JPH0830245B2 - 加工用高張力冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、種々の形状に加工して使用される加工用
高張力冷延鋼板に関し、更には該加工用高張力冷延鋼板
をコスト安く安定製造する方法に関するものである。

〈従来技術とその問題点〉 従来、加工用高張力冷延鋼板は、強化元素としてＰ及
びMnを添加した低炭素Alキルド鋼を箱焼鈍して製造され
るのが一般的であったが、近年の生産性向上要求の高ま
りに伴って、冷延鋼板の製造にも連続焼鈍が広く採り入
れられるようになってきた。ところが、加工用高張力冷
延鋼板を製造する場合に、箱焼鈍に代えて連続焼鈍を取
り入れることによりその生産性は飛躍的に向上したもの
の、今度は素材鋼として製鋼コストのそれほどの上昇を
伴わない“従来の低炭素Alキルド鋼”を用いたのでは所
望の材料特性を安定して得るのが極めて困難であるとの
問題が指摘されている。

例えば、近年では加工用高張力冷延鋼板に対しても良
好な“絞り性”が要求されるようになってきたが、低炭
素Alキルド鋼を連続焼鈍して絞り性の良い冷延鋼板を製
造しようとする場合には、熱間圧延工程で圧延を完了し
た鋼帯を高温でコイルに巻取ることによりセメンタイト
の粗大化及び窒化アルミニウムの析出を図る必要があ
る。このとき、高温巻取りを行うが故の「コイル先端部
は巻取り機の巻取り軸に接した時に急速に冷却され、他
方、後端部は放射によって早く冷えることから上記の目
的が十分に達成されず、そのためこれらの部分の製品特
性はコイルの中央部と比較して劣ることとなって均一性
に欠けてしまう」等の問題を避け得なかった。

また、連続焼鈍では冷却速度が箱焼鈍と比較して著し
く速いため、加熱・均熱中に固溶した炭素が冷却過程に
おいて十分に析出できずに鋼板中に残存し、これが歪時
効の原因になるとの問題もある。特に、鋼板中にＰやMn
が多く含まれる鋼板は常温においても激しい歪時効を起
こす傾向にある。

もっとも、この現象を逆利用したものとし、Ｐ及びMn
を強化元素とし、良加工性の下に加工した鋼板を塗料焼
付工程で強化する焼付硬化性冷延鋼板の製造方法も提案
されており（特開昭56−119734号）、これによって優れ
た加工性を有する高張力鋼板が得られるとの説明がなさ
れているが、この方法によって得られる鋼板は焼付硬化
量が6kgf/mm²以上もあって固溶炭素や固溶窒素による常
温歪時効を防ぐことができず、そのためプレス成形時に
ストレッチャーストレインが発生し成形不良を招くとい
うおそれを拭うことは出来なかった。

〈問題点を解決する手段〉 本発明者等は、上述のような観点から、優れた加工性
と適度の焼付硬化性とを具備すると共に絞り加工用とし
ても十分に満足できる特性の均一な、そして価格的にも
有利な加工用冷延鋼板を、連続焼鈍工程を採用したとし
ても安定に提供できる手段を見出すべく鋭意研究を行っ
た。そして、特に極低炭素鋼のような製鋼コストの大幅
な上昇を伴うことがない低炭素Alキルド鋼の有利性を十
分に考慮し、連続焼鈍による低炭素Alキルド冷延鋼板の
絞り性並びに耐常温歪時効性に及ぼす鋼中微量合金成分
及び製造条件の影響を調査する過程で、次の（ａ）〜
（ｆ）に示すような知見を得るに至った。

（ａ）鋼中の炭素量が極低炭素鋼の領域を超える0.008
％以上（以降、成分割合を表わす％は重量％とする）で
あったとしても、鋼中の固溶Mn量が十分に低い場合には
熱延工程において高温巻取りを行わなくても連続焼鈍に
より絞り性の良好な冷延鋼板が製造でき、しかも製鋼コ
スト的により有利で、焼付硬化性に関しても有利な炭素
量が0.010％を超える鋼でも、その成分組成さえ好適に
調整すれば連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の安
定製造が十分に可能となること。即ち、鋼中の固溶Mn量
を低減させることによって熱延工程における巻取り時の
セメンタイト粗大化が促進される結果、再結晶焼鈍時の
セメンタイトの再溶解が遅れるので炭素含有量が多少高
めの鋼であっても再結晶時の固溶炭素量が減少し、その
ため固溶炭素とMnとの相互作用を小さくできて再結晶抑
制効果を低減させることが可能であることを見出した。

