(57)【要約】【課題】  ３４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ以下の引張強度で、自動車内外板用途へ適用可能な高成形性を有した耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板およびその製造方法を提供すること。【解決手段】  ミクロ組織がフェライト相およびマルテンサイト相の割合が６０％以上の第２相からなる複合組織であり、かつマルテンサイト相粒子の平均粒径ｄが１．５μｍ以下で、さらに単位体積中のマルテンサイト相粒子の個数ａとフェライト粒の個数ｂとの比ａ／ｂが０．７〜２．４である。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ミクロ組織がフェライト相およびマルテンサイト相の割合が６０％以上の第２相からなる複合組織であり、かつマルテンサイト相粒子の平均粒径ｄが１．５μｍ以下で、さらに単位体積中のマルテンサイト相粒子の個数ａとフェライト粒の個数ｂとの比ａ／ｂが０．７〜２．４であることを特徴とする耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板。
【請求項２】
化学成分が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８％未満で、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする請求項１に記載の組織を有する耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板。
【請求項３】
化学成分としてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の組織を有する耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板。
【請求項４】
請求項２または請求項３に記載の化学成分を有する鋼を溶製し、次いで熱間圧延後、冷間圧延を行い、得られた鋼板をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲にて焼鈍し、１次冷却として３℃／秒超１０℃／秒未満の冷却速度でかつ１次冷却停止温度を４５０〜７００℃の温度範囲に冷却した後、連続して１０℃／秒以上の冷却速度でかつ冷却停止温度を４５０℃未満に２次冷却した後、１００〜４００℃の温度範囲にて過時効処理を開始し、当該過時効処理の処理時間が１５０秒以上であり、かつ過時効処理終了温度が３５０℃未満であることを特徴とする耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、家電等の分野に適したプレス成形後の外観が良好な優れた耐面歪性を有する複合組織冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板に対しては、車体軽量化による燃費向上を目的とした鋼板の薄肉化および安全性向上のための高強度化が進められている。一般に鋼板の高強度化は成形性の劣化を招くため、優れた成形性が必要とされる。特に、外板部品などはプレス後の良好な外観も求められるようになってきている。成形品の外観で問題となるのは、うねりなどの面形状、すなわち面歪や、鋼板表面のストレッチャーストレイン、そしてめっき密着性や化成処理性などである。面歪の観点からは、従来より低歪み域での歪み伝播を促進する、つまり降伏強度を低く抑えることが有効であることが広く知られているが、高強度化に伴い降伏強度も上昇するという大きな問題点がある。
【０００３】
このような課題に対し、極低炭素鋼を対象に、降伏強度を低減させて耐面歪性を改善し、プレス成形性をｒ値や伸びを高めて改善する技術が、特許文献１、特許文献２等で提案されている。
【０００４】
また、特許文献３、特許文献４には、低炭素化し、さらにＭｎ、ＣｒあるいはＭｏやＢの含有量を適正に制御し焼入れ性を確保することで、従来の複合組織鋼板より低強度を有す鋼板を得る技術が提案されている。これら技術で得られる鋼板はマルテンサイトを含む複合組織鋼板のため、高強度でありながら降伏比が低く、耐面歪性に優れる。また変態強化を活用するため、固溶強化能に依存せずに高強度化が達成できるため、めっき密着性や化成処理性に悪影響を及ぼすＳｉ、Ｐ含有量を低くすることが可能である。
【０００５】
しかしながら、従来技術では極低炭素鋼をベースとするため、強化機構としては固溶強化に依存するため、表面性状の観点から、自ずとＰ、Ｓｉといった固溶強化元素の量が制限されてしまい、実質的な強度レベルとして、３９０ＭＰａ以上の鋼板を安定製造することは困難である。また、極低炭素鋼板をベースにＴｉを添加し、焼付硬化性を付与させているため、耐時効性に課題が残る。
【０００６】
特許文献３に記載の技術は、高い焼付硬化性を得るために窒素を多量に含有させるため、固溶Ｎ量の増大により延性が劣化するとともに、時効が起こりやすく、降伏点上昇に起因した座屈現象が大きな問題となる。
【０００７】
