JPH04346625A - 耐時効性、プレス成形性の優れた焼付硬化型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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、優れたプレス成形性、
耐時効性を有する焼付硬化型冷延鋼板、及び合金化溶融
亜鉛めっき鋼板（以下「ＣＧＡ」という）の製造方法に
関する。

【０００２】

【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
プレス成形用冷延鋼板に要求される特性は益々苛酷なも
のとなり、例えば、自動車用途では、プレス工程数、部
品数の低減による低コスト化を目的に一体成形なども検
討されている。この場合、部品の形状が更に複雑となる
ため、深絞り性の向上も一段と必要である。

【０００３】深絞り性の向上のためには、極低Ｃ−Ａｌ
キルド鋼や、これにＴｉ、Ｎｂなどを添加した鋼の製造
方法が提案されているが、後者は成分コストや再結晶温
度上昇によるエネルギーコストを高めるため不利である
。 一方、前者の極低Ｃ−Ａｌキルド鋼で、プレス成形性（
低降伏応力：低ＹＰ、高い全伸び：高Ｅｌ、高ｎ値、高
ｒ値）を有し、かつ、耐時効性（歪時効指数ＡＩ≦３ｋ
ｇｆ／ｍｍ２）の優れた焼付硬化型鋼板が得られるなら
ば、成分コストが下がり、しかも連続焼鈍法で可能なら
ばエネルギー、生産性、材質均一性の面からも格段に有
利となる。

【０００４】極低Ｃ−Ａｌキルド鋼による焼付硬化性を
有する深絞り用冷延鋼板として、特開昭５４−１０７４
１５号公報に、Ｃ：０．００２〜０．０２０％（好まし
くは０．００５〜０．０１５％）、Ｍｎ：０．１５〜０
．７０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０７％、Ｎ：
０．００２〜０．００８％を主成分とする鋼板が提案さ
れている。しかし、この鋼板では、焼付硬化性、常温時
効に優れるものの、更に苛酷なプレス成形用としては、
ＹＰ、Ｅｌ、ｎ値が不充分であり、また連続焼鈍材の特
性値は不明である。

【０００５】また、特開平１−１８８６２９号公報には
、プレス成形後の肌荒れ防止策として、熱間圧延鋼板の
結晶粒細粒化を図るため、熱延後、８０〜４００℃／ｓ
の強冷却を行うこと、及び固溶Ｃと共に歪時効性の原因
である固溶ＮをＡｌＮとして析出固定させるために、熱
延後の巻取温度を７５０〜８５０℃とすることが開示さ
れている。しかし、この方法では、強冷却の安定確保が
困難なこと、及びこのような高温巻取りでは酸洗性が非
常に困難となるばかりか、成分的に軟質であることも重
なって、巻取後のコイルに変形が生じ、作業性、生産性
の低下を招くという問題がある。

【０００６】一方、特開昭５８−４２７５２号公報及び
特開昭５８−４８６３４号公報には、Ｐ、Ｎ量を規制し
た極低Ｃ又は低Ｃ−Ａｌキルド深絞り冷延鋼板及びその
製造方法が提案されている。しかし、これらの技術は焼
付硬化性（ＢＨ性）を付与するものではなく、また、極
低Ｃ鋼で更にＰ量を下げると極度に軟質化し、強度不足
により、深絞り成形時に壁割れと呼ばれる成形割れが生
じ易くなるという欠点がある。

【０００７】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、優れたプレス成形性、耐時効性を有する焼付硬化型
冷延鋼板及び冷延原板ＣＧＡ鋼板の製造し得る方法を提
供することを目的とするものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ここに本発明
を完成したものである。

【０００９】すなわち、本発明は、Ｃ：０．０００３〜
０．００３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．
０１５〜０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．
０２０％、Ｎ≦０．００３５％を含有し、残部が鉄及び
不可避的不純物からなる鋼を熱延圧延するに際し、仕上
温度をＡｒ３点以上、平均冷却速度を３０℃／ｓ以下、
巻取温度を６００〜７４０℃でコイルとした後、酸洗し
、冷延率６０％以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上
で焼鈍することを特徴とする耐時効性、プレス成形性に
優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法を要旨とするもの
である。

