(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．００１〜３．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ  ：０．００１〜０．１５％、
Ｓ  ：０．０３％以下、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜１．０％
を満たし、ＭｎおよびＣを、
Ｍｎ＋１１×Ｃ＞１．５
を満たす範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、鋼板１／２板厚における板面の｛１１１｝，｛１００｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下であり、平均ｒ値が１．１以上１．３未満であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
圧延直角方向のｒ値（ｒＣ）が圧延方向のｒ値（ｒＬ）以上であることを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を体積率で２〜１００％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
Ｔｉ，Ｎｂの１種または２種を合計で０．００１〜０．２質量％含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項６】
Ｍｏを０．００１〜２．５質量％含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１，４〜６のいずれか１項に記載の化学成分を有し、かつ、熱間圧延の仕上げ温度を（Ａｒ３−５０）℃以上とし、平均冷却速度を３０〜６０℃／ｓとし、巻き取り温度を４００℃以下として得られた、少なくとも板厚の１／４〜３／４においてはベイナイト相およびマルテンサイト相のうち１種または２種の体積率が７０〜１００％である組織を有する熱延鋼板に圧下率２５〜９５％の冷間圧延を施し、再結晶温度以上１０００℃以下で焼鈍することを特徴する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
焼鈍に引き続きめっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の深絞り性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車のパネル類、足廻り、メンバー、フレームなどに用いられる鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の鋼板は、表面処理をしないものと、防錆のために溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施したものの両方を含む。めっきとは、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金のめっき、さらにはＡｌやＡｌ−Ｍｇを主体とするめっきも含む。本発明によれば成形性に優れた高強度鋼板を安価に得ることができるため地球環境保全に貢献しうるものと考えられる。また、ハイドロフォーム成形用の鋼管素材としても好適である。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化が望まれている。高強度化することで板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。しかしながら高強度で成形性特に深絞り性が優れた鋼板を得ようとすると、例えば特開昭５６−１３９６５４号公報に開示されているように、Ｃ量を著しく減じた極低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｐなどを添加して強化することが必須であった。Ｃ量を低減するためには製鋼工程で真空脱ガスを行わねばならず、製造過程でＣＯ2 を多量に発生することになり、地球環境保全の観点で必ずしも最良なものとは言い難い。
【０００３】
これに対してＣ量が比較的多く、かつ深絞り性の良好な鋼板についても開示されている。特公昭５７−４７７４６号公報、特公平２−２０６９５号公報、特公昭５８−４９６２３号公報、特公昭６１−１２９８３号公報、特公平１−３７４５６号公報、特開昭５９−１３０３０号公報、特公昭６１−１００１２号公報などに開示されている。しかしながらこれらは箱焼鈍が前提となっており、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきプロセスなどに比較すると生産性に劣る。また、箱焼鈍では、高温焼鈍が困難であること、また、一般に強制冷却装置が備わっていないのでオーステナイト相やマルテンサイト相などを得ることが困難で、組織強化を活用しにくい。従って、合金添加量の割には強度が低い点も問題である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はＣ量の比較的多い鋼において成形性の良好な高強度鋼板を高いコストをかけることなく、また、地球環境に過度の負荷をかけることなく、良好な深絞り性を有する鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、本発明者らはＣ量が比較的多くても深絞り性の良好な鋼板を得ることが可能であることを発見した。しかも従来のような箱焼鈍プロセスに頼る必要もない。すなわち、冷間圧延に供する熱延鋼板の組織をベイナイト相またはマルテンサイト相を主相とする組織にすることが冷延焼鈍後の深絞り性を向上させることが可能であることを見出したのである。
