JP3185227B2 - 極めて優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
極めて優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は優れた深絞り成形性と張
出し成形性とを有し、且つ、耐深絞り脆性を改善した超
深絞り用冷延鋼板の製造方法に関するものである。
出し成形性とを有し、且つ、耐深絞り脆性を改善した超
深絞り用冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】極低炭素鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ等の炭
・窒化物形成元素を添加した所謂ＩＦ鋼（Interstitial
Free Steel）は、深絞り性と非時効性が要求される高
深絞り型冷延鋼板（ＥＤＤＱ）を連続焼鈍で製造するた
めの有力な素材として注目され、今日の連続焼鈍プロセ
スの普及とともにその重要性が認識されてきた。
・窒化物形成元素を添加した所謂ＩＦ鋼（Interstitial
Free Steel）は、深絞り性と非時効性が要求される高
深絞り型冷延鋼板（ＥＤＤＱ）を連続焼鈍で製造するた
めの有力な素材として注目され、今日の連続焼鈍プロセ
スの普及とともにその重要性が認識されてきた。
【０００３】従来、一般的に使用されてきたＩＦ鋼は、
Ｔｉを添加したＴｉ−ＩＦ鋼と、Ｎｂを添加したＮｂ−
ＩＦ鋼である。特に、Ｔｉは、強力な炭・窒化物形成元
素であると同時に、鋼中Ｓも硫化物として析出粗大化さ
せるため、Ｔｉ−ＩＦ鋼は極めて優れた深絞り性と延性
が幅広い成分範囲で安定して得られる特徴がある。しか
し一方では、酸化し易く、製鋼時に酸化物系の表面欠陥
が発生するため、厳密なスラブ手入れが必要である。ま
た、鋼中Ｃを完全にＴｉＣとして固定した場合、粒界強
度が低下し、深絞り脆性（２次加工脆化現象）が起こる
等の問題が顕在化する。この問題に対しては、微量のボ
ロン（Ｂ）を添加することが有効であることも知られて
いるが、その場合、Ｂを１０ｐｐｍ以上添加するとｒ値
の劣化（深絞り性の劣化）が問題となる。
Ｔｉを添加したＴｉ−ＩＦ鋼と、Ｎｂを添加したＮｂ−
ＩＦ鋼である。特に、Ｔｉは、強力な炭・窒化物形成元
素であると同時に、鋼中Ｓも硫化物として析出粗大化さ
せるため、Ｔｉ−ＩＦ鋼は極めて優れた深絞り性と延性
が幅広い成分範囲で安定して得られる特徴がある。しか
し一方では、酸化し易く、製鋼時に酸化物系の表面欠陥
が発生するため、厳密なスラブ手入れが必要である。ま
た、鋼中Ｃを完全にＴｉＣとして固定した場合、粒界強
度が低下し、深絞り脆性（２次加工脆化現象）が起こる
等の問題が顕在化する。この問題に対しては、微量のボ
ロン（Ｂ）を添加することが有効であることも知られて
いるが、その場合、Ｂを１０ｐｐｍ以上添加するとｒ値
の劣化（深絞り性の劣化）が問題となる。
【０００４】これに対し、Ｎｂ−ＩＦ鋼は主として鋼中
Ｃのみを固定し、鋼中固溶Ｃを固定することでＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼と同様優れた深絞り性が得られが、Ｎｂが過剰に添
加されるとＮｂＣ析出物による粒成長の抑制作用が顕著
となり、材質が劣化する。このため、Ｔｉ−ＩＦ鋼に比
べて適正成分範囲が狭いという問題がある。しかし、Ｔ
ｉに比べて酸化物系のスラブ欠陥を作らないため表面品
質が優れている、再結晶集合組織の形成過程でＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼とは異なるｒ値の面内異方性が現われる等の点が明
らかにされている。
Ｃのみを固定し、鋼中固溶Ｃを固定することでＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼と同様優れた深絞り性が得られが、Ｎｂが過剰に添
加されるとＮｂＣ析出物による粒成長の抑制作用が顕著
となり、材質が劣化する。このため、Ｔｉ−ＩＦ鋼に比
べて適正成分範囲が狭いという問題がある。しかし、Ｔ
ｉに比べて酸化物系のスラブ欠陥を作らないため表面品
質が優れている、再結晶集合組織の形成過程でＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼とは異なるｒ値の面内異方性が現われる等の点が明