【００１０】また、他の本発明は、上記方法で得られた
冷延鋼板について、溶融亜鉛めっきラインにてダイレク
に焼鈍、亜鉛めっき処理、合金化処理を行うことを特徴
とする耐時効性、プレス成形性に優れた焼付硬化型冷延
原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を要旨とする
ものである。

【００１１】以下に本発明を更に詳述する。

【００１２】

【作用】本発明の製造方法において最も特徴とする点は
、まず、従来のものよりも、低ＹＰ（本発明の軟鋼板の
目標値は１７ｋｇｆ／ｍｍ２以下）、高Ｅｌ（冷延鋼板
で５０％以上、ＣＧＡ鋼板で４８％以上）、高ｎ値（冷
延鋼板で０．２５０以上、ＣＧＡ鋼板で０．２３０以上
）、高ｒ値（冷延鋼板で１．６以上、ＣＧＡ鋼板で１．
５以上）の優れた冷延鋼板、ＣＧＡ鋼板とするため、Ｃ
量を著しく低減した極低Ｃ−Ａｌキルド鋼とし、かつ、
耐時効性、焼付硬化性（ＢＨ性、目標値３．０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上）を付与する観点からも、Ｃ量を０．０００
３〜０．００３５％に調整した点である。

【００１３】そして、かゝる鋼の場合、６４０℃以下の
低温巻取りを行うと、Ｎが固溶状態で残り、耐時効性に
劣るので、熱延板にてＮをＡｌＮとして析出させるため
に巻取温度は比較的高温とする。

【００１４】しかし、以上の条件のみでは、耐時効性を
更に向上させるという目的を満足し得るものではない。 通常、遅時効性とするためにはＡＩ≦３．０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２とされているが、プレス成形用鋼板の場合には、更
にＡＩ≦２．０ｋｇｆ／ｍｍ２が必要である。そこで、
本発明者らは、焼付硬化型鋼板の耐時効性、プレス成形
性の向上を目的として更に鋭意研究を重ねた結果、鋼中
のｓｏｌ．Ａｌ量を従来よりも低い０．００５〜０．０
２０％とすることにより、ＢＨ≧３．０ｋｇｆ／ｍｍ２
、ＡＩ≦２．０ｋｇｆ／ｍｍ２で、かつ、プレス成形性
を満足し得る新規な知見を得て、更に詳細に検討を加え
て、ここに本発明を完成したものである。

【００１５】以下に新規な知見を得るに至った基礎実験
結果について説明する。

【００１６】基礎実験１：まず、Ｃ：０．００２０％、
Ｍｎ：０．２０％、Ｐ：０．０１６％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００１〜０．０９０％、Ｎ：０．００２５％を含有
する鋼を３０ｍｍ厚のスラブとし、１２００℃に加熱後
、仕上温度９２０℃、冷却速度３℃／ｓ、巻取温度５０
０℃、７００℃にて３．４ｍｍ厚の熱延板とした後、酸
洗し、冷延率７９％にて０．７ｍｍ厚の冷延鋼板とした
。これに６５０℃×１時間の箱焼鈍を行い、０．８％の
調質圧延を施し、ＪＩＳ５号引張試験による引張特性、
ＢＨ性、ＡＩ性、深絞り性（ｒ値）、焼鈍板結晶粒度と
、ｓｏｌ．Ａｌ量との関係を調べた。その結果を図１及
び図２に示す。

