(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、sol.Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０１％およびＮｂを下記(4)式を満足する範囲で含有し、かつ下記(1)〜(3)式を満足し、残部が鉄および不純物からなる高張力冷延鋼板。
２Ｓｉ＋Ｍｎ＋２０Ｐ≧１．１  ・・・(1)
Ｔｉ*×Ｂ≦４．５×１０-6  ・・・(2)
ただし、Ｔｉ*＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ≧０  ・・・(3)
（９３／１２）Ｃ≦Ｎｂ≦（９３／６）Ｃ  ・・・(4)
各式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、さらにＷ、ＮｉおよびＭｏのいずれか１種または２種以上を、合計量で０．０５〜２％含有する請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延して６００〜７５０℃で巻取り、次いで圧下率５０％以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍する高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延して６００℃未満の温度で巻取り、次いで６００〜８００℃の温度範囲内で熱延板焼鈍をおこない、圧下率５０％以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍する高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、種々の形状にプレス加工して使用される、引張強度が３４０ＭＰａ級以上で、深絞り性および耐二次加工脆性の良好な高張力冷延鋼板とその製造方法に関する。
【従来の技術】
【０００２】
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より深絞り性や延性に優れた鋼板が必要とされる。しかし、これらのプレス成形性と、鋼板の高強度化とは背反する特性であり、耐二次加工脆性を含めて、これらの特性を同時に満足させることは困難であった。
【０００３】
これまでに、ＴｉあるいはＮｂを添加した極低炭素鋼板、いわゆるＩＦ鋼板をベースにＰ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒ等を添加して強度を上げた深絞り用高強度冷延鋼板については多くの提案がなされてきている。
【０００４】
例えば、特公昭５７−５７９４５号公報には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＰとＣｒを添加した高強度鋼板が開示されている。しかし、粒界を脆化させるＰを多量に含むにもかかわらず二次加工脆性に関する考慮がなされていない。
【０００５】
特公昭５９−４２７４２号公報には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｒを添加し、さらに二次加工脆性を改善するためにＢを添加した高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼板の平均ランクフォード値(平均ｒ値)は１．６〜２．０程度であり、必ずしも深絞り性に優れているとは言い難い。
【０００６】
Ｐを添加して高強度化したＴｉ添加もしくはＴｉ−Ｎｂ添加極低炭素冷延鋼板の延性や深絞り性を向上させることは一般に困難であるが、その原因の一つとして、熱間圧延後に鋼帯を高温で巻取るとＦｅＴｉＰ系化合物が析出することが知られている。
【０００７】
上記特許公報においても、ＦｅＴｉＰ系化合物の析出を防止するために、ＴｉおよびＰ含有量に制限を設けているが、本発明者らの検討によると、Ｔｉ含有量が多すぎるために、十分なｒ値が得られていない。
【０００８】
また、特開平９−１１８９５５号公報において、ＦｅＴｉＰの析出を抑制するために、Ａｌを多量に含有させた鋼を、熱延後５５０〜６３０℃で巻取り、冷延、焼鈍する技術が開示されている。しかし、この方法では、Ａｌ添加によるコスト上昇を招くだけでなく、巻取温度が比較的低いため、ＴｉＣやＮｂＣの粗大化によるｒ値向上効果が期待できない。さらに、ＩＦ鋼板ベースの高張力鋼板では、０°方向（圧延方向）のｒ値（ｒ0°）が他方向に比べて低く、これがプレス成形不良の原因となるにもかかわらず、ｒ0°については何ら対策が講じられていない。
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の課題は、引張り強さが３４０ＭＰａ以上で、平均ｒ値および最低ｒ値（３方向の中で最も低いｒ値）が良好であり、かつ、優れた耐二次加工脆性を有し、コスト面でも格別の不利を伴うことのない高張力冷延鋼板とその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは上記課題に対して、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ添加極低炭素鋼板をベースとした高張力鋼板の機械的特性に及ぼす添加元素の影響について以下のような試験を実施した。