らかにされている。
【０００５】上記の問題を解決する方法として、Ｔｉと
Ｎｂの持つ特質を融合させる観点から、ＮｂとＴｉを複
合添加する技術（特公昭６１−３２３７５号）が開示さ
れている。この技術の骨子は、０．００３〜０．０２５
ｗｔ％のＮｂと、０．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉ
をそれぞれ、 Ｎｂ＞２．２３Ｃ ｛（４８／１４）・（Ｎ−０．００２）｝＜Ｔｉ＜（４Ｃ＋３．４３Ｎ） の条件を満足する範囲で添加するもので、これにより、
上記したＮｂとＴｉの集合組織上の差異を融合させ、ｒ
値の面内異方性を改善する、コイル内の材質変動を小さ
くする等の効果を得ることを内容としている。
Ｎｂの持つ特質を融合させる観点から、ＮｂとＴｉを複
合添加する技術（特公昭６１−３２３７５号）が開示さ
れている。この技術の骨子は、０．００３〜０．０２５
ｗｔ％のＮｂと、０．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉ
をそれぞれ、 Ｎｂ＞２．２３Ｃ ｛（４８／１４）・（Ｎ−０．００２）｝＜Ｔｉ＜（４Ｃ＋３．４３Ｎ） の条件を満足する範囲で添加するもので、これにより、
上記したＮｂとＴｉの集合組織上の差異を融合させ、ｒ
値の面内異方性を改善する、コイル内の材質変動を小さ
くする等の効果を得ることを内容としている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、このようにＮ
ｂとＴｉを相補する形で添加した場合、それぞれの元素
の炭・窒化物の溶解度から判断して、ＣがＮｂとＴｉに
当量比で分配されて析出すると仮定すると、いずれも析
出しにくくなり、析出したとしても微細に析出するよう
になる。したがって、単純に鋼中Ｃ量あるいはＮ量との
化学量論比のみでＮｂ、Ｔｉを添加するだけでは、面内
異方性やコイル内の材質変動が改善されたとしても、材
質の絶対的レベルの改善という点では十分満足できるも
のとはならない。このことは、上記特公昭６１−３２３
７５号に開示された実施例中のｎ値とｍｅａｎ−ｒ値の
バランス（ｎ値≒０．２６〜０．３０、ｍｅａｎ−ｒ値
≒１．８５〜１．９５）から判断しても容易に理解で
き、本発明の目的とするような〔ｍｅａｎ−ｒ〕値−ｎ
値バランスを達成するものでないことは明らかである。
ｂとＴｉを相補する形で添加した場合、それぞれの元素
の炭・窒化物の溶解度から判断して、ＣがＮｂとＴｉに
当量比で分配されて析出すると仮定すると、いずれも析
出しにくくなり、析出したとしても微細に析出するよう
になる。したがって、単純に鋼中Ｃ量あるいはＮ量との
化学量論比のみでＮｂ、Ｔｉを添加するだけでは、面内
異方性やコイル内の材質変動が改善されたとしても、材
質の絶対的レベルの改善という点では十分満足できるも
のとはならない。このことは、上記特公昭６１−３２３
７５号に開示された実施例中のｎ値とｍｅａｎ−ｒ値の
バランス（ｎ値≒０．２６〜０．３０、ｍｅａｎ−ｒ値
≒１．８５〜１．９５）から判断しても容易に理解で
き、本発明の目的とするような〔ｍｅａｎ−ｒ〕値−ｎ
値バランスを達成するものでないことは明らかである。
【０００７】近年、自動車車体に使用されている冷延鋼
板は、車体部品形状の複雑化、一体成形の促進、合金化
亜鉛メッキ鋼板の適用部品拡大などに呼応して、従来の
超深絞り用鋼板（ＥＤＤＱ）を超える成形性を有する鋼
板に対する要求が増している。こうした観点から、Ｔｉ
添加ＩＦ鋼をベースとして、深絞り成形重視型と張出し
成形重視型とに分けて製品開発を行った例（柴崎ら：
「材料とプロセス ２（１９８９）」ｐ．１９３１）も
報告されているが、この報告におけるｎ値とｍｅａｎ−
ｒ値のバランスは、前者（深絞り成形重視型）でｎ値＝
０．２６５、ｍｅａｎ−ｒ値＝２．５０、後者（張出し
成形重視型）でｎ値＝０．２７８、ｍｅａｎ−ｒ値＝
２．１５程度である。
板は、車体部品形状の複雑化、一体成形の促進、合金化
亜鉛メッキ鋼板の適用部品拡大などに呼応して、従来の
超深絞り用鋼板（ＥＤＤＱ）を超える成形性を有する鋼
板に対する要求が増している。こうした観点から、Ｔｉ
添加ＩＦ鋼をベースとして、深絞り成形重視型と張出し
成形重視型とに分けて製品開発を行った例（柴崎ら：
