った。

次に、溶接性に対しては、極低Ｃ鋼の場合熱影響部
（HAZ）の組織が一般に粗大化し、溶着部や母材よりも
強度が低下しやすい傾向があった。そのため、溶接部の
強度および疲労特性の点で低Ｃ−Alキルド鋼よりも有利
とは言えなかった。このような理由により、溶接に比較
的長時間を要する電縫鋼管等への極低Ｃ鋼の適用は未だ
なされていないのが現状である。

更に、極低Ｃ鋼は延性に富むので、非常に粘り強く、
低Ｃ−Alキルド鋼と同一の条件で打ち抜きや剪断を行っ
た場合に、その端面に生成する笹くれ部いわゆるバリが
低Ｃ−Alキルド鋼に比べより多く生成する。このバリ
は、後のプレス工程で剥がれると、いわゆる星目欠陥を
誘発する。極低Ｃ鋼は、このような危険性を有してお
り、バリ高さ低減のためにも極低Ｃ鋼の打ち抜き性改善
が強く望まれていた。

また、加工性の更なる向上のためには、必然的に不純
物元素の低減を伴うため、焼鈍中の鋼中元素の表面濃化
量が抑制される。このことは、結果として鋼板の表面硬
度の低下を引き起こす。そのため、プレス成形を施した
場合に、潤滑が十分でないと鋼板表面とプレス型とが接
触時に噛りあい、鋼板の表面キズ欠陥が誘発されるばか
りでなく、極端な場合にはプレス割れさえ伴う。このよ
うな、いわゆる摺動性の低下は、不純物元素が少ない極
低Ｃ鋼と、表面に濃化させるのに十分な時間が確保でき
ない連続焼鈍法との組合わせにより最も顕著になる。

以上の状況を打開するために、本発明者らは種々の検
討を行った。良好な機械的性質（El、値等）を維持し
た上で上述の問題を解決するためには、極低Ｃ鋼の使用
は必須と考えられる。一方上述の極低Ｃ鋼にかかわる問
題点は、多かれ少なかれ表面近傍の元素の存在状態と、
密接に影響を及ぼしあっていることは明瞭である。そこ
で本発明者らは数多くの調査および実験室的な確認を行
った結果、表面に炭素の濃化層が適当な厚さおよび濃度
で存在すれば、極低Ｃ鋼の抱えている欠点が一気に解決
されることを見い出したのである。

よって、本発明は表層部に適当な厚さおよび濃度のＣ
濃化部を形成することにより、化成処理性、溶接性、打
ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

＜課題を解決するための手段＞すなわち本発明は、C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％以
下、Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以
下、Al:0.01〜0.10wt％およびN:0.005wt％以下を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物よりなる成分の冷延
鋼板原板を、加熱ゾーン、均熱ゾーンおよび冷却ゾーン
を有する連続焼鈍ラインで再結晶焼鈍するに際し、少な
くとも前記均熱ゾーンの後期から冷却ゾーンにかけて水
素ガスおよび窒素ガスを主成分とする浸炭雰囲気とし、
連続焼鈍後の冷延鋼板の板厚方向での炭素濃度分布が板
表層部から0.5μｍ以上、100μｍ以下の厚さで平均Ｃ濃
度が0.005wt％より大きくなる濃化層が形成され、この
濃化層厚さの面内変動分布がその平均値の±25％以内と
なるように、前記浸炭雰囲気中の炭素濃度およびこの浸
炭雰囲気中の滞留時間を変化させることを特徴とする化
成処理性、溶接性、打ち抜き性および摺動性の極めて優
れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法を提供するもので
ある。

また、前記冷延鋼板原板は、さらに、Ti:0.01〜0.15w
t％、Nb:0.001〜0.1wt％およびB:0.0003〜0.01wt％のう
ちから選んだ１種または２種以上を含有する冷延鋼板で
あるのが好ましい。

以下に本発明をさらに詳細に説明する。

本発明は、Ｃ≦0.005wt％、Al≦0.10wt％を含有する
極低Ｃ鋼板を原板とし、連続焼鈍後に板表層部に0.5μ
ｍ以上100μｍ以下の厚みでＣ＞0.005wt％であるような
炭素の濃化層が形成されたプレス加工用の冷延鋼板の製
造方法であることを特徴とする。以下にまず、本発明に
用いられる冷延鋼板の鋼中に含有されうる成分元素の限
定理由について説明する。

