WO1988010319A1

WO1988010319A1 - High-strength, cold-rolled steel sheet having high gamma value and process for its production

Info

Publication number: WO1988010319A1
Application number: PCT/JP1988/000640
Authority: WO
Inventors: Koji Kishida; Osamu Akisue
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1987-06-26
Filing date: 1988-06-27
Publication date: 1988-12-29
Also published as: JPS644429A; EP0319590B1; US4961793A; DE3880276T2; DE3880276D1; EP0319590A4; JPH0215609B2; EP0319590A1

Description

明細書高 r 値を有する高強度拎延鋼板及びその製造方法技術分野

最近の泠延鋼板の利用者側からの冷延鋼板に対する特性値上の要求の一つは？令延鋼板の益々の高強度化であると同時に高い加工性を保持していることである。本発明はこれらの要求に応える高 r 値高強度拎延鋼板を提供するものである。背景技術

従来の高 r 値を有した高強度冷延鋼板としては P を添加した A 1キルド鋼板（例えば、特公昭 5 9 - 2 0 7 3 3 ) や P を添加した T iおよび N b含有超極低炭素鋼板（例えば、特公昭 6 0 - 4 7 3 2 8 ) がある。しかしながらこれらの高強度鋼板の引張強さはせいぜぃ 4 0 から 4 5 k g f / m m ² 以下である。従って最近の冷延鋼板に対する新しい要求を満足するものではない。

最近の高加工性冷延鋼板の材質に対する利用者側からの材質に対する益々の高性能化の要求ほ強まるばかりである。即ち、高加工変形を必要とする複雑な形状をした部品が増えてきていることとあわせて、部品の高強度化と鋼板の薄手化による部品の軽量化を図っていく必要性が高くなってきている。' また、鋼板の利用者側での変形加工処理工程を出来る限り少なくして低コスト化を図る必要性も近年とみに増えている。従って、従来の鋼板では到底利用者側の要求を満たすものではない。従来の技術レベル範囲の高 r 値高強度鋼板の引張強さはせいぜぃ 4 5 kgf/mm² 以下である。一般的に鋼板の強度を上げるために各種の強化元素を添加すると強度の上昇と共に r 値は低くなり高強度鋼板では高 r 値は得られないとするのが従来の認識である。

本発明では従采不可能とされていた引張強さ 4 5 kgf/mm² 以上の鋼板においてさえも高い r 値が得られる新規な冷延鋼板とその製造方法を開発したものである。

発明の開示

本発明の高 r 値高強度拎延鋼板は、 C 0.010%以下、 Mn 0.05 ~ 0.5 %、 Si 1.0%以下、 S 0.001〜 0.030 %、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、 Sol .A1 0.005〜 0 · 10%、 Gu 0.8 〜 2.2 % v その他不可避的元素を舍有するものを基本的成分として、これに Ti , Nbの一種または二種を、更には Niを、また更にほ B を含有させることもある。

又、本発明の高 r 値を有する高強度冷延鋼板の製造方法ほ、上記成分組成を有する冷延鋼板に対して第 1 番目の方法が 750 °C以上の温度で再結晶焼鈍し、つづいて 450 〜 7 Q Q °C の温度範囲で 1 分以上の熱処理を施すことを特徵とする高 r 値を有する高強度泠延鋼板の製造方法であり、第 2 番目の方法ほ 750 °C以上の温度で再結晶焼鈍をし、次いで 1 分以内に 450 'C未満の温度まで冷却して製品とし、加工変形後に再び 450 °C以上の温度範囲の熱処理を施すことによってその強度を高強度化しうる冷延鋼板の製造方法であり、第 2 番目の方法に於ける熟処理は、成形加工品の全体に施す場合と、スポット溶接、アーク溶接、部分レーザー照射等による局部加熱の場合を含むものである。