「材料とプロセス ２（１９８９）」ｐ．１９３１）も
報告されているが、この報告におけるｎ値とｍｅａｎ−
ｒ値のバランスは、前者（深絞り成形重視型）でｎ値＝
０．２６５、ｍｅａｎ−ｒ値＝２．５０、後者（張出し
成形重視型）でｎ値＝０．２７８、ｍｅａｎ−ｒ値＝
２．１５程度である。
【０００８】本発明は、実用上の観点から深絞り成形性
と張出し成形性を兼備した冷延鋼板の製造法を開示する
もので、深絞り性を評価する指標であるｍｅａｎ−ｒ値
が２．８以上、張出し性を評価する指標であるｎ値が
０．２６以上である鋼板を得ることその目的とする。ま
た、本発明はｎ値とｍｅａｎ−ｒ値のみならず、良好な
耐深絞り脆性および亜鉛メッキ密着性を有する鋼板を得
ることもその目的としている。
と張出し成形性を兼備した冷延鋼板の製造法を開示する
もので、深絞り性を評価する指標であるｍｅａｎ−ｒ値
が２．８以上、張出し性を評価する指標であるｎ値が
０．２６以上である鋼板を得ることその目的とする。ま
た、本発明はｎ値とｍｅａｎ−ｒ値のみならず、良好な
耐深絞り脆性および亜鉛メッキ密着性を有する鋼板を得
ることもその目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】このため、本発明は次の
ような構成を有する。（１） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０．
０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦Ｓ
ｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１４ｗｔ％を含有し、且つ、 （Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１８ 但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する鋼を、常法にて熱間圧延、冷間圧延および連続
焼鈍することを特徴とする、下式で定義されるランクフ
ォード値の面内平均値〔ｍｅａｎ−ｒ〕が２．８以上、
１０％〜２０％の引張り歪域で評価した加工硬化指数ｎ
が０．２６以上である極めて優れた深絞り成形性と張出
し成形性を有する冷延鋼板の製造方法。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ０〕＋２〔ｒ４５〕＋〔ｒ９０〕）／４ 但し、 〔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（２） 上記（１）において、スラブ加熱温度≦１２０
０℃、熱延巻取温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延した
後、圧延率：７６〜８４％で冷間圧延し、次いで８００
℃〜８８０℃で連続焼鈍することを特徴とする極めて優
れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製
造方法。
ような構成を有する。（１） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０．
０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦Ｓ
ｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１４ｗｔ％を含有し、且つ、 （Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１８ 但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する鋼を、常法にて熱間圧延、冷間圧延および連続
焼鈍することを特徴とする、下式で定義されるランクフ
ォード値の面内平均値〔ｍｅａｎ−ｒ〕が２．８以上、
１０％〜２０％の引張り歪域で評価した加工硬化指数ｎ
が０．２６以上である極めて優れた深絞り成形性と張出
し成形性を有する冷延鋼板の製造方法。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ０〕＋２〔ｒ４５〕＋〔ｒ９０〕）／４ 但し、 〔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（２） 上記（１）において、スラブ加熱温度≦１２０