連続焼鈍法を適用しても良好な機械的性質を得るため
に、Ｃは0.005wt％以下の極低Ｃ域にすることが必須で
ある。これ以上では、低Ｃ鋼並またはそれ以上の材質を
得ることは不可能である。より好ましくは、0.003wt％
以下が望ましい。Ｎについても全く同様に0.005wt％以
下にする。

Siは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加されるが、添加量が1.0wt％を超えると深絞り
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下と限定する。

Mnは、Ｓの残留による熱間割れを避けるという効果の
他、Siと同様鋼を強化する作用があり、所望の強度に応
じて必要量添加されるが、添加量が1.0wt％を越えると
やはり加工性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下に限定
する。

ＰもSiやMnと同様、鋼を強化する作用があり、所望の
強度に応じて必要量添加されるが、添加量が0.2wt％を
越えると加工性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下に限
定する。

Ｓは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので
極力低減することが好ましいが、その含有量が0.05wt％
以下ではさほど悪影響を及ぼさないので0.05wt％以下に
限定する。

Alは脱酸剤として、また後述する炭窒化物形成元素の
歩留まり向上すなわち鋼中Ｎの固定による耐時効性の向
上のために添加されるが、含有量が0.010wt％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方0.10wt％を越えて添加
してもその効果は飽和に達するので、0.010〜0.10wt％
の範囲に限定する。

さらに、本発明で原板として用いる冷延鋼板には、T
i、NbおよびＢから選択される１種以上の元素を下記の
通り添加してもよい。

これらの元素の添加は、鋼中に固溶して耐時効性を劣
化させるＣやＮを固定するのに有効である。さらには、
形成された析出物のサイズが適度に粗大であるため、連
続焼鈍時の粒成長を促進されるので、加工性特にElや
値の向上には有利となる。

Tiは炭窒化物形成元素であり、鋼中の固溶（Ｃ、Ｎ）
を低減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に
形成されるために添加される。しかしながら添加量が0.
001wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15wt％
を越えて添加してもそれ以上の効果は得られず、むしろ
鋼板表面性状および延性の劣化につながるので0.001〜
0.15wt％の範囲に限定する。

Nbは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させ
るとともに、熱延鋼板組織の微細化を促して、深絞り性
に有利な｛111｝方位を優先的に形成させるために添加
される。しかしながら添加量が0.001wt％未満ではその
添加の効果が乏しく、一方0.1wt％を越えて添加しても
それ以上の効果は得られず、むしろ延性の劣化につなが
るので0.001〜0.1wt％の範囲に限定する。

Ｂは窒化物形成元素であり、鋼中の固溶ＮをAlより優
先的に固定して耐時効性を改善する。この効果は、Ｂ≧
0.0003％（3ppm）で発揮されるが、0.01％越えではその
効果が飽和するので0.0003〜0.01％の範囲に限定する。

このような成分を含有する鋼は、脱ガス処理を含む通
常の工程で溶製後造塊法または連続鋳造法でスラブとさ
れる。次いで、通常の熱間圧延、酸洗等のデスケーリン
グ後に冷間圧延され、最終的に連続焼鈍法により冷延鋼
板、または焼鈍後にさらに溶融亜鉛めっきや電気亜鉛め
っきを施した表面処理鋼板として製品となる。以下に述
べるＣ濃化層を形成させる目的で焼鈍時に特殊な浸炭処
理が必要であるが、これ以外は、基本的には、従来技術
と同一工程でなんら差し障りない。なお、表面処理とし
ては上記の亜鉛めっきのほか、Zn−Niめっき鋼板などの
亜鉛系合金めっき下層樹脂皮膜、上層Zn−Ni鋼板などの
亜鉛系複合めっきなどを含む。

焼鈍により形成するＣ濃化層はその平均濃度が板表層
部から0.5μｍ以上、100μｍ以下の厚さで原板のＣ濃度
である0.005wt％をこえればよい。そして、濃化層の厚
さの面内変動がその平均値の±25％以内に分布するよう
にする。ここでいう面内変動とは、コイルの長手方向な
らびに幅方向の濃化層厚さの変動をいい、その平均値の
±25％をこえるとプレス成形時に不均一変形が起こり、
リジング状の表面欠陥が生ずることにになるので好まし
くない。