【００１１】
質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０５％、Ｓ：０．００５％、sol．Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％を含み、Ｔｉを０．００５〜０．０３％、Ｎｂを０〜０．０４％およびＢを０．０００３〜０．００１４％の範囲で種々変化させた化学組成の鋼を溶製してインゴットとし、分塊圧延した後９３０℃以上で熱間圧延し、６８０℃で巻き取り、得られた熱延板を酸洗して８０％の圧延率で冷間圧延を施し連続焼鈍した。その鋼板から圧延方向、その方向から４５度方向および圧延方向と直交する方向から引張試験を採取して引張試験をおこないｒ値を測定した。
【００１２】
図１は、（ｒ0°＋２ｒ45°＋ｒ90°）／４で定義される平均ｒ値と、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎで定義されるＴｉ*の値と、Ｂ含有量の関係を示す図である。
【００１３】
図２は、０°、４５°、９０°方向のｒ値の内、最も低いｒ値とＴｉ*値、Ｂ含有量の関係を示すものである。各図中の丸印は平均ｒ値が１．９以上、黒丸印は平均ｒ値が１．９未満、白三角印は最低ｒ値が１．７以上、黒三角印は最低ｒ値が１．７未満であったことを意味する。
【００１４】
図３は、Ｂ含有量が０．０００６％の場合において、０°、４５°、９０°方向のｒ値とＴｉ*値の関係を示したものである。
【００１５】
このような結果から次のような知見を得るに至った。
【００１６】
（ａ）図１および図２から明らかなように、平均ｒ値および最低ｒ値は、Ｔｉ*値、Ｂ含有量と相関関係があり、ｒ値を高くするためには、Ｂ含有量が多くなるほどＴｉ*値を減少させる必要がある。この原因の詳細は不明であるが、Ｂ含有量が増すにつれて熱延板結晶粒界中のＴｉ含有量が増加し、粒界中でのＦｅＴｉＰの析出が促進され、これが、再結晶焼鈍時の集合組織形成に悪影響を与えるためと推定される。
【００１７】
（ｂ）図３から明らかなように、ｒ値は、Ｔｉ*値の低下に伴い上昇するが、Ｔｉ*×Ｂ≦４．５×１０-6を満たす範囲における上昇量が大きい。これは、ＦｅＴｉＰの析出量がその範囲で非常に少なくなるためと考えられる。
【００１８】
（ｃ）また、Ｔｉ*値の低下に伴うｒ値の向上は、０°方向と９０°方向で顕著である。したがって、ＩＦ鋼板をベースにＳｉ、Ｍｎ、Ｐを添加して高強度化した冷延鋼板において問題となる０°方向のｒ値不足は、Ｂ含有量に応じてＴｉ*値を極微小値とすることによって改善される。
【００１９】
（ｄ）熱延板中に炭化物を完全析出させるためには、Ｎｂを炭素当量以上に含有させたうえ、熱延板を高温で巻取る必要があるが、多量に添加するとＦｅＮｂＰが析出し、ｒ値が低下する。
本発明は、上記の知見に基づきなされたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）の、プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板と（３）、（４）の製造方法にある。
【００２０】
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、sol.Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０１％およびＮｂを下記(4)式を満足する範囲で含有し、かつ下記(1)〜(3)式を満足し、残部が鉄および不純物からなる高張力冷延鋼板。
【００２１】
２Ｓｉ＋Ｍｎ＋２０Ｐ≧１．１・・・(1)
Ｔｉ*×Ｂ≦４．５×１０-6      ・・・(2)
ただし、Ｔｉ*＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ≧０  ・・・(3)
（９３／１２）Ｃ≦Ｎｂ≦（９３／６）Ｃ・・・(4)
式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
（２）Ｆｅの一部に代えて、さらにＷ、ＮｉおよびＭｏのいずれか１種または２種以上を、合計量で０．０５〜２％含有する上記（１）に記載の高張力冷延鋼板。
【００２２】
（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延して６００〜７５０℃で巻取り、次いで圧下率５０％以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍する高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２３】