（ｂ）また、既述したように低炭素Alキルド鋼をベース
に高張力鋼を製造する手段として“Ｐの添加”が行われ
ているが、鋼中のＰとMnとは焼鈍材の焼付硬化量に関し
て相互に密接な関係を有しており、従って固溶Mnのみで
なく、MnとＰとの両方の含有量を規制することによって
初めて焼鈍材の焼付硬化量を常温歪時効が生じない範囲
に抑えることができること。つまり、固溶炭素とMnとの
間には互いに結合しようとする傾向があるため、鋼中に
Mnが多く存在すると連続焼鈍の過時効処理におけるセメ
ンタイトの析出が遅くなり、その結果として常温歪時効
を生じ易くなる。そして、固溶炭素とＰとの間に前記固
溶炭素とMnとの相互作用とは逆の相互作用があり、Ｐが
多くなると結果的に固溶炭素とMnの相互作用を強くする
結果となることも分かった。

（ｃ）一方、MnにもMnSを形成することによってFeSのよ
うな低融点硫化物の生成を阻止し鋼の熱間脆性を防止す
る有用な作用があるので、Mn含有量はどうしてもＳより
多く添加しなければならず、連続焼鈍材の深絞り性に悪
影響を与えない程度にMn量を低減することは実際には採
用し得ない手段であること。

（ｄ）ところが、上述のような低炭素Alキルド鋼にTiや
Zrのような硫化物形成元素を厳密に規制された特定の範
囲で添加すれば、全面的にMnに頼ることなく熱間脆性を
防止することが可能となること。

第１図は、鋼の熱間加工性に及ぼすTi,Zr及びMn量の
影響を示したグラフである。ここで、熱間加工性は第１
表に示した成分組成の鋼を実験用真空溶解炉で溶製し、
熱間鍛造にて棒鋼とした後に切削加工して得た直径10mm
の棒状試験片について測定したものである。つまり、グ
リーブル試験機を用いて上記試験片をまず1250℃で10分
間加熱後950℃まで冷却し、その温度で歪速度1sec^-1に
て引張り試験して断面収縮率を求め評価した。

第１図からも、低Mn鋼であってもTiやZrを適量添加す
れば断面収縮率が50％以上と大きくなって、熱間圧延時
の割れ発生を十分に防止できるようになることが明らか
である。

（ｅ）更に、TiやZrを添加した場合にはTiS或いはZrSが
形成されるよりも先にTiNやZrNが生成するため、熱間脆
性を防止するのに十分なTiやZrを添加すると自ずと固溶
Ｎによる再結晶抑制効果も無くなること。

（ｆ）即ち、Mnと同等或いはそれ以上にＳと強く反応し
て硫化物を形成するTiやZrを適量添加することによっ
て、鋼の熱間脆性を防止しつつ、鋼中に固溶させるMn量
を低下せしめることが可能となり、更にＰ添加量をMn量
との合計量で制限するようにしながら鋼中の固溶Mn量低
減させれば、所望強度を実現するために必要なＰ量を確
保したとしても常温歪時効性が十分に抑えられて、連続
焼鈍によっても絞り性と耐常温歪時効性に優れたコイル
全長に亘って均一な特性の高張力鋼板を安定して製造で
きるようになること。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであ
り、 「加工用高張力冷延鋼板を、 C:0.011〜0.06％,Mn:0.001〜0.20％， P:0.025〜0.2％,S:0.01％以下， N:0.0005〜0.0070％，酸可溶Al:0.1％以下， Ti及びZrの１種以上（酸化物として含まれるものを除
く）：合計で0.001〜0.085％， Fe及び不可避的不純物：残り から成り、かつ Mn＋P:0.25％以下、 並びに なる条件を満足する成分組成に構成することにより、常
温歪時効性の認められない優れた絞り加工性と適度の焼
付硬化性とを具備せしめた点」 に特徴を有し、更には、 「C:0.011〜0.06％,Mn:0.001〜0.20％， P:0.025〜0.2％,S:0.01％以下， N:0.0005〜0.0070％，酸可溶Al:0.1％以下， Ti及びZrの１種以上（酸化物として含まれるものを除
く）：合計で0.001〜0.085％， Fe及び不可避的不純物：残り から成り、かつ Mn＋P:0.25％以下、 並びに なる条件を満足する成分組成の鋼片（連続鋳造によって
製造されたスラブ鋳片、或いは造塊法等により得た鋼塊
を分塊圧延した鋼片等の何れであっても良い）を、1000
℃以上に均熱してからAr₃変態点以上で熱間圧延し、次
いで720℃以下であって、かつ式 CT（℃）＝｛１＋Ｃ（wt％）＋1.8×Mn（wt％）｝×500 で表わされる温度以上で巻取り、脱スケールの後60〜95
％の圧下率で冷間圧延し、更に再結晶温度以上Ac₃変態
点以下の温度域に加熱して連続焼鈍することにより、常
温歪時効性の認められない優れた絞り加工性と適度の焼
付硬度性とをコイルの全長に亘って均一に示す加工用高
張力冷延鋼板を安定して製造し得るようにした点」 をも特徴とするものである。