【０００６】
この理由は必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。一般にＣ量の比較的多い鋼では熱延板中に粗大で硬質な炭化物が存在する。これを冷間圧延すると炭化物周辺で複雑な変形が起こる結果、焼鈍すると炭化物周辺から深絞り性に好ましくない結晶方位が核形成、成長する。このためＣ量が多い鋼では、ｒ値が１．０以下となってしまうものと考えられる。熱延板がベイナイト相またはマルテンサイト相が主相であれば炭化物の量が少ないか、または存在しても極めて微細であるため、炭化物の害を低減できるものと思われる。
【０００７】
本発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２５％、  Ｓｉ：０．００１〜３．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、    Ｐ  ：０．００１〜０．１５％、
Ｓ  ：０．０３％以下、        Ｎ  ：０．０００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜１．０％
を満たし、ＭｎおよびＣを、
Ｍｎ＋１１×Ｃ＞１．５
を満たす範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、鋼板１／２板厚における板面の｛１１１｝，｛１００｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下であり、平均ｒ値が１．１以上１．３未満であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００８】
（２）圧延直角方向のｒ値（ｒＣ）が圧延方向のｒ値（ｒＬ）以上であることを特徴とする上記（１）に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
（３）ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を体積率で２〜１００％含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００９】
（４）Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
（５）Ｔｉ，Ｎｂの１種または２種を合計で０．００１〜０．２質量％含むことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（６）Ｍｏを０．００１〜２．５質量％含むことを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１０】
（７）上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、上記（１），（４）〜（６）のいずれか１項に記載の化学成分を有し、かつ、熱間圧延の仕上げ温度を（Ａｒ３−５０）℃以上とし、平均冷却速度を３０〜６０℃／ｓとし、巻き取り温度を４００℃以下として得られた、少なくとも板厚の１／４〜３／４においてはベイナイト相およびマルテンサイト相のうち１種または２種の体積率が７０〜１００％である組織を有する熱延鋼板に圧下率２５〜９５％の冷間圧延を施し、再結晶温度以上１０００℃以下で焼鈍することを特徴する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（８）焼鈍に引き続きめっきを施すことを特徴とする上記（７）に記載の深絞り性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法。にある。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
Ｃ：高強度化に有効で、また、Ｃ量を低減するためにはコストアップとなる。さらにＣ量を高めることで熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織に作りこむことが容易となるので積極的に添加する。０．０３質量％以上の添加とするが、良好なｒ値や溶接性を得るためには過度の添加は好ましいものではなく上限を０．２５％とする。０．０５〜０．１７％が望ましい範囲である。より好ましくは０．０８％〜０．１６％である。
【００１２】
Ｓｉ：安価に機械的強度を高めることが可能であり、要求される強度レベルに応じて添加する。また、Ｓｉは熱延板中に存在する炭化物の量を低減したり、炭化物の大きさを微細にすることを通じてｒ値を高める効果を有する。一方で、過剰の添加はメッキのぬれ性や加工性の劣化を招くだけでなく熱延板組織の主相をベイナイトやマルテンサイトとすることが困難となるので上限を３．０質量％とする。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。ｒ値を向上せしめる観点からは、０．４〜２．３％が好ましい範囲である。
【００１３】