【００１７】これより、７００℃の比較的高温巻取温度
であれば、Ａｌ量によらず、７番以上の細粒になること
が判明した。これは、７００℃でもＡｌＮとしての析出
が完全に起きていることを示している。引張特性は、Ａ
ｌ量が０．００５％以上にて、ＹＰ≦１７ｋｇｆ／ｍｍ
２、Ｅｌ≧５０％、ｎ値≧０．２５の優れた値を示すが
、ｒ値は、７００℃巻取材ではＡｌ量０．００５〜０．
０２０にて最良となる。また、Ａｌ量によらずＢＨ≧３
ｋｇｆ／ｍｍ２が得られるが、ＡＩはｓｏｌ．Ａｌ量０
．００５〜０．０２０％で、かつ７００℃巻取りの時に
ＡＩ≦２ｋｇｆ／ｍｍ２が得られる。これは、従来では
得られなかった新しい知見である。ｓｏｌ．Ａｌ量０．
００５〜０．０２０％において、特に深絞り性、耐時効
性が向上する詳細な理由は、現在のところ必ずしも明確
ではないが、熱延鋼板の状態で析出するＡｌＮ、ＭｎＳ
などの析出物と炭素の析出とが最適な分散状態になった
ためと考えられる。

【００１８】基礎実験２：まず、Ｃ：０．００１８％、
Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１６％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００１〜０．０９０％、Ｎ：０．００２５％を含有
する鋼を３０ｍｍ厚のスラブとし、常法により加熱後、
仕上温度９２０℃、冷却速度１０℃／ｓ、巻取温度５０
０℃、７２０℃にて３．４ｍｍ厚の熱延板とした後、酸
洗し、冷延率７９％にて０．７ｍｍ厚の冷延鋼板とした
。これに８００℃×１ｍｉｎの焼鈍と４００℃×３ｍｉ
ｎの過時効処理による連続焼鈍を行い、０．８％の調質
圧延を施し、ＪＩＳ５号引張試験による引張特性、ＢＨ
性、ＡＩ性、深絞り性（ｒ値）、焼鈍板結晶粒度と、ｓ
ｏｌ．Ａｌ量との関係を調べた。その結果を図３及び図
４に示す。

【００１９】これより、Ａｌ量が０．００５％以上にて
焼鈍板での結晶粒度は７番以上の細粒であり、プレス成
形品の肌荒れなどの問題が生じないことが判明した。ま
た、引張特性は、低ＹＰにて一印く高いＥｌ、ｎ値を示
すが、特にｓｏｌ．Ａｌ量０．００５〜０．０２０％の
高温巻取りにて最良となる。一方、重要特性であるＡＩ
はｓｏｌ．Ａｌ量０．００５〜０．０２０％にて目的と
するＢＨ性を確保して、ＡＩ≦２．０ｋｇｆ／ｍｍ２と
いう、これまで極低Ｃ−Ａｌキルド鋼の連続焼鈍材では
見られなかった耐時効性を有していることが判明した。 このように、ｓｏｌ．Ａｌ量０．００５〜０．０２０％
にてプレス成形性、耐時効性が向上する詳細な理由は、
現在のところ必ずしも明確ではないが、熱延鋼板の状態
で析出するＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物と炭素の析出と
が最適な分散状態になったためと考えられる。

【００２０】次に本発明における化学成分の限定理由に
ついて示す。

【００２１】Ｃ：本発明では、Ａｌキルド鋼で優れた深
絞り性を得るために、Ｃ量の上限を０．００３５％とす
る。特に０．００２０％以下で更に効果が顕著となる。 しかし、Ｃ量が０．０００３％より低いとＢＨ性の確保
が困難となる。したがって、Ｃ量は０．０００３〜０．
００３５％の範囲とする。

【００２２】Ｍｎ：Ｍｎは少ないほど深絞り性が向上す
るが、０．０５％未満では熱間圧延時のＳによる熱間脆
性を生じる。また、０．５％を超えると鋼板が硬化し、
成形性が劣化する。したがって、Ｍｎ量は０．０５〜０
．５％の範囲とする。

【００２３】Ｐ：Ｐは鋼板の強化元素として、深絞り性
を損なわずに高強度鋼板が得られる。本発明では、極低
Ｃ鋼であるため、前述のように強度不足による成形品の
壁割れが生じ易くなる。特に、ＴＳが２８ｋｇｆ／ｍｍ
２以下で発生率が高い。このため、ＴＳ＞２８ｋｇｆ／
ｍｍ２が必要であり、このため、本発明では０．０１５
％をＰ量の下限値とする。しかし、０．１０％より多い
と成形性の劣化や鋼板の脆化を招くため、Ｐ量の上限を
０．１０％とする。