（４）請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延して６００℃未満の温度で巻取り、次いで６００〜８００℃の温度範囲内で熱延板焼鈍をおこない、圧下率５０％以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍する高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の実施の形態】
【００２４】
以下に、本発明の実施の形態について詳細に述べる。なお、以下に述べる化学組成の％表示は質量％を示す。
【００２５】
鋼の化学組成
Ｃ：
Ｃ含有量が０．００５％を超えると、Ｎｂの必要添加量が増加してコスト上昇につながるばかりでなく、ＮｂＣの析出量が多くなり、鋼板の深絞り性が損なわれる。一方、過度に極低炭素化することは、製造コストの上昇を伴うだけでなく、ＮｂＣの析出が不十分となり固溶Ｃが残存し、深絞り性劣化の原因となる。そのため、Ｃ含有量の範囲は０．０００５〜０．００５％とした。望ましくは０．００１５〜０．００４％である。
【００２６】
Ｓｉ：
Ｓｉは、鋼中に必然的に含有される元素であるが、鋼板の化成処理性を著しく劣化させる。また、めっき鋼板を製造する場合、めっき密着性を低下させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。しかし、鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化する目的で、最高０．５％まで含有させることができる。望ましいのは、０．１％以下とすることである。
【００２７】
Ｍｎ：
Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓの弊害を抑制するほか、表面性状を損なうことなく鋼板を強化する作用を有するので、所望の強度を得るために(1)式、２Ｓｉ＋Ｍｎ＋２０Ｐ≧１．１を満たす範囲で含有させる。ただし、多量に添加すると、加工性が低下するので１％以下と定めた。望ましくは、０．４％以下である。
【００２８】
Ｐ：
Ｐは、鋼中に必然的に含有される元素である。鋼板を強化する作用が強く、安価に鋼を強化することができるため、所望の強度を得るために、(1)式、２Ｓｉ＋Ｍｎ＋２０Ｐ≧１．１を満たす範囲で含有させる。しかし、粒界に偏析して鋼を脆化させ、その含有量が０．１％を超えると、二次加工脆化を抑制するために多量のＢが必要となり、深絞り性の劣化を招く。このため、Ｐ含有量の上限を０．１％とする。好ましい上限は、０．０５５％である。
【００２９】
Ｓ：
Ｓも鋼中に必然的に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるため、その含有量は少ないほど好ましいが、０．０１％まで許容できるので上限を０．０１％とした。
【００３０】
sol.Ａｌ：
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために用いる。しかし、０．０５％を超えて含有させると、効果が飽和して不経済であるばかりか、延性を損なうようになる。このため、sol．Ａｌの含有量は０．０５％以下と定めた。
【００３１】
Ｎ：
Ｎは、鋼中に必然的に含有される元素であり、深絞り性を劣化させる元素である。また、Ｎ含有量が多くなると必要なＴｉ添加量が多くなり、コストアップを招くだけでなく、ＴｉＮの析出量が多くなり、延性を損なうようになるため、０．００５％以下と定めた。
Ｔｉ：
Ｔｉは、鋼板中のＮをＴｉＮとして固定し、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させる作用を有しており、本発明における重要な構成成分である。Ｔｉ含有量が（４８／１４）Ｎ％を下回ると、固溶Ｎが残存し、上記作用による所望の効果を確保することができず、深絞り性が損なわれる。
【００３２】
一方、Ｔｉ含有量が過剰となると、熱延後に、ＦｅＴｉＰが析出して、冷延−焼鈍後の深絞り性と延性の劣化を招く。特に、Ｂ添加によってＦｅＴｉＰが析出しやすくなるため、Ｂ添加量に応じてＴｉ含有量を低減させる必要がある。これらの理由から、Ｔｉ含有量を０．０２％以下で、かつ、下記(2)、(3)式を満たす範囲とした。
【００３３】
Ｔｉ*×Ｂ≦４．５×１０-6・・・(2)
ただし、Ｔｉ*＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ≧０・・・(3)
Ｎｂ：
Ｎｂは、鋼板中のＣをＮｂＣとして固定して深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させる作用を有するので、（９３／１２）Ｃ％以上含有させる。しかし、Ｎｂ含有量が過剰となると、再結晶温度が上昇してしまうだけでなく、ＦｅＮｂＰの析出量が増し、深絞り性と延性が損なわれるので、上限を（９３／６）Ｃ％とした。望ましいのは、（９３／８）Ｃ％以下である。