本発明において用いられるCAL（Continuous Annealin
g Line）は加熱、均熱および冷却ゾーンを有する。浸炭
は均熱ゾーン後期から冷却ゾーンにかけて浸炭用雰囲気
として、浸炭に適する条件にして行なう。

浸炭用雰囲気としては、N₂＋H₂を主体とするガス中に
COを適量添加したものを用いる。そして、浸炭条件は適
切に本発明で限定される上記Ｃ濃化層が形成されるよう
に浸炭用雰囲気中のＣ濃度および浸炭用雰囲気中の滞留
時間などについて選定する。

この他の方法としては、鋼板への有機物の塗布や炭素
含有めっきなどを行った後にN₂＋H₂を主体とするガス雰
囲気で連続焼鈍を行いＣ濃化層を形成してもよい。

次に、本発明の中で最も重要な、表面近傍におけるＣ
濃化層形成の必要性とその効果について、例を挙げなが
ら具体的に説明する。

Ｃ＝0.0027wt％、Si＝0.01wt％、Mn＝0.10wt％、Ｐ＝
0.011wt％、Ｓ＝0.008wt％、Al＝0.041wt％、Ti＝0.027
wt％およびNb＝0.006wt％を含み、その他残部Feおよび
不可避的不純物を含む鋼スラブを、転炉出鋼後RH脱ガス
および連続鋳造法により作製した。該スラブを1200℃に
加熱後、仕上げ温度890℃で熱間圧延し、540℃で巻き取
り熱延コイルとした。酸洗後圧下率75％で冷間圧延を施
し0.8mm厚とした。次いで脱脂後に、含有Ｃ量が種々に
異なる有機物を実験室的に塗布した状態で、３％水素残
り窒素、露点が−35℃の雰囲気中で加熱速度10℃/s、焼
鈍温度800℃、冷却速度30℃/sの条件で連続焼鈍相当の
急速加熱、急速冷却の再結晶焼鈍を施した。この際、均
熱保持時間ならびに塗布された有機物中のＣ量を変える
ことにより、浸炭反応が起こって、鋼中表層部にその濃
度および層の厚みの異なるＣが濃化した層が形成され
る。

該鋼板は、0.8％の調質圧延を施した後、種々の評価
試験に供すとともに、グリムグロー分光分析のスパッタ
リング時間を変えて行くことにより、表層近傍のＣ濃度
および厚さを定量的に調べた。評価は、Ｃの濃化した層
の厚さ並びに該層における平均の濃化Ｃ量にて行った。

第１図は、Ｃ濃化処理後の機械的性質として全伸び
（El）を調べたものである。図には浸炭処理がない場
合、および板厚中心まで浸炭させた場合の結果もあわせ
て示されている。これによると、浸炭層の厚さが100μ
ｍを越えると、Elは急激に低下するが、厚さが100μｍ
以下の場合濃化層のＣ濃度にかかわらずその劣化は小さ
いことが分る。

第２図は化成（リン酸亜鉛）処理における短時間浸漬
処理（15秒）の場合の生成結晶核数を示したものであ
る。処理液の日本パーカーライジング（株）製PB−L308
0を用いディップ法にて行った。通常の化成処理は、約
２分程度の比較的長時間行われ、鋼板表面に生成した結
晶が細かく緻密に生成しているほど、良いとされてい
る。そして、今回の如き短時間処理時の初期化成結晶生
成核数が、化成処理性の成否を律速するとすると考えら
れている。すなわち、初期化成結晶生成核数が少ない
と、処理中に結晶の粗大化や非結晶面の残留（スケ）を
引き起こす。図中で明らかな如く濃化層のＣ濃度が0.00
5％以上で化成処理性は著しく向上する。

第３図は、溶接性の結果を示したものである。同一処
理条件の２枚の鋼板を重ね合わせた上で、スポット溶接
を以下の条件で行ない十字引張強度（CTS）を調べた。

図より、濃化層の厚みが大きいほど、また濃化層中の
Ｃ濃度が高いほど十字引張強度（CTS）は高く良好とな
る。これは、Ｃ濃度層の形成により、熱影響部の軟化が
抑えられたためと考えられる。

