(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で
Ｃ  ：０．０１０〜０．０６％
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．７〜２．３％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトと、マルテンサイトを含む第２相からなり、前記フェライトの平均粒径が相当円直径で２〜６μm であり、組織中の第２相の割合が面積率で２０％以下であり、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合が５０％以上である、加工性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載した冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１に記載した冷延鋼板を母材とし、その表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載した化学成分を有する冷延鋼板をフェライト＋オーステナイトの２相共存温度域内の焼鈍温度まで加熱して再結晶焼鈍した後、冷却する冷延鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍温度への加熱の際に５００〜７００℃の温度範囲を１０℃/sec以上の昇温速度で加熱し、
前記焼鈍温度から５００℃までの温度域を１〜１０℃/secの冷却速度で冷却する、加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１に記載した化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにてフェライト＋オーステナイトの２相共存温度域内の焼鈍温度まで加熱して再結晶焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後冷却する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍温度への加熱の際に５００〜７００℃の温度範囲を１０℃/sec以上の昇温速度で加熱し、
前記焼鈍温度からめっき温度までを１〜１０℃/secの冷却速度で冷却する、加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１に記載した化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにてフェライト＋オーステナイトの２相共存温度域内の焼鈍温度まで加熱して再結晶焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに合金化処理を施し、その後冷却する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍温度への加熱の際に５００〜７００℃の温度範囲を１０℃/sec以上の昇温速度で加熱し、
前記焼鈍温度からめっき温度までを１〜１０℃/secの冷却速度で冷却し、
前記合金化処理を施した後、１０℃/sec以上の冷却速度で冷却する、加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、加工性に優れた冷延焼鈍鋼板およびその鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）並びにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用鋼板等として、プレス加工性を備えた冷延鋼板やその鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、特に区別することなく単に溶融亜鉛めっき鋼板という場合は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものとする。）が用いられている。溶融亜鉛めっきを施すのは、鋼板の耐食性を向上させるためであり、合金化処理を施すのは亜鉛めっき層の密着性を向上させるためである。
【０００３】
前記冷延鋼板（製品としての冷延鋼板）は、熱延板を冷間加工した後、その鋼板（焼鈍前の冷延鋼板）に再結晶焼鈍を施したものであり、プレス加工性を確保するため、必須組織としてフェライトを有し、第２相としてパーライト、あるいは高強度化を目的として低温変態生成物（マルテンサイト、ベイナイト）を有する複合組織とされる。例えば、特開昭５８−３９７７０号公報には、フェライト＋マルテンサイト＋ベイナイトからなる３相組織の冷延鋼板が、また特開昭５５−１２２８２１号公報にはフェライト＋マルテンサイトからなる２相組織の冷延鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
近年、製品形状の複雑化に伴い、ますます良好なプレス加工性、特に局部延性が要求されるようになっている。しかしながら、従来の冷延鋼板では、硬い第２相（パーライト、あるいはマルテンサイト、ベイナイト）が破壊の起点になるため、単一組織鋼板に比して局部延性に劣り、この特性を反映する強度−延性バランスが低いという問題がある。