特許文献４に記載の技術は、マルテンサイト相粒子の単位体積中の個数を増加させることで、張出し成形性を向上させる技術であるが、多量のマルテンサイト相粒子は変形時に発生するボイドの起点を増加させ、成形性を低下させてしまう。また熱間圧延後の巻取り温度を５５０℃以下にし、微細な炭化物を形成させることで、焼鈍後の組織を微細にし、マルテンサイト粒子間距離を短くさせているが、フェライトの細粒化は降伏強度の上昇を招くため、耐面歪性が劣化するという問題がある。
【０００８】
【特許文献１】特開平７−６２２０９号公報
【特許文献２】特開平５−７８７８４号公報
【特許文献３】特開２００１−３２３３３７号公報
【特許文献４】特開２００２−３２２５３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであって、３４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ以下の引張強度で、自動車内外板用途へ適用可能な高成形性を有した耐面歪性に優れた複合組織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。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するため、本発明は、ミクロ組織がフェライト相およびマルテンサイト相の割合が６０％以上の第２相からなる複合組織であり、かつマルテンサイト相粒子の平均粒径ｄが１．５μｍ以下で、さらに単位体積中のマルテンサイト相粒子の個数ａとフェライト粒の個数ｂとの比ａ／ｂが０．７〜２．４であることを特徴とする耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板を提供する。
【００１１】
本発明は、上記複合組織冷延鋼板において、化学成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８％未満で、残部が実質的にＦｅからなるものとすることができる。
【００１２】
本発明は、上記複合組織冷延鋼板において、化学成分としてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のうち１種以上を含有することもできる。
【００１３】
また、本発明は、上記いずれかの化学成分を有する鋼を溶製し、次いで熱間圧延後、冷間圧延を行い、得られた鋼板をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲にて焼鈍し、１次冷却として３℃／秒超１０℃／秒未満の冷却速度でかつ１次冷却停止温度を４５０〜７００℃の温度範囲に冷却した後、連続して１０℃／秒以上の冷却速度でかつ冷却停止温度を４５０℃未満に２次冷却した後、１００〜４００℃の温度範囲にて過時効処理を開始し、当該過時効処理の処理時間が１５０秒以上であり、かつ過時効処理終了温度が３５０℃未満であることを特徴とする耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板の製造方法を提供する。
【００１４】
このような構成を有する本発明は、従来技術では極めて困難であった高加工性かつ耐面歪性に優れた３４０〜５９０ＭＰａの強度を有する鋼板を得るために、フェライト+マルテンサイト相という複合組織に着目して鋭意検討した結果なされたものである。すなわち、強化機構として、変態強化を活用し、マルテンサイト相分率をできるだけ低減させることで、ＩＦ鋼ベースでは困難であった３４０〜５９０ＭＰａの強度範囲を有しながら優れた耐面歪性と耐時効性とを両立させ、さらに微細なマルテンサイト相粒子を一定個数フェライト地に均一分散させることで、低ＹＲ化および成形性向上が達成され、プレス成形後の面形状に優れた複合組織冷延鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、マルテンサイト相の組織形態を適正に制御することにより、自動車内外板等における複合成形において優れた耐面歪性と成形性が得られ、産業上、極めて有意義である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明に係る複合組織冷延鋼板は、ミクロ組織がフェライト相およびマルテンサイト相の割合が６０％以上の第２相からなる複合組織であり、かつマルテンサイト相粒子の平均粒径ｄが１．５μｍ以下で、さらに単位体積中のマルテンサイト相粒子の個数ａとフェライト粒の個数ｂとの比ａ／ｂが０．７〜２．４である。
【００１７】
（ａ）第２相中に占めるマルテンサイト相の割合：６０％以上
マルテンサイト相は、変態時に多数の可動転位が導入されるため、歪分散能が高くなる。よって本発明においては、一定量のマルテンサイト相が必須であり、第２相中のマルテンサイト相の割合を６０％以上とする。好ましくは８０％以上である。マルテンサイト相以外としては、残留γ相、ベイナイト相、炭化物が含まれてもよい。なお、一定量のマルテンサイト相が必須ということは、第２相分率が0％は本発明に含まれないことは言うまでもなく、高い歪分散能を安定して得るためには第２相分率は1％以上が望ましい。第２相分率は１０％以下が望ましく、８％以下がさらに望ましい。
【００１８】
（ｂ）マルテンサイト相粒子の平均粒径ｄ：１．５μｍ以下
