JPS6017051A - 高延性高加工性冷延鋼板並びにその製造法 - 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】 この発明は、グラファイト相を有することによって延性
及び加工性が改善された冷延鋼板、並びにその製造法に
関するものである。

一般に、小物容器１乗用車等の車輛部品、針金。

ボルト等に適用される低炭素鋼は、フェライト相を主体
とし、これにセメンタイト又はパーライト相の混在した
組織を有しているのが普通であり、その使用にあたって
はプレス加工、深絞り加工。

或いは冷間引抜き等のような種々の加工を施されること
が多いものであった。

このようなことから、従来、低炭素鋼の加工性をより一
層向上させることを目指しだ様々な研究が続けられて来
ており、例えば、「鋼中介在物を減少させることで、Ｓ
含有量を従来の０００２％程度（以下、成分割合を表わ
す係は重量％とする）から０．０１％程度に丑で低減す
ると、ＡＭ系介在物が減少１−で圧延直角方向の伸びが
改善される」等の加工性改善につながる有力な報告もな
され、実操業に取り入れられて良好な成果が得られてい
る。

また一方では、鋼中に存在するセメンタイトも低炭素鋼
の加工性を阻害する要因であることが知られるようにな
ったが、これを少なくすると鋼の強度低下やコスト上昇
を招くなどの好ましくない結果がもたらされることから
、セメンタイトの量そのものを減少させるのではなく、
その分散状態や形状を変え、これによって延性及び加工
性の向上を図ろうとするのがその後の研究が目指す方向
であった。

しかしながら、上述のように、Ｓ含有量を低減したり、
セメンタイトの分散状態や形状に工夫を凝らした研究が
続けられてきたにもかかわらず、未だ延性と加工性を十
分に満足できる低炭素鋼材、特にこれらの特性と強度と
のバランスのとれた鋼材を実現できないでいるのが現状
であった。

本発明者等は、上述のような観点から、格別に面倒な工
程や装置を要することなく、かつ必要な強度を確保しつ
つ延性並びに加工性の一段と向上した低炭素冷延鋼板を
製造すべく、まず、主として低炭素冷延鋼板の加工性向
上手段を追求するという基礎的研究の過程において、 ■　硬くて脆い性質を有するが故に塑性加工時にゲイト
な発生させやすく、加工性低下の原因となっているセメ
ンタイトが存在する限り、その分布状態や形状を変化さ
せる手段を講じたとしても、実操業においてもたらされ
る鋼板の加工性向上効果には越えることのできない限界
がある、■　従って、低炭素鋼板の加工性を飛躍的に向
上せしめるためにはセメンタイト相自身の消滅を図る必
要がある、 ■　セメンタイト相を消滅させるには、セメンタイトを
構成するＣ成分をグラファイトとしてそのまま析出せし
めることが、実操業上最も可能性の高い方法である、 ■　セメンタイト相に代ってグラファイト相を有する組
織の低炭素鋼板であれば、グラファイト５　− はセメンタイトに比べて軟かく、かっ展伸性に富むだめ
、塑性加工を施すと容易に変形し、ボイドな発生するこ
ともないという特性が発揮されるのではないか、 との推論を立て得るに至ったのである。