Ｍｎ：本発明にとって重要である。高強度化に有効であるばかりでなく、熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織とするのに有効な元素である。一方で、過度の添加はｒ値を劣化させるので、３．０質量％を上限とする。０．０１質量％未満にするには製鋼コストが上昇し、またＳに起因する熱間圧延割れを誘発するので、これを下限とする。０．８〜２．４質量％が良好な深絞り性を得るために好ましい範囲である。
【００１４】
Ｐ：高強度化に有効な元素であるので０．００１質量％以上添加する。０．１５質量％超を添加すると溶接性や溶接部の疲労強度、さらには耐２次加工脆性が劣化するのでこれを上限とする。好ましくは０．０６質量％未満が上限である。また、特に良好な溶接部の疲労強度が求められる場合には０．０１５％が上限となる。
【００１５】
Ｓ：不純物であり、低いほど好ましく、熱間割れを防止するために０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５質量％以下である。また、Ｍｎ量との関係において、Ｍｎ／Ｓ＞１０であることが好ましい。
【００１６】
Ｎ：多すぎると耐常温時効性を劣化させたり、多量のＡｌ添加が必要となるため上限を０．０３質量％とする。また、Ｎを０．０００５％以上とするのは製鋼技術上困難であるのでこれを下限とする。０．０００５〜０．００７質量％が深絞り性に対してより好ましい範囲である。
【００１７】
Ａｌ：脱酸元素として有用である他、Ｎを固定して耐常温時効性を向上させるので０．００１質量％以上添加する。ただし、過度に添加するとコストアップとなり、表面欠陥を誘発するので上限を１．０質量% とする。好ましくは０．０１〜０．０７質量％とする。
【００１８】
本発明によって得られる鋼板の平均ｒ値は１．１以上１．３未満である。また、圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）が圧延方向のｒ値（ｒＬ）と等しいか、大きいことが好ましい。より好ましくは、平均ｒ値が、１．２超である。なお、平均ｒ値は、（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４で与えられる。ｒ値の測定はＪＩＳ１３号ＢまたはＪＩＳ５号Ｂ試験片を用いた引張試験を行い、１０％または１５％引張後の標点間距離の変化と板幅変化からｒ値の定義にしたがって算出すればよい。均一伸びが１０％に満たない場合には、３％以上で均一伸び以下の引張変形を与えて評価すればよい。
【００１９】
Ｍｎ量およびＣ量はＭｎ＋１１×Ｃ＞１．５を満たすように含有することが好ましい。この条件を満足することで熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織にしやすいためである。より好ましくはＭｎ＋１１×Ｃ＞２．０である。
【００２０】
本発明によって得られる鋼板は、少なくとも板厚中心における板面のＸ線反射面ランダム強度比が、｛１１１｝面、｛１００｝面についてそれぞれ３．０以上、３．０以下である。より好ましくは、それぞれ５．０以上、２．０以下である。ランダム強度比とはランダムサンプルのＸ線強度を基準としたときの相対的な強度である。板厚中心とは板厚の３／８〜５／８の範囲を指し、測定はこの範囲の任意の面で行えばよい。級数展開法によって計算された３次元集合組織のφ２＝４５°断面上の（１１１）［１−１０］、（１１１）［１−２１］、（５５４）［−２−２５］の強度はそれぞれ２．０以上、２．５以上、２．５以上であることが望ましい。なお、本発明においては｛１１０｝面のＸ線強度が０．１以上となる場合があり、このとき、上記のφ２＝４５°断面において（１１０）［００１］の強度が１．０以上となることがある。このためｒＣがｒＬに対して大きくなることが多い。
【００２１】
本発明の鋼板の組織は以下のとおりであることが好ましい。すなわち、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を合計で少なくとも体積率で２％含有する組織であることが好ましい。５％以上がさらに好ましい。残部はフェライトで構成されることが望ましい。ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトは鋼の機械的強度を高めるのに有効だからである。また、よく知られているように、ベイナイトはバーリング加工性や穴広げ性を向上させ、オーステナイトはｎ値や伸びを向上させ、マルテンサイトはＹＲ（降伏強度／引張強度) を低くする効果を有するので、製品板に対する要求特性に応じて適宜上記の各相の体積率を変化させればよい。ただし、その体積率が２％未満では、あまり明確な効果が期待できない。例えば、バーリング特性を向上させるためには９０〜１００％のベイナイトと０〜１０％のフェライトから成る組織が、また、伸びを向上させるためには３〜３０％の残留オーステナイトと７０〜９７％のフェライトおよびベイナイトから成る組織が好ましい。なお、ベイナイトとは、上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含む。また、良好な延性やバーリング特性のためにはマルテンサイトの含有率を３０％以下とすることが好ましく、パーライトの含有率を１５％以下とすることが好ましい。
【００２２】