成形性の観点からは、マルテンサイト相粒子を微細にすることが有効である。従って、マルテンサイト相粒子の平均粒径ｄを１．５μｍ以下に規定する。好ましくは１．２μｍ以下である。
【００１９】
（ｃ）単位体積中のマルテンサイト相粒子の個数ａとフェライト粒の個数ｂの比ａ／ｂ：０．７〜２．４
ａ／ｂを大きくすることは、変形に対する核が増加するため、低降伏比となる。よって降伏強度を低くするにはマルテンサイト相粒子が一定個数必要であり、ａ／ｂは少なくとも０．７以上とする。図１（ａ）および（ｂ）に、本発明鋼およびａ／ｂが本発明の範囲外である比較鋼の組織写真を示す。ａ／ｂが２．４を超える場合は、マルテンサイト相が連なりかつ密集するため、マルテンサイト相が微細分散したとは言い難く、本発明が目標とする高成形性が得られない。従って、ａ／ｂを２．４以下に、成形性の観点から好ましくは２．０以下、さらに好ましくは１．８以下とする。なお、マルテンサイト相が変形に対する核として十分に作用するためには、マルテンサイト相が粒界に存在するほうが好ましい。
【００２０】
なお、本発明鋼の組織形態は、微細なマルテンサイト相粒子が粒界に一定個数存在することが重要であるが、マルテンサイト相が密集している場合は、成形性に悪影響を及ぼすため、マルテンサイト相粒子間距離が一定間隔以上あるほうが好ましく、マルテンサイト相の平均粒子間距離が２．７μｍ超が望ましい。
【００２１】
本発明においては、以上の組織さえ形成されれば、所期の特性が得られるが、このような組織を得るためには、化学成分が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８％未満で、残部が実質的にＦｅからなるものであることが好ましい。また、さらに他の所望の特性を得るために、上記成分に加え、ｍａｓｓ％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のうち１種以上を含有してもよい。
以下、これらの限定理由について説明する。
【００２２】
Ｃ：０．００５〜０．０５％
Ｃは本発明において極めて重要な元素の１つであり、マルテンサイト相を生成させ、高強度化を図る上で非常に有効である。しかし、Ｃ量が０．０５％を超えると、加工性の著しい低下を招き、さらに溶接性も劣化させる。従って、Ｃ量を０．０５％以下とする。好ましくは、０．０４％以下である。一方、一定体積率のマルテンサイト相を形成させるためには、Ｃを一定量含有させる必要があるため、少なくとも０．００５％以上、好ましくは、０．０１０％超とする。
【００２３】
Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは複合組織を安定して得るために有効な元素である。しかし、Ｓｉ量が１．５％を超えると表面性状および化成処理性が著しく低下する。従って、Ｓｉ量を１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下である。
【００２４】
Ｍｎ：３．０％以下
Ｍｎはマルテンサイト相の生成に非常に重要な元素であり、焼入性を向上させることや、鋼中のＳをＭｎＳとしてとして固定することにより、Ｓの粒界脆化作用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止する作用を有しているため、一定量、好ましくは１．０％以上、添加する必要がある。しかし、３．０％を超えてＭｎを添加すると、スラブコストの著しい上昇とともに、加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎ量を３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。
【００２５】
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは高強度化およびマルテンサイト相を安定させるために有効な元素である。しかし、Ｐ量が０．１０％を超えると、亜鉛めっき層の合金化速度を低下させ、めっき不良や不めっきの原因となるとともに、鋼板の粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。従って、Ｐ量を０．１０％以下とする。
【００２６】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、熱間圧延時に粒界に偏析し、スラブ割れを発生させるため、表面疵の発生割合が高くなる。そのため、Ｍｎを添加することで、ＳをＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは加工時におけるボイドの起点となるために、加工性の低下を招く。従って、Ｓの含有量は、少ない方が望ましく、Ｓ量が０．０３％を超えると、加工性が著しく劣化するため、Ｓ量を０．０３％以下とする。
【００２７】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかし、Ａｌ量が０．０１％未満では上述した作用が安定して得られない。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると、クラスター状のアルミナ系介在物が増加し、加工性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．０１〜０．１％の範囲内とする。