しかし、従来、低炭素鋼においてグラファイト相を形成
させる条件及び方法に関する報告はどこを探しても存在
しておらず、従って本発明者等は、グラファイト相を有
する低炭素鋼を工業的規模で生産し得る手段を模索し、
研究を重ねだ結果、（ａ）例え、Ｃ含有量の少ない低炭
素鋼であってもＰ及びＳの含有量を極力少なくするとグ
ラファイト相の形成が極めて容易になること、（ｂ）　
このような低Ｐ低Ｓの低炭素鋼において、更に、鋼中の
Ｍｎ含有量をも制限すれば、グラファイト相の形成が一
層容易になること、 （Ｃ）　このように、低炭素鋼中のＰ及びＳ含有量を共
に少なくしてそのＰ（イ）×Ｓ＠）の値を制限し、かつ
Ｍｎ含有量をも制限すれば、工業的に採用し得る生産工
程にてα鉄中の第２相がセメンタイトか＝　６− らグラファイトに十分変化すること、 （ｄ）　そして、このようなセメンタイト相に代ってグ
ラファイト相を有する低炭素鋼は、伸び値等で代表され
る延性が極めて良好で優れた加工性を示すものであシ、
また第２相たるグラファイト相の分散状態を適当にコン
トロールすると、材料の不均一性が減じ、より高い延性
が得られるようになること、 （ｅ）　また、上述のようなグラファイト相が存在する
高延性鋼板では、これを希望の形状に加工してそのまま
使用できることはもちろんのこと、高い強度が要求され
る場合は加工後高温に加熱し、焼入れ焼もどし処理等の
熱処理を施すと、グラファイト相が消失し、そのＣはマ
ルテンサイトやベイナイト、或いはパーライトとして鋼
板を著しく強化させる役を果たすこと。即ち、グラファ
イト相を有する低炭素鋼板は、深絞り加工、張り出し加
工２曲げ加工、穴拡げ加工、切削、切断、打抜き加工等
に供されて良好な加工性を示すが、加工後の熱処理によ
りＣ（炭素）の存在状態を変化させ、強度を十分に向上
させて使用することも可能であること、 （ｆ）　グラファイト相を有する冷延鋼板の製造に　−
あたっては、Ｐ、Ｓ及びＭｎ含有量を所定値以下に成分
管理された低炭素鋼を熱延し、冷延した後、６００℃前
後の温度で７時間以上の焼鈍するのみで十分な成果をあ
げることができ、しかも冷間圧延の際に圧下率：３０％
以上の圧下を加えれば、その後の焼鈍と相俟ってｒ値向
上に好ましい再結晶集合組織を発達させる一方で黒鉛の
形成を容易となし、その結果加工性の一層良好な低炭素
冷延鋼板を実現できること、 以上（ａ）〜（ｆ）に示される如き知見を得だのである
。

もつとも、低炭素鋼においてＰ及びＳを特定値以下に制
限することがグラファイト相形成促進に寄与する理由は
未だ明白ではないが、グラファイト相がα鉄組織中の欠
陥等に存在する空隙に発生するという事実からみて、Ｐ
及びＳを制限するとグラファイト相形成が促進されるの
は、Ｐ及びＳ量が多いとフェライト、セメンタイト組織
の熱延板を冷間圧延した際形成された空隙にｐ、ｓ原子
が集ってこれを埋めてしまい、グラファイト析出が阻ま
れてしまうのに対して、Ｐ及びＳ量が少ないとこれら空
隙は極めて安定となり、グラファイト相析出の場所が十
分に確保されるためであると推測することができる。

いずれにしろ、この発明は上記知見に基づいてなされた
ものであり、その第１発明は、冷延鋼板を、 Ｃ：０．０１５〜０１４０％。

Ｍｎ：０．３０％以下、　ｓｏｔ、　ＡＱ　：　０．０
２〜０．３０％。

Ｎ：０．００６％以下。

Ｐ　：　０．０　］、　Ｏ％以下、Ｓ：０．０１０％以
下。

を含有するとともに、式 ％式％ を満足し、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残シ。

から成る成分組成に構成せしめるとともに、フェライト
相とグラファイト相とを主体とした組織を有せしめるこ
とによって、優れた延性及び加工性　９− を付力した点に特徴を有するものであり、まだ第２発明
は、 Ｃ：０．０１５〜０．１４０％。

Ｍｎ：　０．３０％以下、ｓｏｌ、、ＡＱ：　０．０２
〜０．３０％。

Ｎ：０．００６係以下。

Ｐ：０．０１０チ以下、　Ｓ：０．０１０％以下。

を含有するとともに、式 ％式％ を満足し、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残９゜から成る成分組
成の鋼を熱間圧延した後、圧下率：３０％以上の冷間圧
延を施し、次いで５００〜７５０℃の温度にて７時間以
上焼鈍することによシ、フェライト相とグラファイト相
とを主体とした組織を有する延性及び加工性に優れた冷
延鋼板を得る点に特徴を有するものである。

ここで、フェライト相とグラファイト相とを主体とした
組織とは、従来のフェライト相とセメンタイト相より成
る組織とは違って、フェライト相とグラファイト相、或
いは場合によシ更に未分解１０− のセメンタイト相が加わって成り、かつグラファイトの
体積がセメンタイトの体積より多く存在するものを意味
するものであり、これは鋼板をピクリン酸でエツチング
して光学顕微鏡で観察すれば、グラファイトは黒塗シで
、一方セメンタイトは黒縁数シの白抜きで観察されるの
で容易に判定できるものである。