【０００５】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、延性、特に強度−延性バランスに優れた冷延鋼板およびその鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、フェライトを含む複合組織を有する冷延鋼板（焼鈍後の冷延鋼板）の延性について鋭意研究した結果、マトリックスであるフェライトを微細化することにより、結晶粒が隣接して形成される３重点の数が増え、その結果としてそこに生成する第２相が微細分散され、このため第２相が破壊の起点として作用し難くなり、局部延性が向上するとの知見を得て本発明を完成するに至った。
【０００７】
すなわち、本発明の冷延鋼板は、mass％（以下、単に「％」と表示する。）で
Ｃ  ：０．０１０〜０．０６％
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．７〜２．３％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトと、マルテンサイトを含む第２相からなり、前記フェライトの平均粒径が相当円直径で２〜６μm とされ、組織中の第２相の割合が面積率で２０％以下であり、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合が５０％以上とされたものである。前記「Ｍｎ＋１．３Ｃｒ」中の元素記号は各元素の含有量（％）を示す。
【０００８】
上記冷延鋼板によると、同強度レベルの冷延鋼板に比して、フェライトの平均粒径が２〜６μm であるので、結晶粒の３重点が増え、そこに生成する第２相を微細化することができ、このため局部延性、強度−延性バランス（引張強さＴＳ×伸びＥｌ値）が向上し、プレス加工性に優れる。
【０００９】
また、上記組成により、容易にＴＳを３００〜５００ＭＰａ程度とすることができ、また上記組織とすることにより、強度−延性バランスを１７０００程度以上とすると共に、降伏比ＹＲを低く押さえることができ、プレス加工性をより向上させることができる。
【００１０】
前記冷延鋼板を母材として、これに溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することによって、プレス加工性のみならず、耐食性にも優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００１１】
前記冷延鋼板は、前記成分の冷延鋼板（焼鈍前の冷延板）をフェライト＋オーステナイトの２相共存温度域内の焼鈍温度まで、５００〜７００℃の温度範囲を１０℃/sec以上の昇温速度の下で加熱して再結晶焼鈍した後、冷却することによって好適に製造することができる。
５００〜７００℃の温度範囲を１０℃/sec以上の昇温速度で加熱することによって、この温度範囲におけるフェライトの加工組織の回復を抑制して、焼鈍温度においてフェライト結晶粒を加工組織から一気に再結晶させることができ、これによってフェライト結晶粒を２〜６μm 程度に微細化することができ、このため第２相の核生成の発生源となる結晶粒の３重点を多数形成することができ、第２相を微細化することができる。
【００１２】
また、焼鈍温度から５００℃までの温度域における冷却速度は、１〜１０℃/secとするのがよい。これによって、組織中のフェライト以外の第２相（主として低温変態生成物）を２０％以下とすることができるとともに、第２相中のマルテンサイト量を５０％以上にすることができる。
【００１３】
溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、連続焼鈍ラインにて前記昇温速度条件に従って２相共存域に加熱し、再結晶焼鈍を行えばよい。そして、焼鈍温度からめっき温度までの冷却速度を１〜１０℃/secとして冷却し、溶融亜鉛めっきを施すのがよい。溶融亜鉛めっき後にさらに合金化処理を行う場合、合金化処理後の冷却速度は１０℃/sec以上にするのがよい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明に係る冷延鋼板の化学組成は以下のとおりであり、各成分の限定理由について説明する。
Ｃ  ：０．０１０〜０．０６％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．７〜２．３％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。「Ｍｎ＋１．３Ｃｒ」中の元素記号は各元素の含有％を示す。
【００１５】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