【００２８】
Ｎ：０．００８％未満
Ｎは、加工性および時効性の観点から、少ない方がよい。Ｎ量が０．００８％以上になると、過剰な窒化物の生成により、延性および靭性が劣化する。従って、Ｎ量を０．００８％未満とする。
【００２９】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：添加する場合、それぞれ１．０％以下
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは焼入性向上元素であり、マルテンサイト相を安定して生成させるために添加する。但し、１．０％を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和するばかりか、コスト面でも不利となる。従って、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを添加する場合は、それぞれ１．０％以下とする。
【００３０】
Ｂ：添加する場合、０．０１％以下
Ｂは、焼入性向上に有効な元素であり、マルテンサイト相を安定して得るために添加する。但し、０．０１％を超えて過剰に添加しても、コストに見合う効果が得られない。従って、Ｂを添加する場合は０．０１％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ，Ｎｂ：添加する場合、それぞれ０．１％以下
Ｔｉ，Ｎｂは、炭窒化物を形成して固溶Ｃ，Ｎ量を低下させ、深絞り性を向上させるために有効な元素である。但し、いずれも０．１％を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和し、焼鈍時の再結晶温度が高くなるため、製造性が低下する。従って、Ｔｉ，Ｎｂを添加する場合は、それぞれ０．１％以下とする。
【００３２】
なお、「残部が実質的にＦｅからなる」とは、発明の作用・効果を損なわない限り、不可避的不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。
【００３３】
次に製造条件について説明する。
本発明の冷延鋼板を製造するためには、上記化学成分を有する鋼を溶製し、次いで熱間圧延後、冷間圧延を行い、得られた鋼板をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲にて焼鈍し、１次冷却として３℃／秒超１０℃／秒未満の冷却速度でかつ１次冷却停止温度を４５０〜７００℃の温度範囲に冷却した後、連続して１０℃／秒以上の冷却速度でかつ冷却停止温度を４５０℃未満に２次冷却した後、１００〜４００℃の温度範囲にて過時効処理を開始し、当該過時効処理の処理時間が１５０秒以上であり、かつ過時効処理終了温度が３５０℃未満にして行う。
【００３４】
（ａ）焼鈍温度：Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下
焼鈍温度は、フェライト相＋第２相のミクロ組織を得るため、適切な温度に加熱する必要がある。焼鈍温度がＡｃ１点未満では、二相分離されないため、マルテンサイト相を得ることができない。一方、焼鈍温度がＡｃ３点を超えると、フェライト相が全量オーステナイト化するため、再結晶組織が初期化され、かつ二相分離も十分に進まないため、成形性等の特性が劣化する。従って、焼鈍温度をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下とする。Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋５０℃以下とすることが好ましい。
【００３５】
（ｂ）１次冷却速度：３℃/秒超１０℃/秒未満、１次冷却停止温度：４５０〜７００℃
１次冷却の冷却速度は、パーライト析出を抑制し、かつオーステナイトの体積率を確保するために、適切に制御する必要がある。１次冷却速度が３℃/秒以下になると、パーライトが析出するため、成形性が劣化する。従って、１次冷却速度を３℃/秒超とする。冷却速度が１０℃/秒超になると、フェライト相とオーステナイト相の２相分離が十分に進まず、マルテンサイト相が不足する場合がある。その場合、所望の特性が得られなくなるので、１次冷却の冷却速度を１０℃/秒未満とする。
【００３６】
また、冷却停止温度が７００℃より高い場合は、マルテンサイト相粒子が大きくなり、成形性の劣化を招く。加えて２次冷却停止温度までの冷却幅が大きくなるため、鋼板の形状不良を招き、生産性や品質に悪影響を及ぼす。一方、冷却停止温度が４５０℃より低くなるとＭｓ点を超えてしまい、マルテンサイト相が得られなくなる場合がある。従って、１次冷却の冷却停止温度は４５０〜７００℃の範囲内とする。好ましくは５００〜６００℃の範囲である。
【００３７】
（ｃ）２次冷却速度：１０℃/秒以上、２次冷却停止温度：４５０℃未満
マルテンサイト相を得るためには、変態時に適切な冷却速度で冷却することが必要である。従って、２次冷却は１０℃/秒以上の冷却速度で、かつ冷却停止温度を４５０℃未満とする。より好ましくは４００℃未満である。