なお、この発明の冷延鋼板の製造方法において、上記の
ように成分管理された鋼を熱間圧延する際にその巻取温
度を従来よりも低温の５００℃以下とし、次いで冷間圧
延と長時間の焼鈍を施すと、グラファイト相形成が更に
容易となる上、形成されるグラファイト相が細かく多数
に分散することとなシ、よシ高い延性を有する鋼板が得
られる。

第１図は、熱間圧延、冷間圧延、及び焼鈍を行って得ら
れる冷延鋼板のミクロ組織写真図であり、第１図（ａ）
は本発明成分組成鋼を熱間圧延し巻取温度二’７００℃
で巻取ったもの、第１図（ｂ）は同じく４５０℃で巻取
ったものであって、いずれもその後冷間圧延し、７００
℃にて８時間の箱焼鈍を行つた場合の組織を示している
。まだ、第１図（Ｃ）は参考までに示したところの、従
来成分組成を有するフェライトとセメンタイトよシ成る
冷延鋼板の組織である。

第１図（ａ）と第３８図（ｂ）を比較すると、低温巻取
材である第１図（ｂ）で示される冷延鋼板の方が、グラ
ファイトが細かく分散していることがわかる。

次いで、この発明において、鋼の化学成分割合及び冷延
鋼板の製造条件を前記の如く数値限定した理由を説明す
る。

Ａ、鋼の化学成分 ａ）　Ｃ Ｃ成分は、グラファイト相を形成して鋼の延性及び加工
性を向上させるために所定量以上含有させる必要のある
元素であるが、その含有量が０、０１５％未満であると
、グラファイトの形成は可能ではあるがそのために多大
の時間を必要とすることとなって工業生産上不適当であ
り、一方ｏ、　１ｉｒ　ｏ％を越えて含有させるとグラ
ファイトの形成はより容易とはなるがｒ値の低下を来だ
し、この意味から加工性を低下することとなるので、Ｃ
含有量を０．０１５〜０．１４０　％と定めた。

ｂ）　Ｍｎ Ｍｎは、グラファイト相の形成を阻害する元素であるの
で少なければ少ないほど良い結果が得られるものである
。そして、特にその含有量が０．３０チを越えるとグラ
ファイトの形成に困難を来たすようになることから、Ｍ
ｎ含有量を０．３０％以下と定めだ。

ｃ）　ｓｏｔ−Ｍ ｓａｔ、Ａｌｌ成分には、鋼を清浄にしてグラファイト
を形成しやすくし、かつＮと結合してｒ値を向上させる
作用があるが、その含有量が０．０２％未満ではＮと結
合する量が少なすぎてｒ値向上作用に所望の効果が得ら
れず、他方０．３０％を越えて含有させると鋼の溶製が
困難となることから、　ｓｏＬ、ＡＱＣ含有量０，０２
〜０．３０％と定めた。

ｄ）Ｎ Ｎ成分には、ＡＡと結合して鋼板のｒ値を向上させる作
用があるので、高ｒ値の鋼板を得るために１３− はＮ量は多い方が好ましいが、０．００６％を越えて含
有させるとＡＩＨの量が増え、伸びを低下するようにな
ることから、Ｎ含有量をＯ，ＯＯ６％以下と定めた。

ｅ）Ｐ、及びＳ Ｐ及びＳの両者とも１通常鋼のように０．０１％前後の
量で含まれていると、工業的製造手段で得られる鋼板の
組織はフェライトとセメンタイト（或いはパーライト）
を主とするものとなシ、グラファイトの析出は起らない
。しかしながら、それぞれをｏ、　ｏ　１ｏ　％以下の
含有量とし、かつＰ含有量（４）とＳ含有量（イ）の積
を１０×１０　以下にすれば、工業的な鋼板製造手段に
よってもグラファイトの析出が可能になることから、Ｐ
及びＳの含有量をそれぞれ０．０１０％以下とし、かつ
、式Ｐ（イ）×Ｓ（イ）くｌ０ＸＩＯ− を満足する値に限定した。