プレス加工性を向上させるにはＣ量は少ない程よいが、０．０１０％未満ではフェライト＋オーステナイトの２相領域が狭くなり、オーステナイトからマルテンサイトが生成しにくくなる。一方０．０６％を超えると強度が高くなり過ぎ、軟質鋼板としてのプレス成形性が劣化する。このため、本発明ではＣ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０２０％とし、上限を０．０６％、好ましくは０．０４％とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは固溶強化元素として鋼板の強度向上に寄与するが、その一方で延性を低下させる。また、過多に添加すると溶融亜鉛めっき付着性を著しく劣化させる。このため、本発明では上限を０．５％、好ましくは０．２％とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは焼入性向上元素であり、０．５％未満では焼入性が過少であり、マルテンサイトの生成が困難となる。また、熱間加工性も低下するようになる。一方、２．０％超ではめっき密着性が低下し、めっき不良が生じるようになる。このため、Ｍｎ量の下限を０．５％、好ましくは０．８％とし、一方上限を２．０％、好ましくは１．８％とする。
【００１８】
Ｐ：０．２０％以下
Ｐは安価な固溶強化元素であり、鋼を強化するには有用な元素であるが、本発明では延性の向上を重視するため、少ないほどよく、０．２０％以下に止める。好ましくは０．１０％以下とするのがよい。
【００１９】
Ｓ：０．０１％以下
ＳはＳ系析出物（主にＭｎＳ）を生成し、延性を劣化させるので、少ない程よく、本発明では０．０１％以下、好ましくは０．００６％以下に止める。
【００２０】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは主に脱酸剤として作用し、少なくとも０．００５％添加する必要がある。しかし、過多に添加すると脱酸効果が飽和するだけでなく、アルミナ系介在物の生成により延性劣化、連鋳ノズル詰まりによる生産性の劣化等の問題を引き起こすので、上限を０．１０％とする。
【００２１】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎはその含有量が多いほど、Ｎを固定するのに要する窒化物形成元素添加量が増えて製造コスト高を招き、また延性を阻害するようになるので、本発明では少ないほどよく、Ｎ量の上限を０．００５％、好ましくは０．００３％とする。
【００２２】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは焼入性向上元素であり、Ｍｎと同様の作用を有する。また、固溶強化能が小さく本発明のような低強度ＤＰ（Dual Phase）鋼に向くため、好ましくは０．３％以上含有させるのがよいが、１．０％超では Ｃｒ7Ｃ3が生成して延性が劣化するので、１．０％以下、好ましくは０．７％以下とするのがよい。
【００２３】
Ｍｎ＋１．３Ｃｒ：１．７〜２．３％
Ｍｎ＋１．３Ｃｒは焼入性を表す指標であり、この値が１．７％未満では焼入性が不十分でマルテンサイト量が不足する。一方、２．３％超ではめっき性を悪化させ、めっき不良を誘発する。このため、Ｍｎ＋１．３Ｃｒの下限を１．７％、好ましくは２．１％とし、一方上限を２．３％、好ましくは２．２％とする。
【００２４】
本発明に係る冷延鋼板の組織は、フェライトと、マルテンサイトを含み、ベイナイトおよび／またはパーライトで形成された第２相からなる。前記成分系では、ベイナイトとパーライトの区別は付きにくく、これらは棒状あるいは球状の炭化物（主にセメンタイト）を含む組織として観察される。前記フェライトは、加工性確保のための必須組織であり、フェライトの平均粒径は２〜６μm に制限される。２μm 未満では粒径が微細過ぎて加工硬化指数が低下し、かえって延性が低下する。一方、６μm 超では、粒径が粗過ぎて、第２相が析出する起点となる、隣接する結晶粒の粒界の３重点が少なくなり、第２相の微細分散化が難くなり、局部延性が劣化するようになる。このため、本発明では平均粒径の下限を２μm 、好ましくは３μm とし、その上限を６μm 、好ましくは５μm とする。
【００２５】
組織中の前記第２相の割合は、面積％で２０％以下、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下とするのがよい。２０％超では、強度が高くなり、プレス成形性が低下するようになる。また、第２相に占めるマルテンサイトの割合は５０％以上、好ましくは８０％以上、より好ましくは８５％以上とするのがよい。第２相中にベイナイトおよび／あるいはパーライトが５０％超占めるようになると、フェライトに導入される可動転位密度が小さくなり降伏強度（降伏比）が上昇するため、延性が低下するようになるからである。
このように、強度の高いマルテンサイトを含む第２相を少なくし、さらに第２相中のマルテンサイト以外の組織量を抑制することで、マルテンサイトを含む複合組織ながら、５００MPa 程度以下の低強度化を実現しつつ、１７０００MPa*％程度以上の優れた強度−延性バランスを得ることができる。
【００２６】
上記本発明の冷延鋼板は、そのままでプレス加工用鋼板として利用することができるが、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材としても好適に利用することができる。
