JPH11323488A - 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板
を提供する。 【解決手段】Ｔｉ―Ｍｇ―Ｏ系の酸化物および／または
複合酸化物を平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１μ
ｍ以下で面密度が４０個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ
２以下含有する鋼板にすることによって面内異方性が小
さく成形性に優れた冷延鋼板を製造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、成型性に優れた冷
延鋼板に関するものであり、特に、円筒もしくは円錐形
の回転対称な自動車部品等に好適な成形性に優れた冷延
鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車用鋼板に要求される材料特
性は年々高度になっている。特に、自動車のフェンダー
やオイルパン等の部品については、極めて過酷なプレス
成形がなされることから、深絞り性および延性について
はより一層の向上が期待されてきた。さらに最近では、
ＣＯ２排出規制等の地球環境問題、燃費の向上および衝
突安全性などの観点から車体の軽量化と高強度化が求め
られている。このような状況下で、引張強度が３４０Ｍ
Ｐａ以上でかつ良好な成形性をそなえる高強度冷延鋼板
が、自動車の車体を構成する各種部品に広範囲にわたっ
て使用されている。

【０００３】高強度冷延鋼板は、通常、曲げや軽い絞り
成形部品として成形されるが、円筒もしくは円錐形の回
転対称な部品に深絞りされる場合もある。このような部
品に成形する際に問題になるのは、耳と呼ばれる材料の
不均一変形で、プレス成形を行った場合ｒ値の異方性が
顕著であると、特定方向のｒ値が低いために耳と呼ばれ
る材料の流れ込みが良くない方向が現れる。

【０００４】耳の発生する方向は、ｒ値の面内異方性と
対応していることが知られている。例えば、ｒ９０≧ｒ
０＞ｒ４５のＶ字分布ならば、圧延方向より０°および
９０°方向に耳が発生し、ｒ４５＞ｒ９０≧ｒ０の逆Ｖ
字分布ならば、４５°方向に耳が発生する。ただし、こ
こで、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０はそれぞれ圧延方向に
対して０°方向のランクフォード値、圧延方向に対して
４５°方向のランクフォード値および圧延方向に対して
９０°方向のランクフォード値である。また、耳の大き
さは、ｒ値の異方性の程度によって決まり、耳の高さが
大きいと、成形部品の板厚が圧延方向によって変動し、
十分な均一性を持たなったり、材料歩留りが悪いなどの
問題点があり、品質および経済性での面で改善が期待さ
れている。

【０００５】成形性の優れた高強度冷延鋼板としては、
Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素で強化し、Ｔｉ、Ｎｂ
等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼を連続焼鈍
装置にて製造する方法がある。例えば、特公昭５９―４
２７４２号公報等は、Ｔｉを添加した極低炭素高強度冷
延鋼板に関する技術である。しかし、これらの技術は、
ｒ値の面内異方性が大きい欠点があった。そこで、この
ような高強度鋼板のｒ値の面内異方性の改善の方策とし
て以下の既知技術が開示されている。

【０００６】特公昭６２―２８７０１８号公報は、Ｔ
ｉ、Ｎｂを添加し固溶Ｃと固溶Ｎを熱延時に固定し、ま
た熱延はオーステナイト域で再結晶しない温度域で圧延
し、直ちに低温で巻取り、冷延、再結晶焼鈍することに
より、ｒ値の面内異方性を小さくする技術である。しか
しながら、上記の技術は、極低炭素鋼ベースの成分系に
おける高強度冷延鋼板のｒ値の面内異方性改善方法を開
示したものであり、Ｃ、Ｎなどの進入型固溶元素を低減
させるためにＲＨなどの二次精練を行わなければなら
ず、製鋼コストが高くなるという難点がある。

【０００７】また、特公昭６２―１６１９１９号公報に
は、熱間圧延でスラブ加熱温度を低温にし、巻取り温度
を高温にすることにより適当なＡｌＮを析出させたｒ値
の面内異方性の小さな熱延鋼板を８５〜９３％の高冷延
率で冷延し、再結晶焼鈍することによってｒ値の面内異
方性を小さくする技術が報告されている。しかしなが
ら、上記の技術は、ｒ値の面内異方性改善のために８５
％以上という高い冷延率が必要となり、冷間圧延の負荷
が高くなるという問題点がある。