本発明者等は、現在通常に採用されている工業的規模での連続焼鈍方式、即ち加熱带 -均熱蒂 - 1 次冷却蒂 - 過時効処理带 - 2 次冷却帯を有する連続焼鈍方式による高 r 値高強度冷延鋼板の工業的製造方法を検討し、低炭素鋼に種々の元素を単独あるいは複合添加する研究を行った結果、 C 量を低減し且つ G uを添加することによって高い r 値と高強度を同時に達成しうることを新規に知見した。

C 量ほ高強度レベルになっても極めて高い r 値と高い延性を確保するために極力低減させることが必要である。第 1 図は Mn 0.15 % 、 Si 0.02 % 、 S 0.010% , Ρ 0.01 % 、 Ν 0.0020 %、 Sol . Α1 0.03 %、 Cu 1.8% を含む鋼を基本成分とし、 C 量を Q .0015〜 0.0450%の範囲で変化させた鋼を溶製. し、常法に従い熱間圧延および冷間圧延を施し板厚 Q .8 mm の鋼板とした後、 825 °C の温度にて 1 分間保持し、 550 まで 5 °C 秒で冷却し、続いて 55 Q °C で 5 分間熱処理した時の C 量と Γ 値の関係について調べたグラフである。同図から、 C 量が 0.01 %以下の本発明鋼では、 C 量が高い比較鋼に対し r 値が 0.4〜 5 も高く、 C 量を制御することにより極めて高レ、 r 値が確保しうる事が認められる。従って、 C 量としてほ、 0.01 Q %以下にする必要がある。これ以上の C 量になると r 値および延性が下がり本発明の目的が達成されない。特に好ましい C 量は 0.0005〜 0.0030 % である。

次に第 2 図は C 量が 0.01 %以下の鋼の r 値に及ぼす C u量の影響を示した図である。同図より、 Cu量も r 値に寄与していることが認められる。 C uは極低炭素鋼に添加することによつて.、 r 値の高い再結晶集合組織の発達を終えてから析出させて鋼板の強度を高める効果を持つ。第 3 図ほ末発明の第 2 の特徴である Cu量と引張強さの関係を示した図である。 C 0.0025 %、 Mn 0.15 % . Si 0.60 %、 S 0.015%、 P 0。08 % 、 N 0.0025 %、 So 1. A I 0.03 % を含む鋼を基本成分とし、 Cu量を 0〜 2.45% の範囲で添加した鋼を溶製し、常法に従い熱圧延—および令間圧延を施し板厚 ϋ .8mm の鋼板とした後、 850 でで再結晶焼鈍し、続いて 1 次冷却帚で徐拎後、過時劾処理蒂を利用して、 400 および 550 で 3 分間熱処理した鋼板の引張強さにおよぼす C u量の影響を示した図である。図中、曲線（a) は 400 で X 3 分の熱処理をした鋼板、曲線 (b) は 550 で X 3 分の熱処理をした鋼板の引張強さを示す。

C u量の下限を 0.8 % としたのは、 0.8 %未満の G u量では短時間の熱処理では強度が上昇しないのみならず、第 3 図からも明らかなように、 0.8 %未満の G u量ではむしろ r 値の低下を引き起こすためである。一方、 2.2 % を超えると表面品賞が劣ィヒするので、上限は 2.2 % とする。好ましい Cu量は 2 〜 2.0 %である。

P ほ鋼板の強度および耐食性を向上させる元素として有効であるが、その必要がないときほ、 P 量は 0.03 %以下であつてもよい。一方、鋼板の強度および耐食性を向上させる場合には、 0.06〜 0.10 % の P の添加が好ましい。しかし、 0.10% を超えると鋼板の二次加工割れが発生するのでそれを上限とする。

S iは通常、不純物として 0.03 %以下含まれるが、鋼板の強度を上げる元素としてその必要強度レベルに応じて 1.0 %以下、好ましくほ 0.3 〜 1 · 0 %添加するが 1.0 % を超えると熱延時に発生するスケールによって鋼板の表面疵が発生しやすくなるのでその添加量は 1.0 %以下とする。