【００２４】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは本発明における重要
な成分であり、前述のようにＢＨ性を確保して優れた耐
時効性、プレス成形性を得るために０．００５〜０．０
２０％の範囲とする。０．００５％未満では耐時効性を
著しく損なうばかりか、深絞り性も得られない。また、
０．０２０％を超えると目標とする耐時効性が得られず
、深絞り性（ｒ値）も劣化する。

【００２５】Ｎ：箱焼鈍にて深絞り性の優れたＡｌキル
ド鋼を得る場合には、Ｎ量を多くして焼鈍中にＡｌＮと
して析出させる必要がある。一方、極低Ｃ化とｓｏｌ．
Ａｌの最適化にて深絞り性が得られるため、また、熱延
板にてＡｌＮとして析出させるためには少ない程好まし
い。 本発明ではｓｏｌ．Ａｌ量が通常に比べて低いため、Ｎ
量もまた低い程、ＡｌＮの析出量が減少し、成形性が向
上する。このため、Ｎ量は０．００３５％以下とする。 好ましくは０．００３０％以下である。

【００２６】以上の元素の他に、Ｓｉ≦０．５％、Ｂ≦
０．００５０％、Ｃｒ≦０．３０％であればプレス成型
性、耐時効性を大きく劣化させないので、これらを必要
に応じて添加してもよい。

【００２７】次に製造条件の限定理由について説明する
。

【００２８】まず、上記化学成分を有する鋼は、常法に
より溶製し、スラブとするが、連続鋳造法、造塊法のい
ずれも可能である。次いで、熱間圧延を行うが、熱延加
熱温度は特に制限されず、通常は１２００℃以上である
。しかし、仕上温度、冷却速度、巻取温度は以下の理由
により規制する必要がある。

【００２９】仕上温度はＡｒ３点以上とする。好ましく
は（Ａｒ３＋５０℃）である。Ａｒ３点未満ではフェラ
イトが加工を受けた組織となり、熱延板組織が粗くなる
ばかりか、重要な特性であるｒ値の劣化を招くので好ま
しくない。

【００３０】本発明では、仕上温度→巻取までを平均冷
却速度３０℃／ｓ以下で冷却する。熱延板にてＡｌＮを
全て析出させるためには、冷却速度はできるだけ遅い方
が良く、仕上直後の高温域は徐冷が望ましい。これは、
本発明鋼のＡｌ量が従来より低いため、巻取状態でのＡ
ｌＮ析出速度が遅くなり、必要以上の高温巻取りが必要
となるからである。熱延直後の高温域の徐冷により、Ａ
ｌＮの析出核を生成させることができるので、巻取温度
を比較的低温とすることが可能となる。このために、冷
却速度は平均にて３０℃／ｓ以下、望ましくは５〜２５
℃／ｓとする。なお、必要な場合は熱延直後の一定時間
を無注水冷却とし、後段を注水冷却する二段冷却法でも
良い。 また、熱延直後からＡｌＮの析出しやすい７００〜８５
０℃までを注水冷却し、その温度にて一定時間の保持或
いは無注水をし、巻取りまでを注水冷却とするステップ
冷却法でも良い。しかし、３０℃／ｓを超える冷却速度
では細粒化に効果はあるものの、前述のように、ＡｌＮ
の析出が困難となり、目標とする成形性が得られない。

【００３１】熱延板状態にてＡｌＮを析出させるために
、巻取温度は６００〜７４０℃とする。６００℃未満で
はＡｌ、Ｎが固溶状態で残り、冷延焼鈍後の結晶粒が粗
大化する。なお、本発明鋼では、従来と異なり、Ａｌ、
Ｎ量が低いため、このように比較的低温とすることがで
きる。一方、巻取温度があまりに高いと、酸洗効率が低
下するばかりか、巻取後のコイルの変形が生じ、作業性
、生産性の定価を招くため、上限を７４０℃とする。