【０００８】特公昭５７―３７３２および特公平８―１
４００３には、低炭素アルミキルド鋼の成分系をベース
としてＴｉまたはＮｂを添加してＮをＴｉＮで固定し
て、焼鈍時にＡｌＮの析出を抑制し、ＴｉＣの析出物サ
イズを制御することによってｒ値の面内異方性を小さく
する技術が開示されている。しかしながら、この技術
は、長時間低温焼鈍である箱焼鈍を前提としており、単
位時間あたりの生産量が低いという問題点がある。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、円筒もしく
は円錐形の回転対称な自動車部品等の成形に好適な冷延
鋼板に関するもので、ｒ値の面内異方性を改善するため
に微細な分散粒子のサイズ、分布等を最適化して再結晶
焼鈍時のｒ値の面内異方性を顕著にする方位の核生成、
粒成長を抑制してｒ値の面内異方性を小さくするように
集合組織を最適化した冷延鋼板を提供しようとするもの
である。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、 （１）質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．０６％、Ｓｉ＝
０．００５〜０．５％、Ｍｎ＝０．０１〜２．０％、Ｐ
＝０．０１〜０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．
００４％、Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、Ｏ＝０．
００１〜０．０１％、Ｎ＝０．００１〜０．０１％、Ｔ
ｉ＝０．００５〜０．１％、を含み、残部がＦｅ及び不
可避的不純物であることを特徴とする面内異方性が小さ
く成形性に優れた冷延鋼板。 （２）平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１μｍ以下
であるＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を
鋼中に含有することを特徴とする前記（１）に記載の面
内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。 （３）鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物および／また
は複合酸化物の面密度が４０〜１０００個／ｍｍ２であ
ることを特徴とする前記（２）に記載の面内異方性が小
さく成形性に優れた冷延鋼板。にある。

【００１１】ここで、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸
化物とはＭｇＯのようなＭｇ単独およびＴｉＯ、Ｔｉ２
Ｏ３,TiO2のようなＴｉ単独の酸化物粒子およびその複
合酸化物粒子だけでなく、それら以外の酸化物およびＴ
ｉＣ、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物が含まれるような複合
粒子のことを指す。なお、本発明は、溶融亜鉛めっき鋼
板にも適用可能である。

【００１２】ｒ値の面内異方性は、集合組織に起因して
いる。例えば、「鉄と鋼」第５７年（１９７１）１１３
４〜１１５４ページによれば、｛１１０｝〈１００〉方
位が強い場合は、ｒ９０≧ｒ０＞ｒ４５のＶ字分布の異
方性を示し、｛１００｝〈１１０〉方位が強い場合に
は、ｒ４５＞ｒ９０≧ｒ０の逆Ｖ字分布を示す。また、
耳の大きさとｒ値の異方性の程度（以下ｄｒ＝ｒｍａｘ
−ｒｍｉｎ、ただしｒｍａｘは、ｒ０、ｒ４５およびｒ
９０の最大値、ｒｍｉｎは、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０
の最小値と定義する）には、強い相関がある。従って、
ｄｒを小さくするためには、再結晶焼鈍時の｛１１０｝
〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生
成または、粒成長を抑制すればよい。

【００１３】本発明者らは、現在通常に採用されている
工業的規模の連続焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設
備による製造を念頭において冷延鋼板のｒ値の面内異方
性を改善すべく鋭意研究を重ねた結果、焼鈍後の結晶粒
径が同等であってもＭｇを添加するとｄｒが小さくなる
ことを新規に知見した。そして、更に詳細に調査した結
果、鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸
化物の大きさとｄｒの間に強い相関があることを見出
し、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大
きさおよび分布を最適化すれば、強度―延性バランスを
損なうことなく、かつ成形後の耳の高さが実用上問題と
ならないｄｒ≦０．２という鋼板を製造できることを新
規に知見した。