第４図は、打ち抜き時に形成されたバリの高さを調べ
た結果である。試験は、鋼板を100mm×100mm長さに切断
後、その中心部を66mmΦの円盤状に打ち抜き、円盤にで
きたバリの平均高さを求めることにより行なわれた。こ
の際、打ち抜き用ポンチとダイスとのクリアランスは、
板厚（0.8mm）の40％であった。図より、Ｃ濃化層の厚
さが0.5μｍ以上であり、かつ濃化層Ｃ濃度が0.005wt％
以上あればバリ高さが30μｍ以下となり、低Ｃ鋼（図中
の板厚中心部まで浸炭させたもの、以下同じ）と同等の
良好な打ち抜き特性を示す。

第５図は、脱脂状態での鋼板の動摩擦係数を調べた結
果である。浸炭処理のない場合、摩擦係数μは0.40と大
きいが、Ｃ濃化層が厚くそこでの濃化Ｃ量が高くなるほ
ど摩擦係数は低下し、好ましい摺動特性となることが分
かる。

以上の結果より、好ましい範囲としてまとめると以下
のようになる。

全伸びEl≧48％（第１図）化成処理における生成結晶核数≧100個/4×10^-6cm²（第
２図）十字引っ張り強度CTS≧400kgf（第３図）打ち抜き時のバリ高さ≦30μｍ（第４図）動摩擦係数≦0.20（第５図）これらの共通範囲をプロットしたのが、第６図であっ
て、Ｃ濃化層厚さが0.5μｍから100μｍの間にあり、か
つＣ濃度≧0.005wt％が本願で得られた望ましい範囲で
ある。この範囲では極低Ｃ鋼特有の良好な機械的性質を
劣化させることなく、従来の問題点を漏れなく解決する
ことができるのである。

さらに、本発明の効果を安定的に得るためには、鋼板
全体に均一に炭素が濃化していることが必要であり濃化
層厚さはその平均値に対して±25％以上を変動しないこ
とが必要である。これについては、実施例で詳しく説明
する。

＜実施例＞次に本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。

（実施例１）表１に示す４種類の極低Ｃ鋼を、転炉溶製後RH脱ガス
と引き続く連続鋳造法で作成した。該スラブを加熱炉に
操入し1230℃に加熱した後、熱間圧延で880℃で仕上
げ、535℃で巻き取り3.2mm厚の熱延コイルとした。次い
で、酸洗後冷間圧延で0.8mm厚の冷延鋼板とした。該冷
延コイルを、連続焼鈍ライン（CAL）で急速加熱、急速
冷却条件で再結晶焼鈍を行う際に、到達温度（780℃）
域において、炉のガス組成および該炉にストリップが滞
留する時間を表２の如く変化させ、生成した浸炭層の厚
さおよびその濃度と、種々の特性との比較を行った。そ
の結果を表３、４に示す。

本発明の範囲の浸炭層が形成された鋼は、良好なEl
（高延性）、高値（良深絞り性）、低YS（良形状凍結
性）を示すばかりでなく、さらには、本発明で問題とし
た、種々の極低Ｃ鋼に起因する問題点をも一気に解決す
ることができるものである。

（実施例２）実施例１に示した鋼No.Bを用い、同一条件で冷延コイ
ルとし、表２の熱処理No.8と同一の連続焼鈍熱処理を施
すに際し、同一温度に加熱された６％CO、３％H₂、0.1
％CO₂残りN₂、露点−25℃の混合ガスを焼鈍均熱保持中
のストリップの幅方向再エッジから1/4幅程度にかけて
吹きつけ、浸炭処理を行った。この際、吹きつけ流量を
変えることにより幅方向中心部とエッジ近傍での蓋炭層
厚みを変化させた。