M nおよび S 量は鋼板の r 値や延性を高めるには低いほうが好ましく、それぞれの上限を 0.5 , 0.030 % とし、好ましくほ、それぞれ、 0.05〜 0.30% 、 0.001 〜 0.010 % とする。 Mn 量があまり低くなりすぎると鋼板の表面疵が発生し易くなるのでその下限を 0.05 % とする。

N は r 値を高め、高延性を得るためには低い方が好ましく 0.0050%以下とする。

T i , N bの一種または二種をそれぞれ 0. 01〜 2 , 0. 005〜 0.2 % の範囲で添加すると C と N はこれらによって固定され鋼板は非時効性の鋼板になる。非時効性鋼板になると時効による延性の低下はなくなり一層の高延性鋼板が得られる。また、 T i , N bの一種または二種の添力 Π は鋼板の r 値をより高いものにする効果がある。

Tiは鋼中の C , 0 , N , S などと反応するので、これらの量と併せ考えねばならないが、これらの元素を固定し、高度のブレス加工性を得るためには Q . Q 1 %以上の添加が必要であり、一方 0.2 % より多くすることはコスト的に不利であ-る。

Nbも鋼中の C , 0 , N などと反応するので、これらの量と併せ考えねばならないが、これらの元素を固定し、高度のブレス加-ェ性を得るためには 0. Q 05 % 以上の添加が必要であり、一方 0 .2 % より多くすることはコスト的に不利である。

N iは鋼板の表面品質を高品位に保ち、熱間脆性を防止するのに有効である。必要に応.じて Q . 1 5〜 0 . 4 5 %の範囲で添加してもよい。、

C u添加鋼の熱間脆性ほ鋼表面に生成したスケールの下に形成される G u濃縮部が、その融点以上に加熱されることによつて液状となり、オーステナイト粒界に浸透することによって引き起.こされる。したがってスラブの熱延段階での熱間脆性を防止するにほ、 G u 濃縮部の融点以下で加熱することが理想であり、 1 0 8 0 °C 以下の加熱が望ましい。しかし、加熱温度の低下は圧延荷重の増加をもたらすため、圧延機の性能によつて必ずしも 1 0 8 0 t以下の加熱は実施できない。この場合には N iの添加が有効である。 N iの添力 B により、上記の C u濃縮部に N iも濃縮され、 G u濃縮部の融点を上げる。 Q . 1 5 %未満の添加ではその効果ほ小さく、一方 0 . 4 5 %を超える N iの添加はコスト的に不利である。

次に B であるが、 B ほ C uと複合添加されることによって鋼の A r ₃ を著しく低下させ-る効果のあることを本発明者等は新親に知見した。本発明鋼の熱延において、圧延終了温度は鐧板の材質を良好に保つ為 A r ₃ 以上であることが必要である。しかるに本発明鋼におレヽては、前述の如く G uの固溶もしくは析出を制御するために C を Q . Q 1 5 %以下としており、従ってその A r ₃ 点は高く、圧延終了温度を高くする必要がある。一方、本凳明鋼板の表面品質を高品位に保っためには加熱温度を低くすることが望ましレヽことは既に述べたとおりであり、低温加熱と高温での圧延終了という製造上の困難がともなう。本発明者らほこの観点から、 C uを添加した極低炭素鋼の A r ₃ におよぼす元素の影響を検討し、 B の添加によって A r ₃ 点が大幅に低下することを知見した。 Q . 0 0 0 1 %未満の添加では A r ₃ 点低下の絶対値が小さいため、下限を 0 . 0 0 0 1 % とする。一方、 0 . 0 0 3 0 % を超える B の添加はコスト的に不利である。なお、この範囲の B の添加は 2 次加工割れ性を向上させる上でも好ましい。