０℃、熱延巻取温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延した
後、圧延率：７６〜８４％で冷間圧延し、次いで８００
℃〜８８０℃で連続焼鈍することを特徴とする極めて優
れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製
造方法。
【００１０】以下、本発明の詳細を説明する。本発明の
鋼成分は、成分設計上の許容範囲が広い、製造条件
に対して材質が安定している、Ｎｂ添加鋼に比べて粒
成長性に優れる等の点から、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースと
し、さらに、表面性状の改善、集合組織制御、耐深絞り
脆性改善を狙いとして、Ｔｉ量に比して微量で且つＴｉ
量との関係で限定された量のＮｂを添加することを基本
的な特徴としている。
鋼成分は、成分設計上の許容範囲が広い、製造条件
に対して材質が安定している、Ｎｂ添加鋼に比べて粒
成長性に優れる等の点から、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースと
し、さらに、表面性状の改善、集合組織制御、耐深絞り
脆性改善を狙いとして、Ｔｉ量に比して微量で且つＴｉ
量との関係で限定された量のＮｂを添加することを基本
的な特徴としている。
【００１１】まず、本発明の鋼成分において上述した従
来技術と根本的に異なる点は、以下の式で定義されるＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕（原子量％比）を７以上と限定することに
ある。 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ％Ｎ〕＋ （４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 但し、 〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
来技術と根本的に異なる点は、以下の式で定義されるＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕（原子量％比）を７以上と限定することに
ある。 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ％Ｎ〕＋ （４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 但し、 〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【００１２】本発明では鋼中Ｃの固定に際して十分な量
のＴｉを添加することによって、炭・窒化物の完全固定
とそれら析出物の粗大化を狙いとしている。図１は、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：０ｗｔ％および
０．００２〜０．０３ｗｔ％の範囲の鋼について、上記
Ｔｉ＊／〔Ｃ〕が下記に定義されるｍｅａｎ−ｒ値およ
びΔｒ値に及ぼす影響を調べ、これを整理したものであ
る。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ0〕＋２〔ｒ45〕＋〔ｒ90〕）／４ Δｒ＝（〔ｒ0〕＋〔ｒ90〕−２〔ｒ45〕）／２ 但し、 〔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 同図によれば、微量のＮｂが添加された場合、固溶Ｎｂ
としての熱延板組織の細粒化により、ｍｅａｎ−ｒ値の
レベルが上昇することが判る。
のＴｉを添加することによって、炭・窒化物の完全固定
とそれら析出物の粗大化を狙いとしている。図１は、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：０ｗｔ％および
０．００２〜０．０３ｗｔ％の範囲の鋼について、上記
Ｔｉ＊／〔Ｃ〕が下記に定義されるｍｅａｎ−ｒ値およ
びΔｒ値に及ぼす影響を調べ、これを整理したものであ