次いで、この発明において、鋼の成分組成並びに鋼板
の製造条件を前記の如くに限定した理由を説明する。

Ａ）成分組成 ｉ）Ｃ Ｃは鋼中に必然的に随伴される元素であるが、その含
有量が0.06％を超えるとセメンタイトの体積率が大き過
ぎて加工用冷延鋼板に必要な延性が得られず、一方、そ
の含有量を0.011％未満とすることはコスト上昇につな
がってこの発明の目的の１つを満足できないばかでか、
連続焼鈍の適用では、更に0.003％未満の領域にまで極
低炭素化しない限り常温歪時効を実用上問題の無い程度
にまで抑制することができず、工業的に非常な不利を招
くことになる。従って、Ｃ含有量は0.011〜0.06％と定
めたが、好ましくは0.011〜0.02％に調整するのが良
い。

ii）Mn Mn含有量はこの発明における重要な要素の１つであ
り、出来るだけ低い方が好ましい。しかしながら、その
含有量を安定かつ安価に0.001％未満とすることは現在
の製鋼技術では極めて困難なことである。一方、Mn含有
量が0.20％を超えると熱延工程における巻取り時のセメ
ンタイト粗大化促進効果が得られず、しかも固溶炭素と
共存することにより再結晶抑制効果が大きくなって、絞
り性に好ましい再結晶集合組織を容易に得られなくな
る。従って、Mn含有量は0.001〜0.20％と限定した。

iii）Ｐ Ｐには鋼を強化する作用があるが、その含有量が0.02
5％未満では所望の強化が達成できず、一方、0.2％を超
えて含有させると鋼板が固くなり過ぎ、しかもＰ含有量
がMn量との合計で0.25％を超えると鋼板の常温歪時効性
が顕著となって加工用冷延鋼板に適さなくなる。従っ
て、Ｐ含有量は0.025〜0.2％で、かつＰとMnとの合計含
有量が0.25％以下の値と定めた。

なお、第２図は、この発明で規定するMnとＰの含有量
範囲を模式化したグラフである。

iv）Ｓ Ｓは鋼中に随伴される不可避的不純物の１つである
が、MnよりもTiやZrと結合する傾向が強く、従ってＳ含
有量の増加はTiやZrの添加量増加を招くことから、許容
し得る範囲である0.01％以下にその含有量を限定した。

