(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて
Ｃ  ≦０．００５％、
Ｓｉ＝０．００５〜０．１％、
Ｍｎ＝０．０１〜０．５％、
Ｐ  ≦０．０５％、
Ｓ  ≦０．０２％、
Ａｌ≦０．００４％、
Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、
Ｏ  ＝０．００１〜０．０１％、
Ｎ  ＝０．００１〜０．０１％、
を含有し、さらに０．０５＞Ｔｉ＞３．４２Ｎ＋１．５Ｓ、
かつ
（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８−Ｃ／１２＞０
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
平均粒子径が０．００５〜０．１μｍであるＭｇとＴｉの酸化物及び／又は複合酸化物を、面密度で４０〜１０００個／ｍｍ２含有することを特徴とする面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で
０．０５＞Ｎｂ＞９３｛Ｃ／１２−（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８｝
を満足することを特徴とする請求項１記載の面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％にて
Ｂ＝０．０００３〜０．００２％
を含むことを特徴とする請求項１又は２記載の面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、面内異方性が小さく深絞り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。折から、ＲＨやＤＨなどの真空脱ガス技術の発展にともない鋼中の固溶元素を低減し深絞り性を向上させた極低炭素鋼が開発され、それまで使用されてきた低炭素Ａｌキルド鋼に代わって用いられるようになった。さらに最近ではＴｉ、Ｎｂ等によって鋼中の固溶Ｃ、Ｎをｓｃａｖｅｎｇｉｎｇすることで飛躍的に深絞り性を向上させた鋼として、特開平１−２２５７２７号公報、特開平２−３４７２２号公報等に開示されているＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  ａｔｏｍｓ  ｆｒｅｅｓｔｅｅｌ（以下ＩＦ鋼）が、広く用いられるようになっている。
【０００３】
一方、最近では、一般消費者の自動車に対するニーズは多様化し、そのシルエットは機能よりもデザインがより重要視されるようになってきている。そのため、自動車の構成部品の形状はより複雑化し、従来の鋼板では成形が困難な部品も増加してきている。
従ってさらなる深絞り性の向上が強く要望されているが、成形部品の均一性、プレス時の割れ防止等の観点からは、平均ランクフォード値（以下ｒｍ：ただし、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０はそれぞれ圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のランクフォード値であり、ｒｍ＝（ｒ0＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４）だけでなく、面内の塑性異方性の値（以下Δｒ：ただし、Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ４５＋ｒ９０）／２）を改善することが非常に重要である。もし、ｒ値の面内異方性が顕著であると深絞りの要素が含まれるプレス成形を行った場合、特定方向のｒ値が低いために十分に材料の流れ込みが起こらず耳と呼ばれる方向が現れ、その部位において割れが発生する。
【０００４】
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ある。
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、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。
【０００５】
特開平５―１１７７５８号公報には、Ｔｉ、Ｎｂ、ＢおよびＡｌを適正量含有させた極低炭素鋼片を素材として、その製造工程において特に熱延および焼鈍条件を適正化することによって、ｒ値の面内異方性が少ない深絞り用冷延薄鋼板を製造する技術が開示されている。
しかしながら、上記既知技術のような方法は、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃおよび（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎの複合析出物を巻取りおよび焼鈍時に適切なタイミングで析出させなければならないので、安定して材質をつくり込むことが難しい。
【０００６】
特公平７―１１０９７６号公報には、熱延後に、冷延と焼鈍を二回づつ行い、そのそれぞれの冷延率と焼鈍温度を最適に制御することによってｒ値の面内異方性を小さくする発明が提案されている。
しかしながら、上記の方法は、冷延、焼鈍を二回ずつ行っており、生産に手間がかかり従ってコストがかかるという問題点がある。
【０００７】
特開平７―１８８８５４号公報には、Ｔｉ、Ｎｂを含有しない極低炭素窒素鋼のＣ、ＭｎおよびＢ量を調整することにより、ｒ値の面内異方性の小さい冷延鋼板を提供する技術が開示されている。
しかしながら、上記の技術は、Ｔｉ、Ｎｂ等のＣを固定する元素が添加されていないため、鋼板中に固溶Ｃが存在し、耐時効性が劣るという問題点がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、深絞り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値の面内異方性を改善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。
【０００９】
【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≦０．００５％、Ｓｉ＝０.００５〜０．１％、Ｍｎ＝０.０１〜０．５％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．００４％、Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、Ｏ＝０．００１〜０．０１％、Ｎ＝０．００１〜０．０１％、を含有し、さらに０．０５＞Ｔｉ＞３．４２Ｎ＋１．５Ｓ、
かつ（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８−Ｃ／１２＞０
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
平均粒子径が０．００５〜０．１μｍであるＭｇとＴｉの酸化物及び／又は複合酸化物を、面密度で４０〜１０００個／ｍｍ２含有することを特徴とする面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板、
（２）さらに、質量％で
０．０５＞Ｎｂ＞９３｛Ｃ／１２−（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８｝を満足することを特徴とする前記（１）記載の面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板、