【００３２】熱間圧延後は、酸洗し、冷間圧延を行うが
、冷間圧延率は、深絞り性の安定確保のために６０％以
上とする。更に深絞り性の向上のためには７５％以上が
好ましい。

【００３３】冷間圧延後、再結晶温度以上で焼鈍を行う
。焼鈍方式は箱焼鈍、連続焼鈍のいずれでもよく、連続
焼鈍の場合における均熱後の冷却方法、条件及び過時効
温度も特に制限されない。焼鈍温度は再結晶温度以上で
あるが、箱焼鈍の場合は６００〜７００℃、連続焼鈍の
場合は７５０℃以上が望ましい。

【００３４】なお、形状修正や降伏点伸びを消去するた
めに０．２〜１．５％の調質圧延を施すことができる。 また、焼鈍後の冷延鋼板については、その後、電気又は
溶融亜鉛めっき、すずめっき、クロムめっきなどの表面
処理を施してもよい。その際、合金化溶融亜鉛めっきラ
インにおける均熱後の冷却方法、条件及び過時効処理帯
の位置、温度も特に制限されない。更に防錆処理、潤滑
剤の塗布、及びレーザーによる表面改質なども必要に応
じて施してよい。

【００３５】次に本発明の実施例を示す。

【００３６】

【実施例１】

【表１】 に示す化学成分の鋼を実験室溶解にて３０ｍｍ厚のスラ
ブとした後、常法により加熱し、熱間圧延にて１．４〜
３．８ｍｍ厚に仕上げた後、酸洗し、冷間圧延にて０．
７ｍｍ厚の冷間圧延板とした。これに箱焼鈍（加熱速度
４０℃／ｈｒ、均熱時間１ｈｒ後炉冷）を施した後、０
．８％の調質圧延を実施した。一方、通常の工程により
溶製された鋼を連続鋳造によりスラブとした後、常法に
より加熱し、３．２ｍｍ厚の熱延鋼板とした後、酸洗し
、冷間圧延にて０．７ｍｍ厚の冷延鋼板とした。これに
、オープンコイルによる箱焼鈍（均熱時間１ｈｒ後炉冷
）を行った。また、焼鈍後の一部のコイルは、合金化溶
融亜鉛めっき処理（目付量４０／４０ｇ）を行い、表面
処理鋼板の実機製造特性を調査した。得られた鋼板につ
いて、引張特性、耐時効性（ＡＩ量）、焼付硬化性（Ｂ
Ｈ量）、深絞り性（ｒ値）、焼鈍後の結晶粒度を調べた
結果を

【表２】 に示す。

【００３７】表２から明らかなように、本発明例の鋼板
は、軟鋼板及び高強度鋼板（Ｎｏ．３）ともに低ＹＰで
、優れたＥｌ、ｎ値、ｒ値を有し、箱焼鈍でありながら
７番以上の細粒を呈しており、プレス後の肌荒れの問題
は生じない。また、ＢＨ鋼板でありながら、ＡＩ＜２．
０ｋｇｆ／ｍｍ２と、耐時効性が著しく向上している。 なお、コニカルカップ成形試験による成形表面の肌荒れ
性を調査したが、結晶粒度がいずれも７番以上の細粒で
あるため、良好であった。

【００３８】一方、化学成分が本発明範囲外である比較
鋼Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１２は、引張特性、深絞り性、耐時
効性のいずれかが本発明の目的を達成していないことが
わかる。更に、本発明範囲内の化学成分を有するが、製
造条件が本発明範囲外である比較鋼２Ａ〜２Ｅも、同様
に本発明の目的を達成していないことがわかる。もっと
も、鋼２Ｂは、プレス成形性は本発明の目的を満足する
が、冷却むらによる内部歪の不均一性が生じ、形状性が
悪い。