ｖ）Ｎ Ｎも鋼中に必然的に随伴される不純物であって、現在
の製鋼技術では容易かつ安定して0.0005％未満に抑える
ことは出来ない。そして、Ｎ含有量が0.0070％を超える
と、やはりTi或いはZrの添加量が増大して鋼板の製造コ
ストを上昇することとなるので、Ｎ含有量については0.
0005〜0.0070％と限定したが、好ましくは0.0030％以下
に調整するのが良い。

vi）酸可溶Al 酸可溶Alは、溶鋼を真空脱ガス処理した後Ti或いはZr
を添加するに際し、Ti及びZrの歩留りを向上させるため
に予め脱酸剤として添加するものであり、微量でも存在
していれば脱酸が完全に行われていることを意味するの
で十分である。しかしながら、その含有量が0.1％を超
えると鋼が硬質化して延性低下を招くことから、酸可溶
Al含有量が0.1％以下と定めた。

vii）Ti、及びZr これらの成分には、何れも、鋼中のＳと結合して鋼の
熱間脆性を防止すると共に、鋼中のＮとも結合して再結
晶抑制効果を消失させる作用があり、結果としてMn含有
量を低減してＰ添加量を増加することを可能とする効果
が生じるが、これらの含有量が酸化物として含まれるも
のを除いた合計量で0.001％未満であると上記作用に所
望の効果が得られず、一方、合計で0.085％を超えて含
有させると、TiCやZrCが多く析出してこれらによる再結
晶抑制効果が現われて加工用鋼板として好ましくなく結
果を招く。従って、Ti及びZr含有量は合計量で0.001〜
0.085％と限定した。

更に、Ti及びZr含有量は、 とした場合に、 を満足する範囲に調整される。

その理由は次の通りである。即ち、前記Ｘの値が上記
式の下限値未満であるとMnともTiやZrとも結合しないＳ
が存在することとなってFeSが形成され、鋼の熱間脆性
が問題となり、またＸの値が０％未満になると鋼中のＮ
の一部はAlNとして固定せざるを得なくなって、高温巻
取りをしないと絞り性が得られなくなる。一方、Ｘの値
が上記式の上限値を超えると、やはりTiCやZrCが多く析
出してこれらによる再結晶抑制効果が現われて加工用鋼
板として好ましくない結果を招く。

なお、第３図は、0.008％のＳと0.0020％のＮとを含
有する鋼について、この発明で規定するTi及びZrとMnの
含有量範囲を模式化したグラフである。

Ｂ）鋼板の製造条件 この発明に係る加工用高張力冷延鋼板は前記の如き成
分組成に構成されたものであるが、該鋼板を製造する場
合には、上記成分組成の鋼片を1000℃以上に均熱してか
らAr₃変態点以上で熱間圧延し、次いで720℃以下であっ
て、かつ式 CT（℃）＝｛１＋Ｃ（wt％）＋1.8×Mn（wt％）｝×500 で表わされる温度以上で巻取り、脱スケールの後60〜95
％の圧下率で冷間圧延し、更に再結晶温度以上Ac₃変態
点以下の温度域に加熱して連続焼鈍する条件を採用する
のが良い。その理由は次の通りである。

ｉ）鋼片（スラブ）加熱温度 加熱温度が1000℃未満では加熱鋼片に温度ムラが生じ
易くなり、かつAr₃変態点以上で熱間圧延を完了するこ
とが困難になることから、鋼片の加熱温度は1000℃以上
と定めたが、好ましくは1100〜1200℃に加熱するのが良
い。

ii）熱間圧延仕上げ温度 熱間圧延仕上げ温度がAr₃変態点よりも低くなると鋼
はα＋γ域或いはα域で熱間圧延されることとなり、通
常はγ→α変態に伴って消失していた熱間圧延集合組織
が熱延板中に残存することになって、絞り性に好ましい
再結晶集合組織の発達を妨げてしまう。

iii）巻取り温度 巻取り温度（CT）が式 ｛１＋Ｃ（wt％）＋1.8×Mn（wt％）｝×500 よりも低いと、低Mn鋼といえどもセメンタイトの粗大化
が不十分であり、一方、720℃を超える温度域で巻取る
と、巻取り時にスケールの厚みが厚くなって脱スケール
性が劣化すると共に、異常粒成長が生じて粗大粒が発生
することとなる。

なお、低温巻取りでも絞り性の良い冷延鋼板を製造し
得ることもこの発明の特徴の１つであるが、できれば60
0〜650℃の温度域で巻取るのが好ましい。

なお、第４図は、この発明で規定するMn含有量と巻取
り温度との範囲を模式化したグラフである。

iv）冷間圧延の圧下率 冷間圧延の圧下率が60％未満では絞り性に好ましい再
結晶集合組織が発達しないので、圧下率は高い方が好ま
しいが、95％超える圧下率では逆に絞り性が劣化するよ
うになる。従って、冷間圧延の圧下率は60〜95％と定め
た。