る。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ0〕＋２〔ｒ45〕＋〔ｒ90〕）／４ Δｒ＝（〔ｒ0〕＋〔ｒ90〕−２〔ｒ45〕）／２ 但し、 〔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 同図によれば、微量のＮｂが添加された場合、固溶Ｎｂ
としての熱延板組織の細粒化により、ｍｅａｎ−ｒ値の
レベルが上昇することが判る。
【００１３】また、図２は、Ｔｉ：０．０１〜０．２０
ｗｔ％、Ｎｂ：０ｗｔ％および０．００２ｗｔ％〜０．
０３ｗｔ％の範囲の鋼について、ＴｉとＮｂの重量％比
（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）がｍｅａｎ−ｒ値
および加工硬化指数ｎ（１０％〜２０％の引張り歪域で
評価したｎ値）に及ぼす影響について調べ、これを整理
したものである。これによれば、〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗ
ｔ％Ｎｂ〕を７〜１８の範囲に設定した場合にのみ優れ
たｍｅａｎ−ｒ値（２．８以上）とｎ値（０．２６）の
バランスが得られることが判る。
ｗｔ％、Ｎｂ：０ｗｔ％および０．００２ｗｔ％〜０．
０３ｗｔ％の範囲の鋼について、ＴｉとＮｂの重量％比
（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）がｍｅａｎ−ｒ値
および加工硬化指数ｎ（１０％〜２０％の引張り歪域で
評価したｎ値）に及ぼす影響について調べ、これを整理
したものである。これによれば、〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗ
ｔ％Ｎｂ〕を７〜１８の範囲に設定した場合にのみ優れ
たｍｅａｎ−ｒ値（２．８以上）とｎ値（０．２６）の
バランスが得られることが判る。
【００１４】そこで、本発明の鋼成分における最も重要
な添加元素であるＴｉとＮｂについて、その限定理由を
述べる。Ｔｉは、既に述べたように強力な炭・窒化物形
成元素であり、上記の〜のメリットが得られる元素
である。特に、平衡状態で鋼中Ｃを固定するためにはＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕≧１であればよいが、析出物のサイズを十
分に粗大化させて優れた粒成長性とともに、＜１１１＞
／／ＮＤ方位の再結晶粒の集積を高めるためには、Ｔｉ
＊／〔Ｃ〕≧７とすることが好ましいことが図１からも
示唆される。したがって、本発明では、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕
≧７と規定する。
な添加元素であるＴｉとＮｂについて、その限定理由を
述べる。Ｔｉは、既に述べたように強力な炭・窒化物形
成元素であり、上記の〜のメリットが得られる元素
である。特に、平衡状態で鋼中Ｃを固定するためにはＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕≧１であればよいが、析出物のサイズを十
分に粗大化させて優れた粒成長性とともに、＜１１１＞
／／ＮＤ方位の再結晶粒の集積を高めるためには、Ｔｉ
＊／〔Ｃ〕≧７とすることが好ましいことが図１からも
示唆される。したがって、本発明では、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕
≧７と規定する。
【００１５】さらに本発明では、上記の規定に加えＴｉ
添加量として０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１４ｗｔ％と
規定する。Ｔｉが０．０４ｗｔ％未満では鋼中Ｃの固定
は可能であるが、ＴｉＣの粗大化が起こり難くなり、プ
ロセス上、熱延時に高温で巻取る等の対策が必要とな
る。一方、０．１４ｗｔ％を超えて添加しても顕著な添
加効果が認められないばかりでなく、表面欠陥の顕在
化、合金コストの上昇等が問題となる。
添加量として０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１４ｗｔ％と
規定する。Ｔｉが０．０４ｗｔ％未満では鋼中Ｃの固定
は可能であるが、ＴｉＣの粗大化が起こり難くなり、プ
ロセス上、熱延時に高温で巻取る等の対策が必要とな