（３）さらに、質量％にて、Ｂ＝０．０００３〜０．００２％を含むことを特徴とする前記（１）又は（２）記載の面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板、
にある。
【００１０】
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、Ｔｉ２Ｏ３、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ＴｉＣ、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。
【００１１】
耳の発生する方向および高さは、ｒ値の面内異方性と密接な関係があり、Δｒの絶対値（以下：｜Δｒ｜）が小さいほど耳の高さが小さくなる。ｒ９０≧ｒ０＞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。
【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）１１３４〜１１５４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。従って、ｒ値の面内異方性を改善ためには、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｜Δｒ｜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｜Δｒ｜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、ｒｍは十分に高く、かつ成形後に発生する耳の高さが事実上ほとんど問題とならない｜Δｒ｜≦０．２という鋼板を製造できることを新規に知見した。
また、上記の本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板にも適用可能である。
【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度と｜Δｒ｜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。０．００２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０１％Ｐ―０．００３％Ｓ―０．００３％Ａｌ―０．０５％Ｔｉの成分の鋼をベースとして、純Ｍｇ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）９００〜９３０℃で熱間圧延し、６００〜７００℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で７８０〜８６０℃で１分間焼鈍後、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｜Δｒ｜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、ｒ４５およびｒ９０のそれぞれを測定し、｜Δｒ｜を得た。
図１に粒子径（粒度番号）と｜Δｒ｜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｜Δｒ｜を小さ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ｒｍおよび｜Δｒ｜の関係を調査した。０．００２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０１％Ｐ―０．００３％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（ＦＴ）９２０℃で熱間圧延し、６５０℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８１０℃で１分間焼鈍後、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。
【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ｄと｜Δｒ｜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｜Δｒ｜は、既に述べたものと同一の方法によって求めた。
【００１８】
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、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。
【００１９】
図２にｒｍおよび｜Δｒ｜とＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズｄの測定結果を示す。このように、ｒｍと｜Δｒ｜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。
【００２０】
次に、本発明の構成要素について説明する。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：  Ｃは冷延時に固溶状態で鋼中に存在していると、後の焼鈍時に深絞り性にとって好ましくない方位が生成するので０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下がよい。
【００２１】
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、０．１％以上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ばかりでなく、ｒｍを劣化させかつ溶融亜鉛めっきの密着性を悪くするため０．１％以下とした。好ましくは０．０５％以下がよい。
【００２２】
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、０．５％以上添加するとｒｍが劣化し、また延性も低下するため０．５％以下とした。
【００２３】
Ｐ：  Ｐは不純物であり、粒界に偏析し粒界脆化を起こし、二次加工割れの原因となる元素であるので少ないほど好ましい。ただし、０．０５％以下ならば、許容できる範囲である。
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、ｒｍ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。
【００２４】
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、｜Δｒ｜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と考えられる。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、｜Δｒ｜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。
【００２５】
Ｏ：  Ｏは、｜Δｒ｜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。
【００２６】