このストリップより、幅方向中心部およびエッヂ近傍
が含まれるようにして500mmΦの円盤状サンプルを切り
出し、250mmΦの球頭状のポンチで張り出し成形を行っ
た。そして、加工された球面における表面の所定の曲率
からのずれ（リジング高さ）を接触式粗度計で評価し
た。結果を第７図に示す。平均浸炭層厚み70μｍ（平均
炭素濃度0.011％）に対し、25％を越えるＣ濃化層厚み
の変化がある場合には、100μｍ以上のリジングが発生
し、外観状製品としての体裁をなさないが、25％以下で
は良好な表面特性が得られることがわかる。

また、実施例では雰囲気ガスによる浸炭の例を挙げた
が、その他に発明の詳細な説明の項で述べたような有機
物の塗布、さらには炭素を含有するめっきを焼鈍プロセ
スの前に施した後通常の連続焼鈍を施しても、同一の効
果を得ることができる。

ところで、このような極低炭素鋼の短時間熱処理にお
いても、ガスの雰囲気とくにCO濃度や露点によっては、
浸炭反応が起こり得ることが十分に予想される。しかし
ながら、通常広く用いられているHNガス（１−10％H₂ガ
ス残りN₂ガス）においては、CO濃度は無視出来るほど低
く、浸炭が起こったとしても、その浸炭層の厚みは高々
数百Å（0.01μｍ以下）程度であり、本発明鋼の特許性
になんら影響を及ぼすものではない。

＜発明の効果＞以上詳しく述べてきたように、極低Ｃ鋼に適当な厚さ
および濃度の炭素の濃化層を形成させた冷延鋼板は、需
要家で使用時に起こるであろうと予想されるすべての問
題点を無理なく解決できるものであり、その効果は極め
て大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、全伸び（El）に及ぼすＣ濃化層の厚みならび
にＣ濃度の影響を示す図である。第２図は、化成処理性に及ぼすＣ濃化層の厚みならびに
Ｃ濃度の影響を示す図である。評価は、15秒の短時間浸
漬処理の、生成した化成結晶の核密度でなされている。第３図は、スポット溶接性に及ぼすＣ濃化層の厚みなら
びにＣ濃度の影響を示す図である。評価は、十字引張強
度（CTS）でなされている。第４図は、打ち抜き性に及ぼすＣ濃化層の厚みならびに
Ｃ濃度の影響を示す図である。評価は、鋼板（0.8mm
厚）を66mmΦに打ち抜いた時（クリアランス：板厚の20
％）のバリ高さで行われた。第５図は、摺動性に及ぼすＣ濃化層の厚みならびにＣ濃
度の影響を示す図である。評価は、潤滑がない場合の動
摩擦係数測定で行われた。第６図は、第１図から第５図までの結果をまとめた本発
明の範囲を示す図である。第７図は、プレス成形時のリジング高さに及ぼすＣ濃化
層厚み変動の影響を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者平田浩一千葉県千葉市川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者富樫房夫千葉県千葉市川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者阿部英夫千葉県千葉市川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (56)参考文献特開昭63−38556（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−193221（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−74232（ＪＰ，Ａ) 特開昭58−52441（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％以下、Mn:1.
0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Al:0.01
〜0.10wt％およびN:0.005wt％以下を含有し、残部はFe
および不可避的不純物よりなる成分の冷延鋼板原板を、
加熱ゾーン、均熱ゾーンおよび冷却ゾーンを有する連続
焼鈍ラインで再結晶焼鈍するに際し、少なくとも前記均
熱ゾーンの後期から冷却ゾーンにかけて水素ガスおよび
窒素ガスを主成分とする浸炭雰囲気とし、連続焼鈍後の
冷延鋼板の板厚方向での炭素濃度分布が板表層部から0.
5μｍ以上、100μｍ以下の厚さで平均Ｃ濃度が0.005wt
％より大きくなる濃化層が形成され、この濃化層厚さの
面内変動分布がその平均値の±25％以内となるように、
前記浸炭雰囲気中の炭素濃度およびこの浸炭雰囲気中の
滞留時間を変化させることを特徴とする化成処理性、溶
接性、打ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加
工用冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】前記冷延鋼板原板は、さらに、Ti:0.01〜
0.15wt％、Nb:0.001〜0.1wt％およびB:0.0003〜0.01wt
％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する冷延
鋼板である請求項１に記載の化成処理性、溶接性、抜き
打ち性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延鋼
板の製造方法。