JPH03199343A - 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 - 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】 〈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．Ｏ１％以上の低
Ｃ−リムド鋼や低Ｃ−Ａｌ２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
、固溶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−
Ａｌ１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、Ｃ５０，０ｂｗｔ％、ＡｆＬ≦０
．２０ｗｔ％を含有する極低Ｃ鋼とし、必要に応じてＴ
ｉ、Ｔｂ、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（Ｅｆｌ）　、ならび
にランクフォード値（〒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−歩の段階であった。

先ず、極低Ｃ鋼は元来が純鉄に近いため、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−Ａｆｔ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
時の安定性上対して、低Ｃ−Ａ１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＃ｌ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−Ａ角キルド鋼よりも
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鋼の通用
は未だなされていないのが現状である。

更に、極低Ｃ＃４は延性に富むので、非常に粘り強く、
低Ｃ−Ａｎ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パリ
が低Ｃ−Ａｎキルド鋼に比べより多く生成する。　この
パリは、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、パ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ｋ。　良好な機械的性質（Ｅｆ、〒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＃４の
使用は必須と考えられる。　一方上述の極低Ｃ鋼にかか
わる問照点は、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Ｃｔ１４の抱えている欠点
が一気に解決されることを見出したのである。

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：’０．００５　ｗｔ％以下、Ｓ
ｉ：１．０ｗ１％以下、Ｍｎ：１．０ｗ１％以下、Ｐ：
０．２ｗｔ％以下、Ｓ　：　０．０５ｗｔ％以下、Ａ　
ｆＬ：　０．０１〜０．１０ｗｔ％およびＮ　：　０．
００５　ａｔ％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を原板とし、その連続
焼鈍後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．
００５　ｗｔ％より大きくなる濃化層を有し、この濃化
層厚さの面内変動がその平均値の±２５％以内に分布す
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を提供
するものである。

以下に本発明をさらに詳細に説明する。

本発明は、Ｃ５０，００５ｗｔ％、Ａｉ≦０．１０ｗｔ
％を含有する極低Ｃ鋼板を原板とし、焼鈍好ましくは連
続焼鈍後に板表層部に０．５μｍ以上１００μｍ以下の
厚みでＣ＞　０．００５　ｗｔ％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であることを
特徴とする。　以下にまず、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０．００５　ｗｔ％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銅皿またはそれ以上
の材質を得ることは不可能であ゛る。　より好ましくは
、０．００３　ｗｔ％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。

Ｓｔ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１．０ｗ１％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、Ｓｔ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１．０ｗ１％
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０．２ｗ
ｔ％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０．０５　
ｗｔ％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので０．０５
ｗｔ％以下に限定する。

Ａｌｌ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０．０１０　ｗｔ
％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１０ｗ
ｔ％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、Ｔｉ
、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０．００１冑ｔ％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じつな
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０．００１　ｗｔ％
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Ａｌｌ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
グ後じ冷間圧延され、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処理
が必要な場合があるが、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、００５　ｗｔ％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％をこえるとブレス成形時に
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。

本発明において好適に用いられるＣＡＬ（Ｃｏｎｔｉｎ
ｕｏｕｓ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ　Ｌｉｎｅ　）は加熱、
均熱および冷却ゾーンを有する。　浸炭は灼熱ゾーン後
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＋８２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
件は適切に選定する。

この他の方法としては、鋼板への有機物の塗布、鋼板へ
の炭素を含有するめっきなどを焼鈍前に行ってＣ濃化層
を焼鈍により形成してもよい。

次に、本発明の中で最も！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％、　Ｓ　　ｉ　　−０，０１
ｗｔ％、　ＭｎｘＯ，１０ｗｔ％、　Ｐ　　＝　０．０
１１　　ｗｔ％、　Ｓ　　＝　０．００８　　ｗｔ％、
Ａ　ｉ＝　０．０４１ｗｔ％、Ｔｉ→０．０２７　ｗｔ
％およびＮ　ｂ　＝　０．００６　ｗｔ％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。

　酸洗後圧下草７５％で冷間圧延を施しｏ、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
点が一３５℃の雰囲気中で加熱速度１０℃／　ｓ　、焼
鈍温度ａＯＯ℃、冷却速度３０’Ｃ／　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、均熱保待時間ならびに塗布された有機物中の
ｑ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（Ｅ
ｎ）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１００μｍを越えると、
ＥＩＬ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■製ＰＢ−Ｌ３０
８０を用いデイツプ法にて行った。　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
晶生成桟敷が、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、初期化成結晶生成桟敷が少
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０．００５％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
濃度が高いはど十字引張強度（ＣＴＳ）は高く良好とな
る。　これは、Ｃ濃化層の形成により、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パリの高さを調べた
結果である。　試験は、鋼板を１００＋＊ｍＸ　１００
ｍｍ長さに切断後、その中心部を６６ｍｍΦの円盤状に
打ち抜き、円盤にできたパ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０．００５＋ｙｔ％以上あれ
ばパリ高さが３０μｍ以下となり、低ｃｔｉｔｔ＜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Ｅぶ≧４８％（第１図） 化成処理における生成結晶核数 ≧１００個／　４　Ｘ　１０−６０　ｍ２（第２図） 十字引っ張り強度ＣＴＳ≧４００　ｋｇｆ（第３図） 打ち抜き時のパリ高さ ５３０μｍ（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＃４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。

本願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、本願で問題とした、
種々の極低ｃ＠ｅ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％Ｃ０１３％
Ｈ２，０，１％Ｃｏ、残りＮ　２　、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ツジ
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
心部とエツジ近傍での浸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チ近傍が
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７
０ｕｍ（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
以上のりジングが発生し、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。

（単位冑ｔ％） 表３ （そのＢ　　　ｃ濃化層の厚みならびに濃度Ｏ：本発明
、×：比較例 表 熱処理条件 均熱帯におけるその他のガス組成 （ＣＯ２−０，０５％、　）１ｍ−３，０％、残りＮ２
゜露点−４０℃）熱処理Ｎｏ、＝　０はＣｏ、ＣＯｔガ
スを含まない通常の連続焼鈍処理 衣３ （その２）　　　Ｃ濃化層の厚みならびに濃度○：本発
明、×：比較例 表４（その１）機械的性質 表５（その１）特 表４（その２）機械的性質 時効指数Ａ■：常温時効性の尺度でＡ　Ｉ　＜　３　ｋ
ｇｆ／ａｍ’なら常温での材質の劣化はほとんど無視で
きるＹ値は圧延方向、圧延直角方向、４５°方向の〒値
（ｒｏ、　ｒｅｏ％　’４５）より、次式で算出チー（
ｒｏす２ｒ４ｓ”ｒｅｏ）１４表５（その２）特 性 比 較 溶接性、打ち抜き性および摺動性の評価方法は第３−５
図で説明したものと同一、化成処理性の評価方法は、処
理時間を１２０秒（通常条件）に変換したほかは、第２
図の条件と同一である。

〈発明の効果〉 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
の厚みは高々数百人（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。

以上詳しく述べてきたように、極低Ｃ＠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（Ｅｌｌ）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（０，８
ｍｍ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最適
な範囲を示す図である。 第７図は、プレス成形時のり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。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （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：０．０１〜０．１０
   ｗｔ％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を
   原板とし、その連続焼鈍後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
   を有し、この濃化層厚さの面内変動がその平均値の±２
   ５％以内に分布す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。
2. （２）請求項１に記載の原板は、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。