【００３４】
Ｂ：
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化するので、耐二次加工脆性を向上させるために０．０００３％以上含有させる。しかし、過剰なＢ添加は、再結晶温度を上昇させるばかりか、ＦｅＴｉＰの析出を促進させ、深絞り性と延性が損なわれる。したがって、Ｂ含有量を０．０００３〜０．０１％と定めた。望ましくは、０．０００３〜０．００１５％である。
【００３５】
Ｗ、Ｎｉ、Ｍｏ：
これらの元素は、鋼板を強化する作用と、耐食性を向上させる作用があるため、必要に応じて１種または２種以上含有させる。ただし、含有量の合計が０．０５％未満では、所望の効果が得られず、一方、２％を超えると延性が著しく劣化する。したがって、合計の含有量を０．０５〜２％と定めた。
【００３６】
製造条件
熱間圧延：
上記した化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法により鋳片とするかまたはインゴットケースに鋳込み鋳塊にした後、分塊圧延等の方法で鋼片とし、この鋼片は再加熱するか、連続鋳造または分塊圧延後の高温の鋼片をそのまま、または、補助加熱を施して熱間圧延する。
【００３７】
熱間圧延での圧延終了温度がＡｒ3変態点を下回ると、表層に深絞り性を阻害する圧延集合組織が形成されるために、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延をおこなう。好ましくは、結晶粒の微細化を図るという観点から、Ａｒ3変態点〜Ａｒ3変態点＋５０℃の間で、最終圧下をおこなう。なお、圧延終了温度をＡｒ3点以上の温度とするために、粗圧延と仕上げ圧延の間で、粗圧延された鋼帯すなわち粗圧延材を加熱してもよい。この際、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱し、仕上げ圧延開始時の鋼帯全長にわたる温度の変動が、１４０℃以下となるようにすることが望ましい。これにより、製品特性のコイル内均一性が向上する。粗圧延材の加熱は、例えば粗圧延機と仕上げ圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設け、誘導加熱装置前の粗圧延材の長手方向温度分布などに基づいて加熱昇温量を制御することにより可能である。
【００３８】
熱間圧延後は、鋼板を巻取温度まで冷却し、６００℃以上でコイル状に巻取るのがよい。巻取温度が６００℃未満と低いと、ＮｂＣの粗大化が不十分となって製品鋼板に良好な延性を付与できないばかりか、冷延後の再結晶焼鈍において深絞り性に好ましい再結晶集合組織が十分に発達しない。一方、巻取温度が７５０℃を上回ると、ＦｅＴｉＰの析出量が増し、深絞り性と延性の劣化を招く。したがって、巻取温度の範囲を６００〜７５０℃と定めた。好ましくは、６５０℃〜７５０℃の範囲である。
【００３９】
ただし、冷間圧延工程の前に、熱延コイルに焼鈍を施す場合、すなわち熱延板焼鈍を施す場合には、焼鈍中にＮｂＣが粗大化するため、熱間圧延後の巻取り温度は６００℃未満であってもよい。熱延板焼鈍の温度が６００℃未満ではＮｂＣの粗大化が不十分となり良好な延性が得られず、８００℃超えでは結晶粒が粗大化して深絞り性が劣化する。したがって、熱延板焼鈍の温度範囲を６００〜８００℃と定めた。好ましくは６５０〜７５０℃の範囲である。
【００４０】
冷間圧延：
冷間圧延は、常法に従い、酸洗等により脱スケールした後でおこなう。再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、圧下率を５０％以上とした。
【００４１】
焼鈍：
冷間圧延した鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理を施して再結晶焼鈍する。この際の焼鈍温度は、再結晶温度以上でＡｃ3変態点未満の温度範囲とする。焼鈍温度がＡｃ3変態点以上になると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので好ましくない。
【００４２】
焼鈍後は、常法にしたがって調質圧延を施すのが望ましいが、調質圧延を省略してもかまわない。本発明の製造方法にしたがって製造される冷延鋼板は、これを母材として電気めっきを施したり、塗装鋼板にして用いることもできる。冷間圧延後の鋼板を、公知の溶融めっき装置に装備されている加熱炉で焼鈍して、溶融めっきして、めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板にすることもできる。もちろん、連続焼鈍炉で焼鈍を施した後、溶融めっきを施して、めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板にしてもよい。
【実施例】
【００４３】