なお、前述のように、Ｐ及びＳ原子がグラファイト析出
を阻害する理由は明らかでないが、グラファイトはフェ
ライト組織の粒界など空隙部に形１４− 成されることから、Ｐ及びＳ原子が多量に存在するとグ
ラファイトが析出する前にそのような空隙部がｐ、Ｓ原
子によって埋められてしまい、グラファイト析出が抑制
されるためと思われる。そして、Ｐ及びＳ含有量が各々
０．０１０％を越えるか、或いはＰ（イ）×ｓ（イ）の
値が１０　Ｘ　１０””を越えるど、グラファイト析出
が極めて困難となるのである。

Ｂ、冷延鋼板の製造条件 本発明の高延性高加工性の冷延鋼板を工業的にかつ効率
良く製造するには、鋼を溶製後、熱間圧延、冷間圧延、
及び焼鈍を順次行う方法が有利である。

熱間圧延は、冷間圧延に適した厚みにまで薄くする目的
で行われ、この時の条件はグラファイト析出の有無にそ
れほど大きな影響を与えないが、グラファイトの析出分
布とｒ値には相当な影響を与える。即ち、その巻取シ温
度が通常行われる５５０〜７５０℃ではグラファイトは
粗に、かつ不均一に析出し、またｒ値は、Ｃ量が０．１
０　％以下の場合には］−８４〜２，３に変動する。し
かし々がら、巻取温度が５００℃以下に制御されている
と、グラファイトは均一に、かつ細かく分散することと
なり、またｒ値も１．８〜２．３に高くなるとともに安
定化する。

従って、熱延巻取温度は５００℃以下とすることが望ま
しい。

なお、熱間圧延前の工程は、加工性にそれほど大きな影
響を与えないので、溶鋼から直接熱間圧延し、ても良い
し、また省エネルギーの観点からスラブの加熱温度を低
下しても良い。

熱間圧延で付着したスケールは、通常、冷間圧延の前に
除去される。

冷間圧延の圧下率が３０％未満であると冷間圧延集合組
織の発達が十分でなく、後に行なわれる焼鈍工程におい
ても好ましいｒ値を呈する再結晶集合組織を発達させる
ことが困難となる。また、熱延板中に存在するセメンタ
イトな冷間圧延によシ破砕して黒鉛形成のための空隙を
つくるためにも冷間圧延は必要である。これがないと黒
鉛化に多大な時間を要し、工業的ではなくなる。従って
冷間圧延の圧下率を３０％以上と定めた。

冷間圧延後、得られた鋼板は、必要に応じて適当な脱脂
処理等を施されてから焼鈍されるが、この焼鈍には２つ
の目的がある。１つはｒ直向−ヒに好ましい再結晶集合
組織を発達させることであり、いま１つはセメンタイト
相に代えてグラファイト相を形成させることである。

焼鈍温度が５００℃未満ではグラファイト析出に多大な
時間を要して工業的ではなく、一方該温度が７５０℃を
越えると焼鈍エネルギーがよけいにかかるだけでグラフ
ァイト析出に有効でないことから、焼鈍温度を５００〜
７５０℃と定めた。

なお、前述したように、この焼鈍によってグラファイト
相の形成とフェライトの再結晶集合組織形成の両方を行
うので、それらをよシ効率良く達成するため２段階焼鈍
を実施するのが好ましい。

即ち、グラファイト相形成には低温焼鈍が、集合組織形
成には高温焼鈍が望ましいので、例えば、一旦７３０℃
で焼鈍した後、その冷却過程において６００℃で７時間
以上の保持を行ってグラファー１フー イトの析出を図るようにすることが推奨される。

またｒ値向上に好ましい再結晶集合組織の発達と、グラ
ファイトの析出の両方を同時に行わせるには、６５０℃
前後で７時間以上保持するのが望ましい。

そして、焼鈍処理における保持時間は、ｒ値向上に好ま
しい再結晶集合組織を発達させるだけであるならば１時
間程度で十分であるが、７時間未満ではセメンタイトが
分解してグラファイトを析出するのに不十分であること
から、前記保持時間を７時間以上と定めた。なお、焼鈍
の加熱速度は遅い方が望ましい。

以上の操作を実施するには、連続焼鈍よりも箱焼鈍の方
が望ましい。

焼鈍を行った冷延鋼板は、一般に、１．０％前後の伸び
率の調質圧延を施され、表面粗度調整、平坦度調整及び
機械的性質調整がなされてから製品とされるのが普通で
ある。

