(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０２５〜０．０４５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｔｉ＊／４Ｃ：１．４〜９．２（ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）であり、さらに、下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ）  ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ）      ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、
ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０２５〜０．０４５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ＊／４Ｃ：３．０〜８．０（ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）であり、さらに、下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ）  ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ）      ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、
ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値
【請求項３】
質量％で、Ｂ：０．０００８％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の複合成形性に優れた冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれかの冷延鋼板を製造するにあたり、鋼スラブに熱間圧延を施した後、ランナウトテーブルにおいて中間温度が７２０℃以下になるまで冷却してから、５５０〜６６０℃で巻き取り、その後、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行い、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フード、ドア、フェンダ、サイドパネル等の自動車パネルに用いられる鋼板に関し、特に、絞り成形や張出し成形等の複合成形において優れた成形性を有する冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
最近、自動車ボディ用鋼板に対しては、部品の一体成形化による部品点数の削減およびプレス工程の省略化の両方を満足させる極めて高いプレス成形性が要求されるようになってきている。特に、フロントフェンダやサイドパネルのように複雑な形状の部品を一体成形する場合には、絞り成形のみならず、絞り成形性と張出し成形性との複合成形性が重要となる。
【０００３】
プレス成形性を向上させるために鋼板のｒ値や伸びを高める技術は、従来より多数提案されている。例えば、特開平５−２７９７９７号公報には、極低炭素鋼板にＮｂ、Ｔｉを添加し、平均ｒ値を２．８以上、１０〜２０％の加工硬化指数（ｎ値）を０．２６以上とすることが提案されている。
【０００４】
また、特公平７−０６２２０９号公報には、極低炭素鋼板にＮｂ，Ｔｉを添加し、鋼板の圧延方向と４５°方向の引張り強さを２８．５〜３１．０ｋｇｆ／mm２（２７９．３〜３０３．８ＭＰａ）とし、圧延方向と４５°方向のｒ値を１．９０以上とする技術が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、フロントフェンダやサイドパネルのように複雑な形状を有する複合成形部品では、上記のようなｒ値や伸びを高める技術が必ずしも効果的でなく、プレスワレが頻発することがある。
【０００６】
例えば、上記特開平５−２７９７９７号公報に開示された技術は、深絞り成形および高歪み域（１０〜２０％）の張出し成形に対しては有効であるが、低歪み域（１０％以下）における歪み伝播が十分でない場合には、プレス時のパンチ底近傍での歪み発生量が小さくなるとともに、パンチ側壁部で過大な歪みが発生してワレが生じてしまう。
【０００７】
また、上記特公平７−０６２２０９号公報に開示された技術は対象とする部品がホイルハウスインナーであり、このような部品を複合成形する場合に成形性を支配するのは絞りビード部および深い絞り成形部である。そのため、張出し部主体のワレに対しては必ずしも有効ではない。また、このプレス成形性は、ダイス肩Ｒ部における鋼板流入量の制御により決まるため、しわ押さえ力の調整が困難となり、成形可能領域が得られない場合がある。なお、このような成形様式では、流入の代わりにひずみ伝播を利用することで成形性を向上するとともに成形条件を緩和することもできるが十分ではない。
【０００８】
本発明は、以上の点に鑑みてなされたものであって、フード、ドア、フェンダ、サイドパネルといった自動車パネル等に要求される絞り、張出し等の複合成形における耐破断性に優れる冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、鋼板をフェンダやサイドパネル等に複合成形する際の成形性について詳細に検討を行った結果、絞りや張出し等の複合成形性に対しては、ｒ値を向上させることとともに、特に、プレス成形時における成形体側壁部のパンチやダイ肩近傍といった破断危険部における歪みの集中を回避することが有効であり、そのためには低歪み域でのｎ値を適正化し、側壁部の平面歪み領域での歪み伝播やパンチ底部における低歪み域での塑性流動（歪み伝播）を促進することが効果的であることを見出した。