以上述べた T i , N bの一種または二種の添加、 N iの添加および B の添加は単独で添力 Π しても、それらの二種以上を複合添加しても効果を発撣する。

S 0 1 . A 1は A 1キルドを得るために必要な 0 · 0 0 2 〜 0 . 1 0 %の範囲にすればよい。

次に熱間圧延工程では、連続錶造機から直送された高温鐯片または、加熱によって得られた高温錶片を A r ₃ 以上の温度で熱 '間圧延を行う。

熱間圧延後の巻取温度については特に制限ほないが、 5 0 0 〜 6 5 Q t: で巻き取った場合、熱延板中に C uが微細に析出し、これが引き続く冷間圧延後の焼鈍時に再結晶を遅らせる作用をもっため、好ましくは熱延後の巻取温度は 4 5 Q °C 以下もしくは 7 0 0 °C 以上とする。

次に冷間圧延についてであるが、高 r 値を得る為には冷延圧下率は高い方が良い。 5 0 〜 8 5 %の範囲の冷延圧下率であれば本発明の目的に適う。

冷間圧延板の焼鈍は 7 5 0 で以上の温度で連続焼鈍を行い、再結晶させると同時に C uの固溶をはかる。この際、 7 5 0 で未満の温度では再結晶が完了せず、しかも C uの固溶も十分ではない。連続焼鈍後で高 r 値と同時に高強度をもった鋼板にする場合ほ、 7 5 Q °C 以上の温度での再結晶焼鈍後 7 Q 0 〜 4 5 Q °C の温度範囲に冷却し此の温度範囲で 1 分以上の C uの析出処理を施す。第 4 図は 1 . 3 8 % C uを含有した术癸明鐧の引張強さにおよぼす連続焼鈍の過時効処理条件の影響を示す。第 4 図から明らかな如く、熱処理温度が 4 5 0 °C未満の場合には、ェ業的実施の範囲内で時間をかけても、 G uの析出が不十分で強度の上昇が図れないことが分かる。一方、熱処理時間については、 C u の析出量は熱処理時間の増加とともに増大する。术発明者等の実験によれば、熱処理温度が高温の場合には 1 分以下（例えば 0 . 1 分程度）でも C uの析出は起こるが、不十分であり、又、工業的規模の過時効処理帯での滞留時間は最低 1 分程度であるので、この観点から工業的熱処理時間の下限を 1 分としたものである。この方法は連続焼鈍が終わった段階で高 r 値と高強度を同時に兼ね備えた鋼板を製造する方法である。この場合、 7 0 0 でを超える温度でほフェライト中の C uの平衡固溶度が大きいため、大部分の C uは固溶したままで析出せず、一方、 4 5 0 'C未満の温度では C uの拡散が遅くなるため C uの析出が起こらない。

一方、 7 5 Q で以上の温度での再結晶焼鈍後 1 分以内に 4 5 0 .°C未満の温度に f令却し一次製品とし、それに成形加工を施しその加工された製品に 4 5 Q 〜 7 0 Q °C の範囲の熱処理を加え G u を析出させて加工部品の強度を高めることも本発明の方法である。この場合、冷却に 1 分を超える時間がかかると十分な C uの過飽和固溶が得られない。また人 4 5 0 で以上の温度までしか冷却しない場合には、 1 次製品の段階で既にの析出が起こつてしまうため、成形加工時の延性が十分には高くならなレ、。この方法を採用すれば、成形加工時の鋼板の強度は低く軟質でさらに延性も十分に高いので一層複雑な難成形部品の加ェも可能となり、従来の技術では得られなかった高強度部品が得られれるようになる。

この成形加工後に熱処理を施してその強度を高めるが、この熱処理条件は、温度については C uの析出を十分起こさせるために、第 4 図と同様な理由により、 4 5 0 °C 以上が必要である。尚、熱処理時間ほ、熱処理温度が高い場合には、例えば、 Q . 5 秒といった極めて短時間でもよい。尚又、熱処理温度の上限は 7 0 0 でが適当である。