【００２７】
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の冷延鋼板は、前記成分の鋼片を熱間圧延した後、冷間圧延し、所定の加熱条件の下で再結晶焼鈍をすることによって製造される。
【００２８】
熱間圧延条件については特に制限されない。一般的には、鋼片加熱温度は１１００〜１２５０℃程度とするのがよく、熱延仕上温度はＡr3点以上とするのがよく、巻取温度はフェライト＋パーライト、あるいはフェライト＋ベイナイト組織が得られるように４００〜７００℃程度とするのがよい。巻取温度を６００℃以上の高めにすると熱延鋼板は概ねフェライト＋パーライト組織に、巻取温度を６００未満にするとフェライト＋ベイナイト組織になる。熱延後、酸洗し、冷延率を４０％程度以上、好ましくは５０％程度以上で冷間圧延を行えばよい。
【００２９】
冷間圧延後の鋼板は、フェライト＋オーステナイトの２相共存域（Ａc1〜Ａc3）内の焼鈍温度にて再結晶焼鈍される。再結晶焼鈍時間は、通常、連続焼鈍（めっき）ラインでは数秒から十数秒程度である。なお、Ａc1、Ａc3は、実測により求めることができるが、下記式（「鉄鋼材料」日本金属学会）により算出しても差し支えない。
Ａc3＝910−203(C)1/2＋44.7(Si)
Ａc1＝723−10.7(Mn)＋29.1(Si)＋16.9(Cr)
【００３０】
前記焼鈍温度への昇温段階において、図１に示すように、回復が進行しないように５００〜７００℃の温度域を１０℃/sec以上の昇温速度ＨＲで速やかに２相共存温度域に昇温することが必要である。１０℃/sec未満では、オーステナイトが生成しないが、比較的高温の温度域を通過する際にフェライト結晶粒に冷間圧延によって導入された転位が回復し、再結晶焼鈍の際に結晶粒が成長してしまい、本発明の企図する平均粒径２〜６μm の微細フェライト粒が得られず、またフェライト粒界の３重点に析出する第２相を微細化することができないようになる。１０℃/sec以上、好ましくは２０℃/sec以上、より好ましくは５０℃/sec以上の昇温速度で前記温度域を昇温することにより、回復がほとんど生じることなく、２相共存域に加熱されるため、平均粒径２〜６μm の微細なフェライト結晶粒の３重点にオーステナイトを微細に析出させることができる。
【００３１】
なお、従来、２相共存域への昇温は、ラジアントチューブにより加熱されており、昇温速度は２〜６℃/sec程度である。もっとも、高速加熱が可能な直火炉を用いて加熱される場合があるが、６００℃を超えると温度むらが著しく、鋼板が変形して通板が不可能となるので、通常、６００℃以下の加熱に止められている。本発明では、誘導加熱（ＩＨ）炉、あるいは６００℃以下を直火炉で加熱し、それ以上をＩＨ炉で加熱することが推奨される。
【００３２】
再結晶焼鈍後、５００℃までの温度域での冷却速度ＣＲ１は１〜１０℃/sec、好ましくは１〜３℃/secとするのがよい。１℃/sec未満では、パーライト変態が生じて、フェライト量、マルテンサイト量が不足し、強度−延性バランスが低下するようになる。一方、１０℃／ｓ超では、フェライトの生成に伴うオーステナイト中のＣ濃度の上昇によるベイナイト変態の遅延が期待することができず、第２相の量および第２相中のベイナイト量が増大し、延性が劣化するようになる。また、５００℃までのＣＲ１を問題にするのは、ＣＲ１の冷却終点が５００℃以上ではパーライト変態によりパーライト量が増加するおそれがあるためである。かかる冷却条件により、フェライト以外の第２相を２０面積％以下とし、第２相中のマルテンサイト量を５０％以上にすることができる。なお、５００℃未満の冷却速度ＣＲ２は、５００℃からの冷却であり、冷却過程でパーライト変態が生じ難いため、特に制限されない。
【００３３】
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、連続焼鈍めっきラインにて前記ＨＲで昇温し、２相共存域内の焼鈍温度にて焼鈍処理を行い、再結晶焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施し、必要に応じて合金化処理を行い、冷却すればよい。溶融亜鉛めっきは、めっき温度が通常４００〜４８０℃程度の溶融亜鉛めっき浴に浸漬することによって行われる。
【００３４】
図２に示すように、再結晶焼鈍後、溶融亜鉛めっきまでの冷却速度ＣＲ２１は上記と同様、１〜１０℃/sec、好ましくは１〜３℃/secとするのがよい。めっき後の冷却速度ＣＲ２２は、めっき温度からの冷却となり、冷却過程でパーライト変態が生じ難いため、特に制限されない。
【００３５】
また、溶融亜鉛めっき後、さらに合金化処理を行う場合、合金化処理後の冷却速度ＣＲ２３は、少なくとも３００℃程度までは１０℃/sec以上、好ましくは３０℃/sec以上とするのがよい。合金化処理の際に、オーステナイトが生成するため、１０℃/sec未満の徐冷ではオーステナイトがパーライト、ベイナイトに変態し、第２相中のパーライト、ベイナイト量が増大し、延性が劣化するようになる。１０℃／ｓ以上の冷却速度を得るには、強制空冷、冷却ローラによる搬送、あるいはミスト冷却を行えばよい。ＣＲ２３の上限は特に制限されないが、実際には冷却設備の冷却能力により自ずから上限が定まる。合金化処理は、溶融亜鉛めっき後、引き続いて５００〜７００℃程度、好ましくは５５０〜６００℃程度の温度で、通常、数秒〜十数秒程度加熱保持することによって行われる。