【００１０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（３）を提供する。
（１）  質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０２５〜０．０４５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｔｉ＊／４Ｃ：１．４〜９．２（ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）であり、さらに、下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ）  ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ）      ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、
ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値
【００１１】
（２）  質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０２５〜０．０４５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ＊／４Ｃ：３．０〜８．０（ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）であり、さらに、下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ）  ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ）      ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、
ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値
【００１２】
（３）  上記（１）または（２）において、質量％で、Ｂ：０．０００８％以下をさらに含有することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
【００１３】
（４）  上記（１）から（３）のいずれかの冷延鋼板を製造するにあたり、鋼スラブに熱間圧延を施した後、ランナウトテーブルにおいて中間温度が７２０℃以下になるまで冷却してから、５５０〜６６０℃で巻き取り、その後、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行い、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、成分組成、引張特性、製造条件に分けて具体的に説明する。
１．成分組成
本発明における鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０２５〜０．０４５％含有し、残部実質的にＦｅからなり、かつ、Ｔｉ＊／４Ｃ：１．４〜９．２（ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）を満足する。また、好ましくは、上記組成を有し、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ＊／４Ｃ：３．０〜８．０を満足する。その限定理由は、以下のとおりである。
【００１５】
Ｃ：０．００２０％以下
Ｃは、低歪み域（１〜１０％）でのｎ値に影響をおよぼす元素であり、固溶状態では転位と相互作用をおよぼしｎ値を低下させ、ＴｉＣの状態では極めて微細な場合にｎ値を低下させる。このようなｎ値の低下は０．００２０％を超えると生じるため、ｎ値を向上させる観点からＣ含有量を０．００２０％以下とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは冷延鋼板の場合、０．０５％を超えて過剰に添加されると化成処理性が劣化し、溶融亜鉛めっきの場合はめっき密着性が劣化する。また、延性を高く維持するためには０．０５％以下とする必要がある。このため、Ｓｉ含有量を０．０５％以下とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．０５〜０．３５％
Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして析出させ、スラブの熱間割れを防止する元素である。本発明においては、ＴｉによりＳを固定しているので、Ｍｎ含有量は一般鋼より低くても問題はないが、０．０５％未満では溶銑予備処理コストが上昇する。一方、Ｍｎ含有量が０．３５％を超えると固溶強化により降伏強度が上昇し、ｎ値が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を０．０５〜０．３５％とする。
【００１８】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界脆化元素であり、その含有量は低く抑えるべきであるが、Ｐ含有量を低減するには脱Ｐコストがかかる。一方、Ｐは、Ｍｎと同様に固溶強化元素であり、０．０２５％を超える添加では降伏強度が上昇するため、ｎ値が低下する。以上の点を考慮して、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。