次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら説
明する。

実施例　ｌ １８− まず、Ｃ：　０．０５〜０．０６　％、　Ｍｎ：　０．
１０〜０，１５チ、ｓｏＬ、ＡＱ：　Ｏ，Ｏ’ｉ’〜０
０９係、　Ｎ　：０、００３０〜０．００４５％を含有
し、Ｐ及びＳがそれぞれ０．　ＯＯＯ２〜Ｏ］、５チと
Ｏ，ＯＯＯ２〜００３５％に変動した鋼を常法にて溶製
し、スラブ加熱温度：　］、　２００℃、仕上温度＝８
５０℃。

巻取温度：４５０℃の条件にて３．０　Ｍ厚に熱間圧延
し、酸洗した後、０８朋厚にまで７３チの圧下率で冷間
圧延を施した。

得られた各冷延鋼板を脱脂した後、６５０℃で１０時間
の箱焼鈍を行い、伸び率：］、Ｏ％の調質圧延を施して
から、引張試験とミクロ組織観察とを行った。この結果
を第１図に示す。

第１図において、ｅ印はフェライト相とグラファイト相
を主体とする組織になったもの、○印はフェライト相と
セメンタイト相を主体とする組織になったもの、Ｃ印は
フェライトの他にセメンタイトとグラファイトとがほぼ
同量分布していたものを示し、また、引張試験における
伸び値は、寮印が４８チ以上を、Φ印が４６％以上を、
そしてＯ印が４６５６未満をそれぞれ示すものである。

第１図に示される結果からも明らかなように、鋼中のＰ
及びＳ含有量を本発明範囲内に制限した場合にはじめて
フェライト相とグラファイト相とを主体とした組織を得
ることができ、伸びが従来鋼より良好になることがわか
る。

実施例　２ Ｃ：　０．０　’７　％、　Ｍｎ：　０．１０　％、ｓ
ｏ７！、、Ａｇ：　０．０８５％、Ｎ：０．００２１％
、Ｐ：Ｏ，０Ｏ１０％、Ｓ：０、　ＯＯ１０％、ｐ（％
）ｘ　Ｓ（％）−１Ｘ　１　ｏ−６（％）２．　Ｆｅ及
びその他の不可避不純物：残り、から成る成分組成の鋼
を溶製し、スラブ加熱温度：１１５０℃。

仕上温度：８３０℃１巻取温度：３５０℃にて２．８Ｂ
厚に熱間圧延した。

酸洗後、これを０．　’７　ｍｍ厚にまで７５チの圧下
率で冷延し、続いて６５０℃で１時間〜１９時間均熱の
焼鈍を行い、次いで１．０％の伸び率で調質圧延を施し
た後、引張試験とミクロ組織の観察を行　１、つた。

このようにして得られた引張試験の伸び値と焼鈍条件と
の関係を第２図に示す。

第２図に示される結果からも、加熱保持時間を１時間以
上にすると良好な伸び値を達成できることがわかり、ま
た、第２図中、・印はフェライト相とグラファイト相を
主体とする組織になったもの、Ｏ印はフェライト相とセ
メンタイト相を主体とする組織になったもの、Ｃ印はフ
ェライトの他にセメンタイトとグラファイトとがほぼ同
量分布していたものであるが、フェライト・グラファイ
ト組織になることで延性向上が実現されることも明白で
ある。

実施例　３ まず、第１表に示される如き化学成分組成の鋼を溶製し
、スラブ加熱温度：１１５０℃、仕上温度：８３０〜８
９０℃１巻取温度：第２表に示す通り、の条件にて熱間
圧延し、２．８　ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。

次いで、得られた各鋼板を酸洗し、スケールを除去した
後、実施例２と同様、０．７朋厚まで冷間圧延し、続い
て第２表に示される均熱条件で箱焼２１− 鈍を行い、更に１０％の伸び率で調質圧延を行ってから
、引張試験とミクロ組織観察を行った。っこの結果を第
２表に併せて示しだ。

第２表に示される結果からも、試験番号］〜１１で示さ
れる方法によって得られる本発明冷延鋼板はフェライト
相とグラファイト相を主体とする組織を呈していて、伸
びが良好でかつｒ値の高いことが明らかである。即ち、
引張強さ：３０ｋｇｆ／ｍｙＡ前後の鋼においては、伸
びが５０チ以上。