【００３６】
以下、実施例により本発明をさらに説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【００３７】
【実施例】
下記表１に示す化学成分の鋼を真空誘導溶解にて溶製し、その鋼片を１１５０℃にて加熱し、仕上温度を８５０℃として熱間圧延を行い、５６０〜６８０℃にて巻取り、酸洗後、冷延率６０％で冷間圧延を行い、厚さ１．２mmの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉を用いて、同表に示すＨＲで予熱温度（２００℃程度）から８００℃の焼鈍温度まで昇温し、同温度にて６０秒間保持した後、４℃/secで冷却し、４６０℃のめっき浴に２０秒間浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した。溶融亜鉛めっき後、試料No. １〜１５（溶融亜鉛めっき鋼板）については、サンプルをめっき浴から引き上げ、冷却（放冷）した。一方、試料No. ２１〜３５（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）については、さらに５５０℃×１５秒にて合金化処理を行い、その後ミスト冷却により３０℃/secの冷却速度で冷却した。
【００３８】
得られたサンプルからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ２２４１に定められた試験法による引張試験を行い、機械的性質（ＹＳ：降伏強度、ＹＲ：降伏比）を測定した。また、組織観察試料を採取し、めっき層を除去し、ナイタール腐食後、１０００倍でＳＥＭ観察した組織を画像解析によりフェライト以外の第２相（Ｍ＋ＢあるいはＭ＋Ｐ、但しＭ：マルテンサイト、Ｂ：ベイナイト、Ｐ：パーライト）の面積率を測定した。次にレペラ腐食後、１０００倍で光学顕微鏡観察した組織を画像解析してマルテンサイト量を測定した。これらの調査結果を表２および表３に併せて示す。
【００３９】
【表１】
0003905318.tif 000002
【００４０】
【表２】
0003905318.tif 000003
【００４１】
【表３】
0003905318.tif 000004
【００４２】
表２および表３より、焼鈍温度への昇温速度を６０℃/secと十分速くした場合でも、Ｃ量が比較的多い鋼種Ａを用いた試料No. １，２１では、引張強さが５００ＭＰａを超えているため、プレス加工性にやや難がある。また、Ｃｒが比較的多い鋼種Ｇ，Ｊを用いた試料No. ９，１２，２９，３２では第２相中のマルテンサイト量が減少し、伸びもやや劣化している。また、Ｍｎ量が過多の鋼種Ｉを用いた試料No. １１，３１ではめっき性が低下する傾向が見られた。一方、ＭｎおよびＣｒの量が不足気味の鋼種Ｋを用いた試料No. １３，３３では第２相中のマルテンサイト量が減少し、伸びが劣化している。一方、発明範囲内の成分の鋼種Ｃを用いたものでも焼鈍温度への加熱速度が遅い試料１５，３５では、フェライトの平均結晶粒径が大きくなり、第２相の微細分散化が不足するため、強度−延性バランスが劣化している。これらの対して、成分が発明範囲内の鋼種を用い、十分速い昇温速度で焼鈍温度に加熱した試料No. ２〜８，１０，１４，２２〜２８，３０，３４では１７０００以上の優れた強度−延性バランスが得られた。
【００４３】
【発明の効果】
本発明の冷延鋼板によれば、特に所定の成分の下、フェライトの平均粒径を２〜６μm と微細化したので、これに伴ってフェライト結晶粒の３重点に生成する第２相を微細に分散することができ、同成分系の冷延鋼板であれば強度−延性バランスが向上し、局部延性の向上により優れたプレス加工性を得ることができる。さらに、強度の高いマルテンサイトを含む第２相を面積率で２０％以下と少なくし、かつ第２相中のマルテンサイト以外の組織量を５０％未満に抑制することで、マルテンサイトを含む複合組織ながら、５００MPa 程度以下の低強度化を実現しつつ、１７０００MPa*％程度以上の優れた強度−延性バランスを得ることができる。また、本発明の製造方法によれば、特に焼鈍温度への加熱に際し、５００〜７００℃の温度範囲を昇温速度１０℃/sec以上で昇温するので、２相共存域内の焼鈍温度まで加工組織の回復を抑制して昇温し、同焼鈍温度で再結晶させることができるので、フェライト結晶粒の粒径の粗大化を抑制して微細なフェライト結晶粒を有する冷延鋼板を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明にかかる冷延鋼板の製造方法を示す熱処理線図である。
【図２】  本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を示す熱処理線図である。
【図１】
0003905318.tif 000005
【図２】
0003905318.tif 000006