【００１９】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不可避的不純物として鋼中に存在する。Ｓ含有量が増えると延性が劣化するとともに、ＴｉＳを形成するため、後述する有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）が減少する。そのため、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。
【００２０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％
ｓｏｌ．Ａｌは、ＮをＡｌＮとして固定するが、本発明においてはＴｉを添加してＮをＴｉＮとして固定するため、通常の場合に比較してＡｌ添加量を低減することができる。本発明では、Ａｌ脱酸することでＴｉの酸化を抑制して有効Ｔｉ量を確保するとともに、表面欠陥の発生を抑制するため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１〜０．０６％とする。
【００２１】
Ｎ：０．００２０％以下
Ｎは、Ｃと同様に低歪み域（１〜１０％）のｎ値に影響をおよぼす元素であり、固溶状態では転位と相互作用をおよぼしｎ値を低下させ、ＴｉＮの状態では極めて微細な場合にｎ値を低下させる。このようなｎ値の低下は０．００２０％を超えると生じるため、ｎ値を向上させる観点からＮ含有量を０．００２０％以下とする。
【００２２】
Ｔｉ：０．０２５〜０．０４５％
Ｔｉは、固溶Ｃ、Ｎを固定し、ｒ値を向上させるため、重要な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２５％未満では十分にＣ、Ｎを固定することができず、優れた複合成形性の鋼板が得られない。一方、０．０４５％を超えると溶融亜鉛めっき後の表面性状を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量を０．０２５〜０．０４５％とする。
【００２３】
Ｔｉ＊／４Ｃ：１．４〜９．２
Ｔｉ＊は、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ（ただし、Ｔｉ＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％である）で表される値であり、Ｔｉ＊／４Ｃは、ｎ値を向上させるために重要な成分バランスである。Ｔｉは、上記の通りＣ、Ｎを固定する元素であるが、鋼中のＣに対して十分な量のＴｉを添加することによって、炭・窒化物を粗大化し、ｎ値を安定して向上させることができる。図１は、Ｔｉを０．０１〜０．１０％含有する鋼について、Ｔｉ＊／４Ｃの値が低歪み域（１〜１０％）におけるｎ値におよぼす影響を調べた結果である。図１より、Ｔｉ＊／４Ｃの値を１．４以上とすれば０．２４以上の高いｎ値が得られ、特に、３．０〜８．０の範囲とすれば０．２６以上の極めて高いｎ値が得られていることが分かる。一方、９．２を超えると固溶Ｔｉの影響が顕著となり、ｎ値が著しく低下する。このため、Ｔｉ＊／４Ｃの値を１．４〜９．２の範囲とし、より好ましい値を３．０〜８．０とする。
【００２４】
Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下
Ｃ、Ｎは、固溶状態において転位と相互作用を及ぼしｎ値を低下させるため、本発明においてはＴｉにより析出物として固定するが、この析出物の量もｎ値に影響を及ぼす。図２は、Ｃ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０％以下を含有し、Ｔｉ＊／４Ｃが３．０〜８．０の範囲にある鋼について、Ｃ＋Ｎが低歪み域（１〜１０％）におけるｎ値に及ぼす影響を調査した結果である。図２より、Ｃ＋Ｎが０．００４０％以下の領域ではｎ値が高くなっており、特にＣ＋Ｎが０．００３０％以下の領域において最も高いｎ値が得られていることが分かる。したがって、Ｔｉ＊／４Ｃが３．０〜８．０の場合に、Ｃ＋Ｎが０．００３０％であることが好ましい。
【００２５】
なお、本発明においては、上記以外の成分元素として、Ｎを固定するためにＢを０．０００８％以下の範囲で添加してもよい。
【００２６】
２．引張特性
本発明の鋼板は、下記（１）式、（２）式を満足する引張特性を有している。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ）  ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ）      ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値である。
【００２７】
ここで、面内平均ｒ値は、以下のようにして算出される。
［面内平均ｒ値］＝（［ｒ０］＋２［ｒ４５］＋［ｒ９０］）／４
ただし、［ｒ０］：鋼板圧延方向でのｒ値、［ｒ４５］：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｒ値、［ｒ９０］：鋼板圧延方向に対し９０°方向でのｒ値である。
【００２８】
また、平均加工硬化指数ｎ値は、以下のようにして算出される。
［平均加工硬化指数ｎ値］＝（［ｎ０］＋２［ｎ４５］＋［ｎ９０］）／４
ただし、［ｎ０］：鋼板圧延方向でのｎ値、［ｎ４５］：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｎ値、［ｎ９０］：鋼板圧延方向に対し９０°方向でのｎ値である。
【００２９】
なお、上記（１）式は絞り性、（２）式は張出し性に関するもので、これらの式のｒ値、ｎ値は、ＪＩＳ５号引張試験で得られる値である。このときのｒ値、ｎ値は、表面処理鋼板の場合はめっき剥離後の母材の特性値である。