【００１４】

【発明の実施の形態】以下、本発明の基礎となった実験
結果について述べる。まず、焼鈍後の鋼板の結晶粒径と
ｄｒの関係をＭｇを添加したものと添加しないものにつ
いて比較した。０．０２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２
％Ｍｎ―０．０２％Ｐ―０．００５％Ｓ―０．００３％
Ａｌ―０．０５％Ｔｉの成分の鋼をベースとして、純Ｍ
ｇ金属（９９％以上）を鉄箔で包んで添加したＭｇ含有
鋼とＭｇを添加しないＭｇ無添加鋼を５０ｋｇの実験室
溶解にてそれぞれ溶製した。得られた鋳塊を１２３０℃
で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）８００〜８７０℃で
熱間圧延し、５００〜７００℃で巻取った。酸洗後、圧
延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で７５０〜８２０
℃で１分間の焼鈍の後、冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、
さらに１％のスキンパス圧延を行った。

【００１５】このようにして得られた鋼板の結晶粒径と
ｄｒとの関係を調査した。ただし、得られた鋼板の平均
結晶粒径は、圧延方向と平行な断面で測定し、ＪＩＳ
Ｇ ０５２２記載の切断法にて粒度番号にて整理した。
また、ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片
にて、１５％の引張変化の前後における板厚の変化量を
板幅の変化量で除した値と定義し、ｒ０（圧延方向での
ｒ値）、ｒ４５（圧延方向から４５°方向でのｒ値）、
ｒ９０（圧延方向から９０°（板幅方向）でのｒ値）の
それぞれを測定し、ｄｒを得た。図１に粒度番号とｄｒ
との関係を示す。このように、Ｍｇを含有させた場合に
は、含有させない場合と比較して顕著にｄｒを低くでき
ることが分かった。

【００１６】次に鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／
または複合酸化物の大きさとｄｒの関係を調査した。
０．０２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０
２％Ｐ―０．００５％Ｓ―０．００３％Ａｌ―０．０５
％Ｔｉ―０．０００５％Ｍｇの成分の鋼をベースとし、
脱酸剤であるＡｌ、Ｓｉ、ＴｉおよびＭｇ等の添加順
序、添加間隔等を製鋼工程にてさまざまに変化させ得ら
れた鋼片を１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（Ｆ
Ｔ）８４０℃で熱間圧延し、６００℃で巻取った。酸洗
後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８００℃
で１分間の焼鈍の後、冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、更
に１％のスキンパス圧延を行った。

【００１７】このようにして得られた鋼板の機械的性質
およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の
粒子サイズとｄｒとの関係を調査した。ただし、機械的
性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、
ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。
またｄｒは、既に述べたものと同一の方法によって求め
た。一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の状態
は、供試鋼の表面から１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＥｎｅｒｇｙＬｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能
を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇ
とＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認し
た。また、本願で規定するＭｇとＴｉの酸化物および複
合酸化物の平均粒子径は、１００００〜５０００００倍
の倍率で少なくとも１０００μｍ２以上の面積にわたっ
て観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定したもののそ
の一視野での平均の値である。図２に強度―延性バラン
ス（引張強度×全伸び：ＴＳ×Ｅｌ）およびｄｒとＭｇ
とＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズの測定結
果を示す。このように、強度―延性バランスとｄｒがと
もに優れるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子
サイズは０．００５μｍ以上０．１μｍ以下と分かっ
た。

【００１８】次に、本発明の化学成分の限定理由につい
て説明する。 Ｃ ： Ｃは、０．０１％未満であるとｄｒが大きくな
り過ぎるので０．０１％以上とする。また、０．０６％
超含有していると硬度が高くなりすぎ冷間圧延性が悪く
なるので、０．０１％以上０．０６％以下とする。 Ｓｉ： Ｓｉは固溶強化元素であり必要に応じて添加す
る。ただし、０．００５％未満では製鋼段階での製造コ
ストの上昇を招くので０．００５％以上とする。一方、
Ｓｉは、０．５％超添加すると固溶硬化が著しくなり加
工用に不適当になるので、０．５％以下とする。さらに
好ましくは、溶融亜鉛めっきの密着性を損なわないよう
にするために、０．１％以下とする。