これらの組織の体積分率は鋼板の板幅方向に垂直な断面において、板厚の１／４〜３／４の任意の場所を光学顕微鏡により２００〜５００倍で５〜２０視野観察し、点算法により求めた値と定義する。光学顕微鏡の代わりにＥＢＳＰを用いることも有用である。
【００２３】
Ｂは熱延組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることを介してｒ値を向上させたり、耐２次加工性脆性の改善にも有効であるので必要に応じて添加する。０．０００１質量％未満ではその効果はわずかで、０．０１質量％超添加しても格段の効果は得られない。０．０００２〜０．００３０質量％が好ましい範囲である。
【００２４】
ＺｒとＭｇは脱酸元素として有効である。一方、過剰の添加は酸化物、硫化物や窒化物の多量の晶出や析出を招き清浄度が劣化して、延性を低下させてしまう上、メッキ性を損なう。従って、必要に応じてこれらの１種または２種を合計で質量％で０．０００１〜０．５０％とする。
【００２５】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖも必要に応じて添加する。これらは、Ｂと同様に熱延組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることを介してｒ値を向上させるほか、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化したり穴広げ性などの加工性を向上するのにも有効であるので、これらの１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上添加する。その合計が０．２質量％を越えた場合には母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させることから、添加範囲を０．００１〜０．２質量％とする。より好ましくは０．０１〜０．０８質量％である。
【００２６】
Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏは強化元素であり必要に応じてこれらの１種または２種以上を合計で必要に応じて質量％で０．００１％以上添加する。過剰の添加は、コストアップや延性の低下を招くことから、２．５％以下とした。
【００２７】
Ｃa ：介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、適量の添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じて質量％で０．０００１〜０．０１％の範囲とする。
【００２８】
また、不可避的不純物として、Ｏ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂなどをそれぞれ０．０２質量％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００２９】
冷間圧延に供する熱延板の組織は本発明において特に重要である。熱延板の組織は少なくとも板厚の１／４〜３／４の範囲においては、ベイナイト相およびマルテンサイト相の１種または２種の体積率が合計で７０％以上であることが好ましい。なお、板厚の１／４〜３／４とは表層から１／４〜表層から３／４の範囲を指す。
【００３０】
これによって、従来は不可能と考えられてきたC 量の比較的多い鋼での高ｒ値化が達成される。上記体積率は９０％以上が好ましく、９５％以上であればさらに好ましい。１００％が最適である。また、板厚の全範囲にわたってこのような組織を有することが好ましいことは言うまでもない。熱延組織をベイナイトやマルテンサイトとすることが冷延焼鈍後の深絞り性を向上させる理由は必ずしも明らかではないが、既述のとおり、熱延板における炭化物を微細にすることを、さらには結晶粒径を微細にする効果によるものと推測される。この観点から、硬さの異なる相が混在することは高ｒ値化を妨げるので、ベイナイト相とマルテンサイト相も互いに混在しない方が好ましい。マルテンサイトはベイナイトよりも硬質で冷延の負荷が大きくなるので、そお意味ではベイナイトの方が好ましい。なお、ベイナイトとは、上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含む。炭化物を微細化する観点からは、上部ベイナイトよりも下部ベイナイトの方が好ましいことは言うまでもない。
【００３１】
製造にあたっては、高炉、転炉、電炉等による溶製に続き各種の２次製錬を行いインゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には室温付近まで冷却することなく熱間圧延するＣＣ−ＤＲなどの製造方法を組み合わせて製造してもかまわない。鋳造インゴットや鋳造スラブを再加熱して熱間圧延を行っても良いのは言うまでもない。熱間圧延の加熱温度は特に限定するものではないが、後述する仕上げ温度を確保するためには１１００℃以上とすることが好ましい。
【００３２】
熱延の仕上げ温度は（Ａｒ3 −５０）℃以上で行う。好ましくはＡｒ3 変態温度以上である。熱延仕上げ温度がこれよりも低いと熱延組織をベイナイトやマルテンサイトとすることが困難となる。
【００３３】