【００３０】
また、ｎ値の歪み範囲は、従来の高歪み域（１０〜２０％）ではなく、１〜１０％の低歪み域である。これは、フロントフェンダやサイドパネル等の実部品の実態を詳細に調査した結果から知見したものである。図３は、図４に示す実部品スケールのフロントフェンダモデル成形品の破断危険部位近傍の相当歪み分布の一例を示す。図３に示すように破断危険部位は側壁部となっているが、パンチ底接触部に発生する歪みは０．１０以下となっている。
【００３１】
図５は横軸にｎ値をとり、縦軸にｒ値をとって、絞り性および張出し性に与えるこれらの影響を示すものである。図５より、上記（１）式を満足する引張特性の場合、ＪＳＣ２７０Ｆよりも優れた絞り成形性（ＬＤＲ）が得られ、上記（２）式を満足する引張特性の場合、側壁部に相当する平面歪み領域においてＪＳＣ２７０Ｆよりも高いハット成形高さが得られることがわかる。本発明鋼は、上記（１）式と上記（２）式を満足する引張特性を有しており、絞り成形性と張り出し成形性に優れているので、絞り成形や張出し成形等の複合成形によってフロントフェンダやサイドパネル等を一体成形しても、プレスワレが生じることはない。
【００３２】
なお、絞り成形性については５０mm径の円筒成形時の限界絞り値（ＬＤＲ）で評価し、張出し成形性については、実パネル成形をシミュレートして、図６に示すハット型成形試験により評価した。
【００３３】
３．製造条件
本発明においては、上記鋼板を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブに熱間圧延を施した後、ランナウトテーブル（ホットランテーブル）において中間温度が７２０℃以下になるまで冷却（ランナウトテーブル冷却：スプレー方式またはラミナ方式）してから、５５０〜６６０℃で巻き取り、その後、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行い、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で連続焼鈍する。
【００３４】
中間温度：７２０℃以下
中間温度は、ｒ値、ｎ値に影響を及ぼす重要な条件である。高いｒ値を得るには熱延板フェライト粒の微細化と炭・窒化物（析出物）の粗大化が有効であり、高いｎ値を得るには析出物を均一に粗大化することが重要である。フェライト粒の微細化には仕上圧延後の急冷が必要であり、中間温度が７２０℃以下となるように冷却することで、高いｒ値を得ることができる。一方、析出物の粗大化にはＴｉ＊／４Ｃを高めることが大きく寄与するが、仕上熱延後の巻取りまでの冷却段階での析出において、適切に析出を制御しない場合、析出物のサイズ分布が不均一となり、高いｎ値を安定して得ることができない。すなわち、巻取りまでの冷却段階での析出を抑制し、巻取り後に均一に析出および粗大化させる。図７は、Ｔｉ＊／４Ｃ＝６．０の鋼について、中間温度が低歪み域（１〜１０％）のｎ値におよぼす影響を調査した結果である。図７より、中間温度が７２０℃以下で安定して高いｎ値が得られることが確認される。
【００３５】
巻取温度：５５０〜６６０℃
熱延の際の巻取り工程においては、析出物が粗大化され、鋼板のｒ値およびｎ値が向上する。しかし、巻取温度が５５０℃未満では析出物が十分に粗大化しないため、ｒ値およびｎ値の向上効果が得られない。一方、６６０℃を超える場合、結晶粒が粗大となり優れたｒ値が得られない。このため、巻取温度は５５０〜６６０℃とする。
【００３６】
冷間圧延時の圧延率：７０〜８５％
冷間圧延時の圧延率（冷圧率）はｒ値とｎ値に影響をおよぼし、冷圧率が７０％未満の場合、優れたｒ値が得られず、一方、８５％を超えるような高い冷圧率の場合、結晶粒が微細となり優れたｎ値が得られない。このため、冷圧率は７０〜８５％とする。
【００３７】
焼鈍温度：７８０〜８８０℃
連続焼鈍における焼鈍温度はｒ値とｎ値に影響をおよぼし、焼鈍温度が７８０℃未満の場合、ｒ値、ｎ値ともに十分な値が得られない。一方、８８０℃を超えるような場合、異常粒成長を生じて材質劣化を招くおそれがある。このため、焼鈍温度は７８０〜８８０℃の範囲とする。
【００３８】
本発明鋼板は、スラブの熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍などの一連の工程を経て製造され、必要に応じてめっき処理がなされる。熱延プロセスは、スラブ加熱後に圧延する方法、連続鋳造後に短時間の加熱を施してから圧延する方法、あるいは連続鋳造後に加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよい。これらいずれの場合でも、優れた表面性状を付与するためには一次スケールのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分に除去することが好ましい。なお、熱間圧延中においては、バーヒータにより加熱を行ってもよい。また、熱延仕上温度は材質確保のためＡｒ３点以上とする。
【００３９】
本発明の冷延鋼板は、焼鈍後、その表面に電気めっきまたは亜鉛系めっきを施して亜鉛系めっき鋼板として使用することもでき、この場合にもパネル加工後に所望の表面品質と成形性を得ることができる。亜鉛系めっきとしては、純亜鉛めっき、合金化めっき（亜鉛めっき後に合金加熱処理して得られた亜鉛めっき）、亜鉛−Ｎｉ合金めっき等があげられる。また、めっき後に有機皮膜処理を施した鋼板においても同様の性能を付与することができる。