ｖ）焼鈍温度 この焼鈍は再結晶焼鈍であるから再結晶温度以上に加
熱する必要があることは言うまでもないが、Ac₃変態点
を超える温度域にまで加熱すると、α→γ→αと変態す
ることにより再結晶過程で形成させた“絞り性に好まし
い再結晶集合組織”を消してしまうことになるので、焼
鈍温度はAc₃変態点以下に抑える必要がある。

なお、連続焼鈍のヒートパターンについては、再結晶
温度以上でかつAc₃変態点以下に加熱後、その温度で５
秒以上保持してから550〜700℃の温度域にまで冷却速
度:5℃/sec以下で冷却し、その温度から更に300〜500℃
の温度域にまで冷却速度:20〜300℃/secで冷却するか、
必要な場合には加熱した後350〜550℃の温度域から350
℃まで２分以上かけて徐冷し、更に350℃から250℃以下
の温度域にまで５℃/sec以下の冷却速度で冷却すること
が好ましい。

このようにして製造される鋼板は、焼鈍後調質圧延さ
れて出荷されることは言うまでもない。

続いて、この発明を実施例により比較例と対比しなが
ら説明するが、この実施例は本発明の１例を単に示した
に過ぎないものであり、これによって本発明が不当に制
限されるものでないことは当然である。

〈実施例〉 実施例１ まず、常法によって第２表に示す如き成分組成の鋼を
溶製した後、熱間鍛造により厚さ30mmの実験用スラブと
した。

次いで、これらを1250℃に30分加熱した後、1150〜90
0℃の温度域で板厚3mmまで熱間圧延した。このとき、巻
取りシュミレーションとして、熱延後直ちに700℃,600
℃及び520℃まで急冷し、各々の温度に保った電気炉に
挿入して30分保持した後、冷却速度:20℃/minで炉冷す
る処理を施した。

次に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、圧下率73％で
冷間圧延し、赤外線加熱式の連続焼鈍シュミレーターに
よって連続焼鈍した。

この焼鈍の際のヒータサイクルは、第５図に示した如
く、昇温速度10℃/secで820℃まで加熱してその温度で4
0秒保持した後、650℃までは冷却速度３℃/secで、更に
400℃までは冷却速度100℃/secで冷却し、その後400℃
から350℃の間を冷却速度:16℃/minで徐冷して約３分間
の過時効処理を施し、250℃まで冷却速度:3℃/secで冷
却した後水冷する過程をたどった。

このようにして得られた冷延鋼板を伸び率:1.2％で調
質圧延した後、JIS 5号試験片に成形して引張試験を行
い、機械的性質及び焼付硬化量を測定した。なお、焼付
硬化量は、第６図に示した如く、２％の予歪を引張りに
よって付加した後に再び引張ったときの降伏点の上昇量
と定義した。

この結果を第７乃至10図に示す。

第７図は、0.09％Ｐ−0.15％Mn材を700℃巻取りした
場合の、焼鈍材の機械的性質に及ぼす鋼中炭素量の影響
に関する結果を示しているが、第７図からは、鋼中炭素
量が0.011％以上になると焼付硬化量が安定して6kgf/mm
²以下になり、一方鋼中炭素量が多くなり過ぎて0.06％
を超えると所望の延性が得られないことが分かる。

また、第８図は、0.09％Ｐ−0.15％Mn材を700℃巻取
りした場合の、焼鈍材の機械的性質に及ぼすＰ含有量の
影響に関する結果を示しているが、第８図からは、Ｐ含
有量が0.2％を超えると鋼が硬すぎて加工に不適当であ
ることか分かる。

そして、第９図は、0.012％Ｃ材を700℃巻取りした場
合の、焼鈍材の焼付硬化量に及ぼすMn含有量及びＰ含有
量の影響に関する結果を示しているが、第９図からは,M
n含有量及びＰ含有量が本発明で規定する条件から外れ
ると焼付硬化量を6kgf/mm²以下に出来ないことが分か
る。なお、第９図中の数値は焼付硬化量（kgf/mm²）で
ある。