【００１９】Ｍｎ： Ｍｎは、Ｓｉ同様に固溶強化元素
であり必要に応じて添加する。ただし、０.０１％未満
では製鋼段階での製造コストの上昇を招くので０.０１
％以上とする。一方、２．０％超添加すると延性が低下
するため２．０％以下とする。また、Ａｃ３点を低下さ
せる作用があるため再結晶焼鈍の温度を確保するために
好ましくは、１．０％以下がよい。 Ｐ： Ｐは、強力な固溶強化元素であるので求められる
強度レベルに応じて０．０１％以上添加する。ただし
０．１０％超添加すると溶接性に悪影響を及ぼすので、
上限を０．１０％とする。 Ｓ： Ｓは不純物であり、多すぎると熱間圧延時の割れ
を引き起こすばかりでなく、平均ランクフォード値の劣
化を起こすので極力低減させるべきであるが、０．０２
％以下ならば許容できる範囲である。 Ａｌ： 通常Ａｌは溶鋼脱酸のために添加されるが本発
明においてはＭｇ添加の効果を阻害するため少ないほど
好ましい。ただし、０．００４％以下ならば、許容でき
る範囲である。

【００２０】Ｍｇ： Ｍｇは、本発明における最も重要
な添加元素の一つである。Ｍｇは、酸素と結合して微細
な酸化物を形成する。鋼中に微細に分散したＭｇとＴｉ
の酸化物および複合酸化物はピニング効果によって、熱
延板段階での結晶粒の粗大化を抑制し、ｄｒを低減す
る。また、再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝
〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生
成または粒成長を抑制する効果がある考えられる。ただ
し、０．０００１％未満ではその効果が不十分である。
一方、０．０１％超添加すると、ｒ値面内異方性を小さ
くする効果が飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術上
非常に難しい。従ってＭｇの添加量は０．０００１％以
上０．０１％以下とする。

【００２１】Ｏ ： ｄｒを低減する効果のあるＭｇま
たは／およびＴｉを含む微細な粒子を得るためには、
０．００１％以上必要である。しかし、０．０１％超で
は、酸化物が粗大化し、その効果が失われるばかりか、
成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。従ってＯ
の含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。 Ｎ ： Ｎは、ｄｒを低減する効果のあるＭｇとＴｉの
酸化物および複合酸化物を含む微細な粒子の形成に関与
し、ｄｒを低減する効果を促進する。この効果を得るた
めにＮは０．００１％以上含有する必要がある。しか
し、０．０１％超含有してもその効果は飽和するので、
Ｎの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。

【００２２】Ｔｉ： Ｔｉは、本発明における最も重要
な添加元素の一つである。Ｔｉは、ｄｒを低減する効果
のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形成し、
均一に微細に分散させるのに必要である。また、再結晶
焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉方位お
よび｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または粒成長を
抑制する効果があると考えられる。ただし、０．００５
％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１％超
添加すると、ｒ値面内異方性を小さくする効果が飽和し
てしまうだけでなく、表面性状や化成処理性が劣化する
ので、その上限は０．１％以下とする。さらに、Ｔｉ
は、０．０６％超添加すると溶融亜鉛めっきの密着性を
悪くし、プレス成形時にパウダリングを起こすので、好
ましくは０．０６％以下がよい。なお、本発明において
上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原
料から混入する不可避的不純物の含有は許容される。

【００２３】次に、本発明の鋼板に含まれるＭｇとＴｉ
の酸化物および複合酸化物の存在状態について説明す
る。これらの酸化物の直径が、平均粒子径で０．００５
μｍ未満であると硬質化してしまい良好な強度―延性バ
ランスが得られない。また、０．１μｍ超であるとｄｒ
の低減にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位
および｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生
成、粒成長を抑制することが不十分になりｄｒ≦０．２
が得られない。従って、良好な強度―延性バランスおよ
びｄｒ≦０．２の両方を満足させるためには、ＭｇとＴ
ｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径を０．００５
μｍ以上０．１μｍ以下とする。

【００２４】また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の面密度は、４０個／ｍｍ２未満では、これら粒子の
数が少く、ｄｒの低減にとって好ましくない｛１１０｝
〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の再結
晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制することが不十分にな
りｄｒ≦０．２が得られない。従って、ＭｇとＴｉの酸
化物および複合酸化物の面密度は、４０個／ｍｍ２以上
とする。一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の
面密度は、１０００個／ｍｍ２超では、ｒ値の面内異方
性にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位およ
び｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、
粒成長を抑制する効果が飽和するだけでなく、伸びを劣
化させる。従って、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の面密度は、１０００個／ｍｍ２以下とする。