【００４０】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す鋼板Ｎｏ．１〜８の鋼（数字は質量％）を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、１２５０℃に加熱後、仕上温度８８０〜９１０℃、中間温度７００℃、巻取温度６４０℃で板厚３．２mmの熱延板とした後、板厚０．８０mmまで冷間圧延し、その後連続焼鈍（焼鈍温度：８５０℃）・溶融亜鉛めっきを実施した。連続焼鈍・溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後４６０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で５００℃でめっき層の合金化処理を行なった。連続焼鈍・溶融亜鉛めっき後、圧下率０．７％の調質圧延を行なった。表２に、これらの鋼板のめっき剥離後の機械的特性、複合成形性の評価結果を示す。また、表２にｒ＋２．０（ｎ）およびｒ＋５０．０（ｎ）の値も併せて示す。複合成形性の評価は、限界絞り比（ＬＤＲ）とハット成形高さ（Ｈ）を求めて行なった。
【００４１】
【表１】
0003724297.tif 000002
【００４２】
【表２】
0003724297.tif 000003
【００４３】
これらの表に示すように、本発明の成分組成を有し、かつ、Ｔｉ＊／４Ｃ、ｒ＋５０．０（ｎ）およびｒ＋２．０（ｎ）の値を本発明の範囲とすることによって、複合成形性の優れた冷延鋼板を得ることができることが確認された。また、Ｃ＋Ｎが０．００３０％以下の場合（鋼番４）に、特に複合成形性に優れていることが確認された。
【００４４】
一方、比較鋼は、複合成形性が従来材レベルであるか、あるいはそれよりも劣っており、特に、Ｔｉ＊／４Ｃの値が本発明範囲外となった場合にはｎ値が低くなり、優れたハット成形高さ（Ｈ）が得られない。また、ｒ＋５０．０（ｎ）やｒ＋２．０（ｎ）の値が本発明範囲外となった場合には、それぞれハット成形高さ（Ｈ）や限界絞り比（ＬＤＲ）が低くなり、優れた複合成形性が得られない。
【００４５】
［実施例２］
表１に示す鋼番１，４の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、１２５０℃に加熱後、仕上温度８８０〜９１０℃、中間温度６８０〜７４０℃、巻取温度５００〜６８０℃で板厚２．４〜６．０mmの熱延板とした後、圧延率６７〜８７％で冷間圧延し、板厚０．８０mmとした。その後、焼鈍温度７５０〜９００℃において連続焼鈍あるいは連続焼鈍・溶融亜鉛めっきを実施した。連続焼鈍・溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後４６０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で５００℃でめっき層の合金化処理を行なった。連続焼鈍・溶融亜鉛めっき後、圧下率０．７％の調質圧延を行なった。表３にこれらの鋼板のめっき剥離後の機械的特性、複合成形性の評価結果を示す。複合成形性の評価は、限界絞り比（ＬＤＲ）とハット成形高さ（Ｈ）を求めて行なった。
【００４６】
【表３】
0003724297.tif 000004
【００４７】
表３に示すように、本発明の製造条件を満足し、かつ、Ｔｉ＊／４Ｃ、ｒ＋５０．０（ｎ）およびｒ＋２．０（ｎ）の値を本発明の範囲とすることによって、複合成形性の優れた冷延鋼板を得ることができることが確認された。また、Ｃ＋Ｎが０．００３０％以下の鋼番４においては、特に複合成形性に優れていることが確認された。
【００４８】
一方、本発明の製造条件を満足しない比較鋼は、複合成形性が従来材レベルあるいはそれよりも劣っており、特に、中間温度が高い、あるいは巻取温度が低い、冷延率が高い、焼鈍温度が低い場合には、ｎ値が低くなり、優れたハット成形高さの鋼板を得ることができない。また、ｒ＋５０．０（ｎ）やｒ＋２．０（ｎ）の値が本発明範囲外となった場合には、それぞれハット成形高さ（Ｈ）や限界絞り比（ＬＤＲ）が低くなり、優れた複合成形性が得られない。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、低歪み域での歪み伝播に影響をおよぼすＣ，Ｎ，Ｔｉおよびｒ値、ｎ値、熱延条件、冷延率、焼鈍条件を適切に制御することにより、絞り成形性と張出し成形性からなる複合成形性に優れ、プレスワレを生じることなくフロントフェンダやサイドパネル等の複雑な形状に複合成形することが可能な冷延鋼板を得ることができ、産業上極めて有意義である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｔｉ＊／４Ｃとｎ値との関係を示すグラフ。
【図２】  Ｃ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０％以下を含有し、Ｔｉ＊／４Ｃが３．０〜８．０の範囲にある鋼について、Ｃ＋Ｎが低歪み域（１〜１０％）におけるｎ値に及ぼす影響を調査した結果を示すグラフ。
【図３】  図４に示した実部品スケールのフロントフェンダモデル成形品の破断危険部位近傍の相当歪み分布の一例を示すグラフ。
【図４】  フロントフェンダモデル成形品と、その破断危険部位を示す概略図。
【図５】  ｎ値およびｒ値と、絞り成形性および張出し成形性との関係を示すグラフ。
【図６】  ハット型成形試験の概略図。
【図７】  Ｔｉ＊／４Ｃ＝６．０の鋼について、中間温度が低歪み域（１〜１０％）のｎ値におよぼす影響を示すグラフ。
【図１】
0003724297.tif 000005
【図２】
0003724297.tif 000006
【図３】
0003724297.tif 000007
【図４】
0003724297.tif 000008
【図５】
0003724297.tif 000009
【図６】
0003724297.tif 000010
【図７】
0003724297.tif 000011