熱延後の冷却速度は特に指定するものではない。すなわち化学成分との関係において熱延組織が十分なベイナイトやマルテンサイトを含むように冷却速度を選択すればよい。一般に冷却速度が大きいほうが所望の熱延組織を得やすいので、Ａｒ３変態点から（Ａｒ３−１００）℃の温度域では平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。熱延後の平均冷却速度は、本発明の実施例の表２の平均冷却速度が３０〜６０℃／ｓであることに基づいて、３０〜６０℃／ｓとした。
【００３４】
巻き取り温度は５５０℃以下とする。さらに好ましくは４００℃以下である。熱延板をベイナイトやマルテンサイトが主相の組織とし、粗大な炭化物の析出を抑制することで冷延焼鈍後に良好なｒ値を得るためである。
【００３５】
熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。また、粗圧延バーを互いに接合し、連続的に仕上げ熱延を行っても良い。粗圧延バーは一度巻き取って再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。巻取温度の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、固溶Ｃを低減する観点から２００℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延後は酸洗することが望ましい。
【００３６】
熱延後の冷間圧延における圧下率は２５〜９５％とする。冷延率が２５％未満または９５％超であるとｒ値が低くなるので、２５〜９５％に限定する。４０〜８０％がより好ましい範囲である。
【００３７】
焼鈍温度は再結晶温度以上１０００℃以下とする。再結晶温度とは再結晶が開始する温度を示す。焼鈍温度が再結晶温度未満であると良好な集合組織が発達せず、鋼板１／２板厚における板面の｛１１１｝，｛１００｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下を確保することができず、ｒ値も劣悪となりやすい。また、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき工程にて焼鈍する場合には焼鈍温度を１０００℃以上とするとヒートバックル等を誘発し板破断などの原因となるのでこれを上限とする。焼鈍後にベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトなどの第２相を得たい場合には、焼鈍温度をα＋γ２相領域またはγ単相域にて加熱し、それぞれの相を得るのに適した冷却速度と過時効条件、溶融亜鉛めっきを施す場合にはめっき浴温度や引き続く合金化温度を選択する必要があることは言うまでもない。なお本発明では箱焼鈍を用いることも可能である。この場合、良好なｒ値を得るためには、加熱速度を４〜２００℃／hrとすることが好ましい。さらには１０〜４０℃／hrが好ましい。得られる平均ｒ値は１．３以上となる反面、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトを得ることが困難であることは既述したとおりである。
【００３８】
焼鈍の後、めっきを施しても構わない。めっきとは、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金のめっき、さらにはＡｌやＡｌ−Ｍｇを主体とするめっきも含む。亜鉛めっきは連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍とめっきを連続で行うことが好ましい。溶融亜鉛めっき浴に浸漬の後、加熱して亜鉛めっきと地鉄との合金化を促す処理を行っても良い。また、溶融亜鉛めっきのほか、亜鉛を主体とする種々の電気めっきを行っても良いことは言うまでもない。
【００３９】
焼鈍後や亜鉛めっき後のスキンパスは形状強制や強度調整、さらには常温非時効性を確保する観点から必要に応じて行う。０．３〜５．０％が好ましい圧下率である。
なお、本発明で得られる鋼板の引張強度は３４０ＭＰａ以上である。
【００４０】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を溶製して１２５０℃に加熱後、仕上げ温度をＡｒ3 変態温度以上（Ａｒ3 ＋５０）℃以下とする熱間圧延を行い、表２に示す条件で冷却後、巻き取った。そのとき得られた熱延組織も表２中に示す。さらに表２に示す条件で冷延を行った。次いで焼鈍時間を６０ｓ、過時効時間を１８０ｓとする連続焼鈍を行った。焼鈍温度および過時効温度は表２に示すとおりである。さらに０．８％のスキンパスを施した。
【００４１】
得られた鋼板のｒ値をＪＩＳ１３号Ｂ試験片、その他の機械的性質をＪＩＳ５号Ｂ試験片を用いた引張試験により評価した。また、Ｘ線測定に供する試料は、機械研磨によって板厚中心付近まで減厚し、化学研磨によって仕上げることにより作製した。
【００４２】
表２より明らかなとおり、本発明例によれば良好なｒ値を得ることができる。しかもフェライトの他に適量のオーステナイトやマルテンサイトが分散した複合組織鋼とすることができた。
【００４３】
【表１】
0004041295.tif 000002
【００４４】
【表２】
0004041295.tif 000003
【００４５】
【発明の効果】
本発明は、Ｃ量の比較的多い鋼において、高いコストをかけることなく良好な深絞り性を有する高強度鋼板とその製造方法を提供するものであり、地球環境保全などに貢献するものである。