真空溶解炉を用いて、表１に示す１８種の化学組成を有する鋼を溶解し、各５０ｋｇ鋼塊とした。これらの鋼塊を熱間鍛造して２５ｍｍ厚の鋼片とし、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱して１時間保持し、熱間圧延機により、１１５０℃から９３０℃の温度範囲で圧延して厚さ５ｍｍの熱延鋼板とし、熱延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却により４５０〜７００℃の温度範囲内の種々の温度にまで冷却してこれを巻取温度とし、その温度に保持された電気加熱炉中に挿入して１時間保持した後、２０℃／時の冷却速度で炉冷して巻取後の徐冷処理とした。
【００４４】
【表１】
0003775225.tif 000002
得られた鋼板の両表面を研削して厚さ４ｍｍ厚の冷延用母材とし、その一部には７００℃にて６時間の箱焼鈍相当の焼鈍を施した。各鋼板を、圧下率８５％で冷間圧延し、８５０℃で４０秒間保持する連続焼鈍相当の再結晶焼鈍を施した。その後、これらの焼鈍板に、伸び率０．８％の調質圧延を施し、その性能を評価した。ｒ値は、圧延方向、４５度方向および幅方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片で引張試験して測定した。
【００４５】
二次加工脆性は、以下の方法で評価した。それぞれの冷延鋼板から直径５９．４ｍｍの円形深絞り試験片を採取し、円筒深絞り試験機を用いて、絞り比１．８の深絞り成形を施して直径３３ｍｍの円筒状カップを成形した。
【００４６】
これらの円筒状カップの耳部を切削除去して、深さ１７ｍｍの円筒状のカップとし、鋼板の二次加工脆性を測定する試料とした。先端角度６０度の円錐台状の金型に、種々の温度に冷却した上記の円筒状カップを底面を上にしてかぶせ、その上方８０ｃｍの高さから質量５ｋｇのおもりを円筒状カップの底面に落下させ、円筒状カップの側壁部分に脆性割れの発生する臨界温度を求め、これを、耐二次加工脆性の指標とした。
【００４７】
試作した冷延鋼板の、巻取温度と熱延板焼鈍の有無と性能評価結果を表２に示した。
【００４８】
【表２】
0003775225.tif 000003
本発明で規定する範囲内の条件で製造された本発明例の冷延鋼板（試番２、５〜７、９、１１、１７および２７〜３１）は、いずれも、引張強度（ＴＳ）が３４０ＭＰａ以上であり、かつ、平均ｒ値２．０以上、最低ｒ値１．８以上であった。また、これらの冷延鋼板から成形された円筒状カップの脆性遷移温度はいずれも−７０℃以下で、良好な耐二次加工脆性を示した。
鋼の組成が、本発明で規定する範囲から外れる鋼（鋼Ａ、Ｃ、Ｄ、Ｈ、Ｊ、Ｌ〜Ｐ）を用いて製造された冷延鋼板（試番１、３、４、８、１０、１２〜１６、１９、２５、２６、３２）は、上記の４特性の内のいずれかが不芳であった。
【００４９】
具体的には、鋼Ａを用いた試番１、１９、２５は、鋼のＢ含有量が少なすぎるために脆性遷移温度が−３０℃以上と高く、耐二次加工脆性が不芳であった。
【００５０】
鋼Ｃ、Ｈ、Ｊ、Ｌを用いた試番３、８、１０、１２、２６、３２では、鋼のＴｉ含有量とＢ含有量の関係が前述の式(2)を満たさないために、また、鋼Ｄを用いた試番４では、Ｔｉ含有量が少なく、前述の式(3)を満たさないために、平均ｒ値と最低ｒ値がそれぞれ、１．９未満、１．７未満であり、深絞り性が不芳であった。
【００５１】
さらに、鋼Ｍ、Ｎを用いた試番１３、１４では、Ｎｂ含有量が前述の式(4)を満たさないために、深絞り性が不芳であった。鋼Ｏ、Ｐを用いた試番１５、１６では、鋼のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ含有量が少なく、前述の式(1)を満たさないため、引張強度が３４０ＭＰａ未満であり、目標の強度を有していなかった。
【００５２】
一方、鋼の化学組成は本発明の方法で規定する条件の範囲内であるが、その他の条件が、本発明の方法で規定する範囲を外れる条件で製造された比較例の冷延鋼板（試番２０〜２４）では、耐二次加工脆性は良好であるものの、巻取温度が低かったために、深絞り性が不芳であった。
【発明の効果】
【００５３】
本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、かつ、耐２次加工脆性に優れた、３４０ＭＰａ級以上の高張力鋼鈑を得ることができる。これにより、地球環境問題から自動車の燃費改善への社会的要求が高まっている昨今、車体の軽量化に大きく寄与できるなど、極めて有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】  平均ｒ値とＴｉ*値とＢ含有量の関係を示す図である。（Ｔｉ*＝Ｔi−（４８／１４）Ｎ）
【図２】  最低ｒ値とＴｉ*値とＢ含有量の関係を示す図である。（Ｔｉ*＝Ｔi−（４８／１４）Ｎ）
【図３】  Ｂを０．０００６％含有する鋼の、ｒ値とＴｉ*値の関係を示す図である。
【図１】
0003775225.tif 000004
【図２】
0003775225.tif 000005
【図３】
0003775225.tif 000006