【００３８】
（ｄ）過時効処理開始温度：１００〜４００℃
本発明の目的とする鋼板に求められる諸特性として、耐面歪性以外に延性や時効特性が挙げられる。これらの特性は、過時効処理によりマルテンサイト相の硬度およびフェライト中の固溶Ｃ量を最適化することで、良好な耐面歪性を有したまま延性および時効特性を向上させることが可能となる。但し、４５０℃を超えて熱処理した場合は、マルテンサイト変態時に導入された可動転位が固着され、かつ炭化物が多数析出するため、ＹＰが増加し耐面歪性を低下させる。
また、１００℃未満の場合は、上述した効果が十分に得られない。従って、過時効処理開始は１００〜４００℃の温度範囲内とする。
【００３９】
（ｅ）過時効処理の保持時間：１５０秒以上
保持時間が１５０秒未満の場合、処理時間が短く上述した効果が十分に得られないため、保持時間は１５０秒以上とする。好ましくは２００秒以上である。但し、１０分を超えて保持をしても、効果が飽和するばかりか、コスト、生産性の観点からも好ましくない。従って保持時間は１０分以下が望ましい。
【００４０】
（ｆ）過時効処理終了温度：３５０℃未満
終了温度を制御することは、開始温度を制御するのと同様に非常に重要となる。過時効処理終了温度が３５０℃を超える場合は、ＹＰが増加し、耐面歪性が低下するため、過時効処理終了温度は３５０℃未満とする。好ましくは３２０℃以下、より好ましくは３００℃以下である。但し、終了温度が１００℃未満になると、十分な効果が得られないため、終了温度は１００℃以上が好ましい。
【００４１】
例えば、耐面歪性の低下を防ぐために、本発明範囲内において過時効処理開始温度上限である４００℃で熱処理を開始した後、過時効帯にて徐冷し、３５０℃未満で過時効処理を終了させることで、高温域に長時間滞在することを避けることは耐面歪性の低下を防ぐ有効な手段となる。もちろん低温域から熱処理を開始し、そのまま温度を保持することも有効である。
【００４２】
以上の説明により得られる冷延鋼板に、電気亜鉛系めっきあるいは溶融亜鉛系めっきを施しても、目的の効果が得られることはいうまでもない。溶融亜鉛系めっき鋼板の場合、合金化処理を施してもよい。また、これらのめっき鋼板には、めっき後にさらに有機皮膜処理を施してもよい。
【００４３】
なお、本発明においては、スラブを熱間圧延するにあたって、加熱炉で再加熱後に圧延してもよいし、または加熱することなく直送圧延することもできる。また、熱延仕上圧延温度は、Ａｒ３変態点以上、巻取温度は５５０℃超で実施するのがよい。冷圧率については、通常の操業範囲内の５０〜８５％とすればよい。
【実施例】
【００４４】
表１に示す鋼番Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、Ａｒ３点以上の温度で仕上圧延を行い、巻取り温度５５０℃超６５０℃以下で熱延鋼板を製造した。この熱延板を酸洗し、冷間圧延を行った。続いて表２に示す条件にて連続焼鈍を行い、表２のＮｏ．１〜Ｎｏ．２４の焼鈍板を得た。得られた焼鈍板について、以下の要領でミクロ組織を観察し、その性能を評価した。
【００４５】
組織観察は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、マルテンサイト相粒子のサイズおよび個数とフェライト粒の個数を測定した。視野の端にあり、粒全体が観察できない場合は、１／２個とし、マルテンサイト相粒子が連結しているものについては、分離して各々１個として測定した。機械的特性はＪＩＳ５号引張試験片を採取し評価した。
【００４６】
プレス成形後の肌荒れ状況、面歪はブランク角１６０ｍｍのサンプルを採取後、８００ｍｍＲ円筒面のポンチでプレス成形を行い、得られたカマボコパネルを砥石掛けし、目視観察にて優良なサンプル、軽微な面歪が認められ、成形条件の適正化により改善可能なサンプル、面形状不良や割れが明瞭に認められるサンプルをそれぞれ○、△、×の3段階で評価した。以上の調査結果を併せて表２に示す。
【００４７】
図２はプレス成形後の肌荒れ状況、面歪の評価結果をマルテンサイト相粒子の平均粒径とａ／ｂで整理した図である。図２から明らかなように鋼板の組織形態を本発明範囲内にすることで、面形状に優れた複合組織冷延鋼板が得られることが分かる。一方、比較例は明瞭な面形状不良や割れが認められ、成形性と耐面歪性が劣っていることが分かる。
【００４８】
【表１】
2004307992.tif 000002
【００４９】
【表２】
2004307992.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００５０】
本発明は、家電や自動車内外板用途のみならず、高成形性や優れた耐面歪性を必要とする一般の鋼板の製造技術にも広く適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】（ａ）および（ｂ）は、代表的な本発明鋼板と比較鋼板の金属組織を対照して例示した写真。
【図２】プレス後の表面形状に及ぼすマルテンサイト相粒子の平均粒径と単位体積中のマルテンサイト相粒子個数とフェライト粒個数との比の影響を示す図。
【図１】
2004307992.tif 000004
【図２】
2004307992.tif 000005