この熱処理ほ、成形加ェ部品全体について行い、全体の強度の増加を図ることもできるし、又局部的に加熱を行って局部的に強度増加を図ることも'出来る。この後者の一例としては、自動車のフレームにブレス成形後、その一部を局部的にバーナー等で加熱することが考えられる。小型トラックのフレームは、前半分はエンジンを積む為荷重がかかり、現在は補強板を溶接する等の対策が取られている。本発明鋼板をこの部品に使えば、荷重のかかる部分のみ強度上昇を図ることが可能となる。又、軸受けは軸受け部分の強度上昇を図るため、加工後部品全体を浸炭焼き入れもしくは窒化処理しているが、本発明鋼板を使えば-部分加熱が可能となり、大幅な生産性の増加が期待される。

図面の簡単な説明

第 1 図は 1 . 8 % C uを含有した冷延鋼板の r 値に及ぼす C 量の影響を示すグラフ、第 2 図は極低炭素冷延鋼板の r 値に及ぼす C u量の影響を示すグラフ、第 3 図ほ極低炭素冷延鋼板の引張強さにおよぼす C u量の影響を過時効処理条件をパラメ一ターとして示すグラフ、第 4 図ほ 1.38% Cuを含有した拎延鋼板の引張強さにおよぼす熱処理条件の影響を示すグラフである。

発明を実施するための最良の形態

実施例 1

第 1 表に示した A〜 T までの鋼片を同表に示す条件で熱延し巻き取り、扳厚 3 · 2 mm の熱延鋼板を得た。その鋼板を 8 mmまで冷間圧延を施した後、同表に示す再結晶焼鈍および C u の析出処理を施した。この鋼板の機械的性質を第 2 表に示す。

表（つづき）

熱"延仕卷取温度連続焼鈍

鋼 Cu Ni B 卜涓度備考） (で min)一（で min)

A 1.88 913 340 本発明錮

B 1.27 905 750 本発明鋼

C 1.68 898 400 800X 2 一 600 X 3 本発明鋼

D 1.19 0.18 911 360 800x 1 - 550 x 5 本発明鋼

E 1.38 _ ― 904 780 本発明鋼

F 1.34· ― 892 400 800X 1 一 550 x 5 比較鋼

o c

G 0.61 ― 907 400 800 X 1 — 550 X 5 比較鋼

X X X X

X X

H 1.24 _ 913 400 700 X 1 - 550 X 5 比.較鋼

I 1.35 0.40 903 330 800 X 1 - 600 X 5 本発明鋼

J 1.42 一 905 - 300 800X 1 一 600 X 5 )1

χ X

- O

1.36 0.21 906 320 800 1 - 600 X 5n i 7/ し 1.38 0.30 860 250 n

M 1.37 0.0004 852 240 j)

N 1.34 0.0006 855 220 800X 1 一議 x 5 ノ /

0 1.42 0.0005 860 300 n

P 1.37 0.25 0.0008 845 280 )}

Q 1.33 0.0003 865 26¾ ))

R 1.39 0.42 0.0006, 85 & 210 800X 1 - 600 X 5 ノ

S 1.37 0.19 0.0009 851 340 //

T 1.36 0.32 0.0010 848 320 800X 1 一 600 X 5 ノノ第 2 表試験材の機械的性質

本発明鋼 Α Ε および I Τ は 4 .5 kgf /mm² を超える高強度でありながら、 r 値は極めて高く従来の鋼にない特徴を有してレヽる。これに対し比較鋼 F ほ C 量が多いため r 値が低く、伸びも低い。比較鋼 G は高い r 値を持つが、 C u量が少ないため再結晶焼鈍に引き続く短時間の熱処理では強度が上らず、目的とする強度に達しない。比較鋼 H は連続焼鈍時の均熱温度が低いため再結晶が完了しておらず、 r 値伸びとも低い。