更に、第10図は、0.012％Ｃ−0.09％Ｐ材を700℃巻取
りした場合の、焼鈍材のｒ値に及ぼすMn含有量と巻取り
温度との影響に関する結果を示しているが、第10図から
は、Mn含有量と巻取り温度とが本発明で規定する条件か
ら外れると良好なｒ値が得られないことが分かる。な
お、第10図中の数値はｒ値である。

実施例２ 第３表に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、一部に真
空脱ガス処理を施してから連続鋳造して得たスラブを、
1200℃に加熱した後熱間圧延して650℃で巻取った。

続いて、得られた熱延鋼板を酸洗してから圧下率:75
％で冷間圧延し、板厚0.8mmの冷延板を製造した後、760
℃での40秒の保持と400℃で3.5分の過時効処理とからな
る連続焼鈍を施し、更に伸び率:1.0％の調質圧延を行っ
て冷延鋼板製品とした。

得られた冷延鋼板製品の特性値を第４表に示す。

この第４表からも、本発明の条件通りに製造された冷
延鋼板製品は加工用高張力冷延鋼板として優れた特性を
示すのに対して、製造条件が本発明の規定から外れたも
のは所望特性を満たさないことが明らかである。

〈効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、絞り性と耐
常温時効性に優れた高張力冷延鋼板を連続焼鈍によって
も安定に得ることが可能となるなど、工業上有用な効果
がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼の熱間延性に及ぼすTi,Zr及びMn含有量の
影響を示すグラフ、 第２図は、この発明で規定するMnとＰの含有量範囲を模
式化したグラフ、 第３図は、この発明で規定するTi及びZrとMnの含有量範
囲を模式化したグラフ、 第４図は、この発明で規定するMn含有量と巻取り温度と
の範囲を模式化したグラフ、 第５図は、連続焼鈍のシュミレートのためのヒートサイ
クルを示す線図、 第６図は、焼付硬化量の定義を説明した図面、 第７図は、0.09％Ｐ−0.15％Mn材を700℃巻取りした場
合の、焼鈍材の機械的性質に及ぼす鋼中炭素量の影響に
関する結果を示したグラフ、 第８図は、0.09％Ｐ−0.15％Mn材を700℃巻取りした場
合の、焼鈍材の機械的性質に及ぼすＰ含有量の影響に関
する結果を示したグラフ、 第９図は、0.012％Ｃ材を700℃巻取りした場合の、焼鈍
材の焼付硬化量に及ぼすMn含有量及びＰ含有量の影響に
関する結果を示したグラフ、 第10図は、0.012％Ｃ−0.09％Ｐ材を700℃巻取りした場
合の、焼鈍材のｒ値に及ぼすMn含有量と巻取り温度との
影響に関する結果を示したグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて C:0.011〜0.06％,Mn:0.001〜0.20％， P:0.025〜0.20％,S:0.01％以下， N:0.0005〜0.0070％，酸可溶Al:0.1％以下， Ti及びZrの１種以上（酸化物として含まれるものを除
   く）：合計で0.001〜0.085％， Fe及び不可避的不純物：残り から成り、かつ Mn＋P:0.25％以下、 並びに なる条件を満足する成分組成に構成されたことを特徴と
   する、加工用高張力冷延鋼板。
2. 【請求項２】重量割合にて C:0.011〜0.06％,Mn:0.001〜0.20％， P:0.025〜0.20％,S:0.01％以下， N:0.0005〜0.0070％，酸可溶Al:0.1％以下， Ti及びZrの１種以上（酸化物として含まれるものを除
   く）：合計で0.001〜0.085％， Fe及び不可避的不純物：残り から成り、かつ Mn＋P:0.25％以下、 並びに なる条件を満足する成分組成の鋼片を、1000℃以上に均
   熱してからAr₃変態点以上で熱間圧延し、次いで720℃以
   下であって、かつ式 CT（℃）＝｛１＋Ｃ（wt％）＋1.8×Mn（wt％）｝×500
   で表わされる温度以上で巻取り、脱スケールの後60〜95
   ％の圧下率で冷間圧延し、更に再結晶温度以上Ac₃変態
   点以下の温度域に加熱して連続焼鈍することを特徴とす
   る、加工用高張力冷延鋼板の製造方法。