ｒ値が１．５以上を示しておシ、引張強さ：３３ｋｇｆ
／ｍｒＡ前後のＣ量の多い鋼においては、伸びが４７％
以上、ｒ値が１４以上を示している。

これらの鋼板を、それぞれがフェライト相とセメンタイ
ト相を有する組織を呈している試験番号１５及び１６で
示される方法で得られた鋼板と比較すると、伸びが非常
に良好であることが明瞭である。

これに対して、試験番号１２で得られた比較鋼板はＣ量
が、試験番号１３で得られた比較鋼板はＭｎ量がそれぞ
れ本発明範囲から外れているのでダ２２− ラファイトが形成されず、伸びが低い値を示しているこ
とがわかる。また、試験番号１４で得られた比較鋼板は
Ｎ量が高いため、一部グラファイトも形成されてはいる
が伸びの低いことがわかる。

そして、試験番号１５及び１６で得られた比較鋼板は、
Ｐ及びＳ量が本発明よりも多いためにグラファイトの形
成がなく、伸びが低くなっている。

試験番号１７で得られた鋼板は、Ｃ量が本発明範囲より
多いためｒ値が低く、かつグラファイトを形成している
にもかかわらず伸びのレベルが低くなっている。

実施例　４ 第２表における試験番号６及び１６で得られた鋼板につ
いて、打抜き穴による穴拡げ性試験、及びエリクセン試
験、及び比重測定を行った。この結果を第３表に示す。

第３表に示される結果からも、本発明鋼板（試験番号６
で得られた鋼板）は従来の鋼板（試験番号１６で得られ
た鋼板）よりも打抜き端面の形状が良好なために穴拡げ
性が良好で、また張り出し性が良いためにエリクセン値
が高く、加工用鋼板として優れた特性を有していること
が明らかである。

第　３　表 また、比重はわずかではあるが本発明鋼板の方が従来鋼
板より低く、近年の軽量化の要求に見合うものであるこ
とがわかる。

上述のように、この発明によれば、必要な強度を備えな
がら延性並びに加工性の極めて優れた鋼板を比較的安価
に得ることができるなど、工業上有用な効果がもたらさ
れるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は焼鈍後の冷延鋼板のミクロ組織写真図であり、
第１図（ａ）は本発明鋼を７００℃で巻取ったもの、第
１図（ｂ）は本発明鋼を４５０℃で巻取ったもの、第１
図（ｃ）　ｌｄ従来鋼のものをそれぞれ示しておシ、第
２図は冷延鋼板のＰ及びＳ含有量とミクロ組織及び伸び
との関係を示したプロット図、第３図は冷延鋼板の焼鈍
均熱時間と伸びとの関係を示したプロット図である。 出願人　住友金属工業株式会社 代理人　富　１）　和　夫　ほか１名 ２７一

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合で、 Ｃ：０．０１５〜０．１４０％。 Ｍｎ：０．３０係以下。 ｓｏｔｏＭ：　０．０２〜０．３０　％。 Ｎ：０．００６係以下。 Ｐ：０．０１０％以下。 Ｓ：Ｏ，０１０％以下 を含有するとともに、式 ％式％ を満足し、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り。 から成り、かつフェライト相とダラ７アイト相とを主体
   とした組織を有していることを特徴とする、延性及び加
   工性に優れた冷延鋼板。
2. （２）重量割合で、 Ｃ：Ｏ，Ｏ］５〜０．１４０チ。 Ｍｎ：　０．３０％以下。 ｓｏｂ、　ＡＱ：　０．０２〜０．３０％。 Ｎ：０．００６％以下。 Ｐ：０．０１０％以下。 Ｓ：０．０１０％以下 を含有するとともに、式 ％式％ を満足し、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残シ。 から成る成分組成の鋼を熱間圧延した後、圧下率：３０
   係以上の冷間圧延を施し、次いで５００〜７５０℃の温
   度にて７時間以上焼鈍することを特徴とする、フェライ
   ト相とグラファイト相とを主体とした組織を有する延性
   及び加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
3. （３）熱間圧延の際の巻取り温度を５００℃以下とする
   、特許請求の範囲第２項に記載のフェライト相とグラフ
   ァイト相とを主体とした組織を有する延性及び加工性に
   優れた冷延鋼板の製造方法。