本発明鋼 A 〜 E および ]: 〜 T はいずれも引張強さが ⁴ 5 k § f / m m ² を超える高強度でありながら、 r 値は極めて高く従来の鋼にない特徴を有している。しかし、このような優れた特性を有するためにほオーステナイト单相域（A r ₃点以上の温度）で圧延を終了し、圧延後の.拎却過程でオーステナイト相からフェライト相に変態させることにより、結晶方位のランダムなフェライト粒とすることが必要である。しかるに、これらの本発明鋼の A r ₃ 点は高く、従って第 1 表に示すように熱延仕上温度は高くしている。しかし、 G u添加起因する熱間脆性を回避するにほ、熱延加熱温度は低いほど望ましいことは既に述べた通りであり、低温加熱でかつ高温圧延終了という製造上の困難がある。この問題点を解決する手段として本発明鋼 M 〜 T には B を複合添加した。 G u 含有鋼に微量の B を複合添加することにより、 A r ₃点が大幅に低下するという本発明者らの新たな知見に基づき、本発鋼 M〜 T においてほ熱延仕上温度を第 1 表に示す如く大幅に低くした。これらの鋼板の機械的性質は第 2 表に示す如く、 B を添加しレヽない本発明鋼 A のそれらと同様優れている。 ,

実施例 2 - 第 3 表に示す組成の鋼 1 および 2 を同表に示す条件で熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍をし、板厚 1 . 2 m ra の拎延鐧板を得た。これらの鋼板をブレス加工及び溶接により圧力容器に成形加工した。圧力容器に成形加工後、サンブルを切り出した。切り出したサンブルの板厚歪は約 1 4 % であった。このサンブルのままでの引張強さおよび 6 3 0 でで 5 分間の熱処理（圧力容器の応力除去焼鈍に相当する）後の引張強さを第 4 表に示す。同表中の強度上昇量 A T Sは、ブレス成形および熱処理後の引張強さから成形前の？令延鋼板の引張強さを引いた値である。比較鋼は加工後の熱処理により大幅に軟ィヒしているのに対し、本発明鋼ほ加工後の熱処理により更なる強度上昇が達成されている。

第 3表試験村の化学組成 (wt¾) と熱延、冶延、連続焼鈍条件および機械的性質

果 4 表

ブレス加工後引張強さ熱処理後の引張強さ 3S 反上升直鋼 (kgf/mm²) (kgf/ram²) 厶 TS (kgf/mm²)

1 49.1 5B .3 . 17.9

2 51.4 40.2 -1.1 産業上の利用可能性 .

以上詳述したように本発明によって、高い生産性をもつ連続焼鈍プロセスで高い： r 値をもった引張強さ 4 5 〜 7 5 kgf/mm² の高強度冷延鋼板の製造が初めて可能となるものである。

Claims

C 0.010%以下、 n 0.05 〜 0.5 %、 Si 1.0%以下、 S 0.001 〜 0.030 %、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、 Sol . AL 0.005〜 0.一一一 ια1青0%、 Cu 0.8~ 2.2 % を含有し、残部 Fe および不可避的元素からなり、主として再結晶フライト单相組織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度の

冷延鋼板。

C 0.010%以下、 Mn 0.05 〜 0 , 5 %、 Si 1.0%以下、 S 0.001 〜 0.030 %、 P 0.10 %以下囲、 N 0.0050 %以下、 Sol .Al 0.005〜 0.10%、 Cu 0.8 ~ 2.2 % にカロえて Tiまたは Nbの一種もしくは二種をそれぞれ 0。 01〜 0.2 %、 0.005 ~ 0.2 % の範囲で含有し、残部及び不可避的元素からなり、主として再結晶フライト単相組織からなることを特徵とする高 r値を有する高強度拎延鋼板。

C 0.010%以下、 Mn 0.05 ~ 0.5 %、 S i 1 , 0%以下、 S 0.001 〜 0.030 %、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、