【００２５】

【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｍの鋼を、転炉に
て溶製して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱
し、８００℃〜９００℃の仕上げ圧延温度で６．０ｍｍ
に圧延した後、５００〜７００℃で温度でそれぞれ巻取
った。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を施し（圧延率８
６．７％）、連続焼鈍ライン（最高加熱温度７６０〜７
８０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただ
し、鋼Ｂについては、再結晶焼鈍処理後に３５０℃×１
８０秒の過時効処理を施した。また、鋼Ｈについては、
冷延後、溶融亜鉛めっきライン（最高加熱温度７７０〜
７８０℃、溶融亜鉛めっき４６０℃、合金化処理５２０
℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。
なお、表１の化学組成についての表示は質量％である。

【００２６】このようにして得られた鋼板の機械的性質
およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の
粒子サイズと平均ランクフォード値（ｒｍ）およびｄｒ
との関係を調査した。ただし、得られた鋼板の機械的性
質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ｒ
値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、１
５％における板厚の変化量を板幅の変化量で除した値と
定義し、ｒ０（圧延方向でのｒ値）、ｒ４５（圧延方向
から４５°方向でのｒ値）、ｒ９０（圧延方向から９０
°（板幅方向）でのｒ値）のそれぞれを測定し、ｒｍと
ｄｒを得た。

【００２７】一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機
能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇ
とＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認し
た。また、それらの粒子径は、１００００〜５００００
０倍の倍率で少なくとも１０００μｍ２以上の面積にわ
たって観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定したもの
のその一視野での平均の値である。一方、それら対象と
なるサイズの粒子の面密度（１ｍｍ２あたりの個数）も
同時に測定した。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】本発明に沿うものは、鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、
Ｇ、Ｈ、Ｌの７鋼である。上記以外の鋼は、以下の理由
によって面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板が
得られていない。鋼Ａは、Ｏの含有量が本発明の範囲よ
り多いので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒
子径が大きい、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼
Ｅは、Ａｌの含有量が本発明の範囲外であるのでＭｇと
Ｔｉの酸化物および複合酸化物の面密度が低い、従って
ｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｉは、Ｍｇが添加され
ていないため、酸化物粒子の径が大きい、従ってｄｒが
本発明の範囲外である。鋼Ｋは、Ｔｉが添加されていな
いため、酸化物粒子の面密度が低い、従ってｄｒが本発
明の範囲外である。鋼Ｊは、Ｃの含有量が本発明の範囲
より少ないので、ｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｍ
は、Ｏの含有量が本発明の範囲より少ないので、Ｍｇと
Ｔｉの酸化物および複合酸化物の粒子の面密度が低い、
従ってｄｒが本発明の範囲外である。

【００３１】

【発明の効果】 本発明は、上述したようにｒ値の面内
異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板を与えるもの
で、これらの冷延鋼板を用いることで、円筒もしくは円
錐形の回転対称な自動車部品等の成形性に大幅な改善が
期待できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の基礎になる実験において圧延方向と
平行な断面における焼鈍後の再結晶粒の粒度番号Ｎと面
内異方性の程度ｄｒの関係を示す図である。

【図２】 本発明の範囲をＭｇとＴｉの酸化物および複
合酸化物の平均粒子径ｄと面内異方性の程度ｄｒおよび
強度―延性バランスの関係を示す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％にてＣ ＝０．０１〜０．０６
   ％、Ｓｉ＝０．００５〜０．５％、Ｍｎ＝０．０１〜
   ２．０％、Ｐ ＝０．０１〜０．１０％、Ｓ ≦０．０
   ２％、Ａｌ≦０．００４％、Ｍｇ＝０．０００１〜０．
   ０１％、Ｏ ＝０．００１〜０．０１％、Ｎ ＝０．０
   ０１〜０．０１％、Ｔｉ＝０．００５〜０．１％、 を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特
   徴とする面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
2. 【請求項２】 平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１
   μｍ以下であるＭｇとＴｉの酸化物および／または複合
   酸化物を鋼中に含有することを特徴とする請求項１に記
   載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
3. 【請求項３】 鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物およ
   び／または複合酸化物の面密度が４０〜１０００個／ｍ
   ｍ２であることを特徴とする請求項２に記載の面内異方
   性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。