Ｎ：  Ｎは、｜Δｒ｜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、｜Δｒ｜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。
【００２７】
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、｜Δｒ｜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考えられる。またＴｉは、γ相の高温域においてＴｉＮおよびＴｉＳとして析出するが、Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋１．５Ｓでは固溶ＮがＴｉＮとして十分固定されず残存した固溶Ｎが深絞り性を劣化させるだけでなく、ＢＮとして析出して二次加工性に有効なＢが確保されない。従ってＴｉは、Ｔｉ＞３．４２Ｎ＋１．５Ｓの条件を満たすように添加する。しかし、Ｔｉは０．０３％以上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、０．０５％以下好ましくは０．０３％未満がよい。
また、固溶Ｃの残存による深絞り性劣化を抑えるため、（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８−Ｃ／１２＞０とする。
【００２８】
Ｎｂは、Ｃを析出物として固定し更に成形性を向上させるので，添加することが好ましい。ただし、｛（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８＋Ｎｂ／９３｝−Ｃ／１２≦０では、固溶Ｃが残存し、深絞り性にとって好ましくない。従って｛（Ｔｉ−３．４２Ｎ−１．５Ｓ）／４８＋Ｎｂ／９３｝−Ｃ／１２＞０の条件を満たすように添加する。しかし、Ｎｂは、０．０３％以上添加すると再結晶温度を上昇させるので焼鈍時に十分再結晶が完了させることができずｒｍの劣化を招くので、０．０５％以下好ましくは０．０３％未満がよい。
【００２９】
Ｂ：  Ｂは二次加工割れを防止するために添加することが好ましい。ただし、０．０００３％未満の添加では、その効果がなく、０．００２％超添加してもその効果は飽和してしまう。従ってＢの添加量は０．０００３％以上０．００２％以下とする。
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。
【００３０】
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０．００５μｍ未満であると再結晶焼鈍時の粒成長が妨げられ良好なｒｍが得られない。また、０．１μｍ超であると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、粒成長を抑制することが不十分になり｜Δｒ｜≦０．２が得られない。従って、ｒｍおよび｜Δｒ｜≦０．２の両方を満足させるためには、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径を０．００５μｍ以上０．１μｍ以下とする。
【００３１】
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、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、粒成長を抑制することが不十分になり｜Δｒ｜≦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。
【００３２】
【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および表２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、その鋳片を加熱温度１１５０℃で再加熱し、９１０℃〜９３０℃の仕上げ圧延の温度範囲で６．０ｍｍに圧延した後６００℃〜７００℃で巻取った。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン（最高加熱温度８００〜８３０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただし、ただし、鋼Ｆについては、冷延後、溶融亜鉛めっきライン（最高加熱温度８１０℃、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、表２の化学組成についての表示は質量％である。
【００３３】
【表１】
0003842898.tif 000002
【００３４】
【表２】
0003842898.tif 000003
【００３５】
【表３】
0003842898.tif 000004
【００３６】
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ｒｍおよび｜Δｒ｜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、ＪＩＳＺ  ２２４１記載の引張試験方法で測定した。また｜Δｒ｜は、既に述べたものと同一の方法によって求めた。
【００３７】
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、１００００〜５０００００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。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。
【００３８】
本発明に沿うものは、鋼Ａ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｉ、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深絞り性に優れた冷延鋼板が得られていない。鋼Ｂ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｜Δｒ｜が本発明の範囲外である。鋼Ｇは、Ｃ*の値が本発明の範囲外である、従ってｒｍが低い。鋼Ｈ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｜Δｒ｜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多い、従ってｒｍが低い。鋼Ｋ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｜Δｒ｜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｜Δｒ｜が本発明の範囲外である。
【００３９】
【発明の効果】
本発明は、上述したように面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板を与えるもので、これらの鋼板を用いることで、プレス成形後の耳の発生を大幅に少なくすることができる。
【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｜Δｒ｜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｜Δｒ｜およびｒｍの関係において示す図である。
【図１】
0003842898.tif 000005
【図２】
0003842898.tif 000006