S 0 L . A 1 0.005〜 0.10% 、 C u 0.8 ~ 2.2 %、 N i 0.15 〜 0.45 % を含有し、残部 F eおよび不可避的元素からなり、主として再結晶フライ卜単相組織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板。

C 0.010 %以下、 n 0.05 〜 0.5 % 、 S i 1.0 %以下、 S 0 .001~ 0.030 % 、 P 0 . 10 %以下、 0.0050 %以下、 Sol . A1 ϋ · 005〜 0.10% 、 Cu 0.8〜 2.2 % B 0.0001 〜 0.0030 % を舍有し、残部 F eおよび不可避的元素からなり、主として再結晶フェライト単相組織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板。

C 0.010%以下、 Mn 0.05 〜 0.5 % 、 Si 1.0%以下、 S 0.001 〜 0.030 %、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、 So 1. A 1 0.005〜 0.10% 、 Cu 0 · 8〜 2.2 %、 N i 0.15 〜 0.45 % に力 Πえて T iまたは N bの一種もしくは二種をそれぞれ 0.01 〜 0.2. % 、 0.005〜 0.2% の範囲で含有し、残部 Fe及び不可避的元素からなり、主として再結晶フライ卜单相組緘織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板。

C 0. Q1Q%以下、 Mn 0.05 〜 0.5 % 、 Si 1.0%以下、 S 0.001 〜 G3Q % 、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、 S 01. A 1 0.005〜 0.10% 、 C u 0.8 ~ 2.2 % 、 B 0.0001 〜 0.0030 % に加えて T iまたは N bの一種もしくは二種をそれぞれ 0.01〜 2 % 、 0.005〜 0 · 2 %の範囲で含有し、残部 F e 及び不可避的元素からなり、主として再結晶フライト単相組織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板。

C 0.010%以下、 Mn 0.05 〜 0.5 % 、 Si 1.0%以下、 S 0.001 〜 Q .03D % 、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、 S 01. A 1 0.005〜 0.10% 、 Cu 0.8 ~ 2.2 % 、 N i 0.15 〜 0.45 % 、 B 0.0001 〜 0.0030% を含有し、残部 Fe及び不可避的元素からなり、主として再結晶フライト単相組織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板。

C 0.010%以下、 Mn 0.05 〜 0.5 % 、 Si 1.0%以下、 S 0.001 〜 Q . Q3Q % 、 P 0.10 %以下、 N 0.0050 %以下、 Sol . Al 0.005〜 0.10%、 Cu 0.8 ~ 2.2 %、 N i 0..15 ~ 0.45 %、 B 0.0001 〜 0.0030% に加えて Tiまたは Nbの一種もしくほ二種をそれぞれ 0.01〜 0.2 %、 0。 005〜 0.2% の範囲で含有し、残部 F e及び不可避的元素からなり、主として再結晶フライト单相組織からなることを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板。 .

請求の範囲第 1 項から第 8 項記載の成分組成を有する鐧を、 Ar₃ 点以上の温度で熱間圧延してコイルとなし、次いで冷間圧延を施し、得られた冷延鋼带を 750 以上の温度で再結晶焼鈍し、続いて 450 〜 700 での温度範囲で 1 分以上の熱処理を施すことを特徴とする高 r 値を有する高強度冷延鋼板の製造方法。

請求の範囲第 1 項から第 8 項記載の成分組成を有する綱を、 A r ₃ 点以上の温度で熱間圧延してコイルとなし、次いで冷間圧延を施し、得られた冷延鋼帯を 75 Q t以上の温度で再結晶焼鈍をし、次いで 1 分以内に 45 Q °C未満の温度まで冷却して製 ·τ¾ とし、加工変形後に再び 450 以上の温度範囲の熱処理を施すことによってその強度を高強度化しうる冷延鐧板の製造方法。

熱処理を、変形加工品全体に施す、請求の範囲第 10項の方法。

熱処理が、変形加ェ品の部分的加熱である、請求の範囲第 10項の方法。