【００３９】

【実施例２】

【表３】 に示す化学成分の鋼を実験室溶解にて３０ｍｍ厚のスラ
ブとした後、常法により加熱し、熱間圧延にて１．４〜
３．８ｍｍ厚に仕上げた後、酸洗し、冷間圧延にて０．
７ｍｍ厚の冷間圧延板とした。これに７００〜８００℃
×１ｍｉｎの連続焼鈍を施し、４００℃×３ｍｉｎの過
時効処理を施した後、０．８％の調質圧延を実施した。 一方、通常の工程により溶製された鋼を連続鋳造により
スラブとした後、通常加熱にて３．２ｍｍ厚の熱延鋼板
とした後、酸洗し、冷間圧延にて０．７ｍｍ厚の冷延鋼
板とした。これに、上記条件と同様の連続焼鈍及び合金
化溶融亜鉛めっき処理（目付量４０／４０ｇ）を行い、
実機製造材の調査も行った。得られた鋼板について、引
張特性、耐時効性（ＡＩ量）、焼付硬化性（ＢＨ量）、
深絞り性（ｒ値）、焼鈍後の結晶粒度を調べた結果を

【
表４】 に示す。

【００４０】表４より明らかなように、本発明例の鋼板
は、軟鋼板及び高強度鋼板（Ｎｏ．３）ともに低ＹＰで
、優れたＥｌ、ｎ値、ｒ値を有し、焼鈍後の結晶粒度も
７番以上の細粒を呈しており、プレス後の肌荒れの問題
は生じない。また、ＢＨ鋼板でありながら、ＡＩ＜２．
０ｋｇｆ／ｍｍ２と、耐時効性が著しく向上している。 また、コニカルカップ成形試験による成形表面の肌荒れ
性を調査したが、結晶粒度がいずれも７番以上の細粒で
あるため良好であった。

【００４１】一方、化学成分が本発明範囲外である比較
鋼Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１３は、引張特性、深絞り性、耐時
効性のいずれかが本発明の目的を達成していないことが
わかる。更に、本発明範囲内の化学成分を有していても
製造条件が本発明範囲外である比較鋼２Ａ〜２Ｅにおい
ても、本発明の目的を達していないことが明白である。 なお、鋼２Ｂは、プレス成形性は、本発明の目的を満足
するが、冷却むらによる内部歪の不均一性が生じ、形状
性が悪い。

【００４２】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明により得ら
れる鋼板は、従来材の焼付硬化性に比べてプレス成形性
が一段と向上し、しかも、耐時効性に優れているため、
通常の非時効性鋼板と同様の取扱いでよく、更に極低Ｃ
鋼であっても整細粒であるため、肌荒れ性がなく、プレ
ス製品の外観を損なうことのない安価な鋼板を提供でき
、産業上の効果が大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】基礎実験１における箱焼鈍板の結晶粒度、ＹＰ
、Ｅｌ、ｎ値とｓｏｌ．Ａｌ量及び巻取温度との関係を
示す図である。

【図２】基礎実験１におけるｒ値、ＡＩ、ＢＨ量とｓｏ
ｌ．Ａｌ量及び巻取温度との関係を示す図である。

【図３】基礎実験２における連続焼鈍板の結晶粒度、Ｙ
Ｐ、Ｅｌ、ｎ値とｓｏｌ．Ａｌ量及び巻取温度との関係
を示す図である。

【図４】基礎実験２におけるｒ値、ＡＩ、ＢＨ量とｓｏ
ｌ．Ａｌ量及び巻取温度との関係を示す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０
   ００３〜０．００３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、
   Ｐ：０．０１５〜０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００
   ５〜０．０２０％、Ｎ≦０．００３５％を含有し、残部
   が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱延圧延するに際
   し、仕上温度をＡｒ３点以上、平均冷却速度を３０℃／
   ｓ以下、巻取温度を６００〜７４０℃でコイルとした後
   、酸洗し、冷延率６０％以上で冷間圧延した後、再結晶
   温度以上で焼鈍することを特徴とする耐時効性、プレス
   成形性に優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】　　焼鈍方式が連続焼鈍である請求項１に
   記載の方法。
3. 【請求項３】　　請求項１で得られた冷延鋼板について
   、溶融亜鉛めっきラインにてダイレクに焼鈍、亜鉛めっ
   き処理、合金化処理を行うことを特徴とする耐時効性、
   プレス成形性に優れた焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜
   鉛めっき鋼板の製造方法。