る。一方、０．１４ｗｔ％を超えて添加しても顕著な添
加効果が認められないばかりでなく、表面欠陥の顕在
化、合金コストの上昇等が問題となる。
【００１６】Ｎｂは、本発明における必須添加元素であ
るが、その添加量は０．００５〜０．０１５ｗｔ％の微
量な範囲に限定する。特に、上述した図２に示されるよ
うに〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕を７〜１８の範囲
に限定することが、さらその添加効果を顕著なものにす
る。また、Ｎｂを微量添加することは、耐深絞り脆性の
改善にも効果があることが明らかになった。このような
効果を得るためも、Ｎｂ添加の下限は０．００５ｗｔ％
と規定される。また、添加量の上限については、製造条
件による材質変動が大きくなること、材質的に逆に硬化
すること、合金コストが上昇すること等の点から０．０
１５ｗｔ％に限定する。
るが、その添加量は０．００５〜０．０１５ｗｔ％の微
量な範囲に限定する。特に、上述した図２に示されるよ
うに〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕を７〜１８の範囲
に限定することが、さらその添加効果を顕著なものにす
る。また、Ｎｂを微量添加することは、耐深絞り脆性の
改善にも効果があることが明らかになった。このような
効果を得るためも、Ｎｂ添加の下限は０．００５ｗｔ％
と規定される。また、添加量の上限については、製造条
件による材質変動が大きくなること、材質的に逆に硬化
すること、合金コストが上昇すること等の点から０．０
１５ｗｔ％に限定する。
【００１７】さらに、本発明における副次的効果とし
て、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７の範囲でＴｉを添加した鋼にお
いて微量のＮｂを添加すると、図３に示すように、連続
鋳造スラブの表面品質が著しく改善されることが明らか
になった。このような効果が得られるメカニズムは必ず
しも明らかではないが、微量のＮｂが存在することによ
って、スラブ表面でのＴｉの酸化反応が抑制されるため
であると考えられる。このことによって、本発明で開示
した技術は、亜鉛メッキ鋼板の下地鋼板としても有用性
を有することが明らかになった。
て、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７の範囲でＴｉを添加した鋼にお
いて微量のＮｂを添加すると、図３に示すように、連続
鋳造スラブの表面品質が著しく改善されることが明らか
になった。このような効果が得られるメカニズムは必ず
しも明らかではないが、微量のＮｂが存在することによ
って、スラブ表面でのＴｉの酸化反応が抑制されるため
であると考えられる。このことによって、本発明で開示
した技術は、亜鉛メッキ鋼板の下地鋼板としても有用性
を有することが明らかになった。
【００１８】次に、他の元素の限定理由について説明す
る。 Ｃ：ｎ値の向上のためには、ＴｉＣのサイズのみなら
ず、その総量を限定する必要があり、本発明では高ｎ値
を得るためＣの上限を０．００３０ｗｔ％と規定する。 Ｓｉ：一般の鋼のレベル程度でも、本発明の作用効果に
特に悪影響を及ぼすものではないが、延性のレベルを高
く維持するため、０．０５ｗｔ％以下とする。 Ｍｎ：ＴｉがＳの固定に寄与するため、Ｍｎは一般の鋼
のレベルより低くても問題はないが、０．０５ｗｔ％未
満では溶銑予備処理コストが上昇するため、下限を０．
０５ｗｔ％と規定する。一方、０．５０ｗｔ％を超える
とＭｎによる固溶強化によりＹＰが上昇し、ｎ値が低下
する。このため、上限は０．５０ｗｔ％と規定する。 Ｐ：Ｐは粒界脆化元素であり、特に粒界が脆弱になり易
いＩＦ鋼においては、その上限は厳しく管理されなくて
はならない。このため本発明では、０．０２ｗｔ％をそ
の上限とする。特に、上述した微量Ｎｂの添加による耐
深絞り脆性の顕著な改善効果をより安定的なものとする
ためには、Ｐは０．０１ｗｔ％以下とすることが好まし
い。 Ｓ：Ｓは、ＴｉＳとして析出することにより有効Ｔｉ量
（Ｔｉ＊）を減少させる。したがって、本発明ではその
上限を０．０２ｗｔ％と規定する。
る。 Ｃ：ｎ値の向上のためには、ＴｉＣのサイズのみなら
ず、その総量を限定する必要があり、本発明では高ｎ値
を得るためＣの上限を０．００３０ｗｔ％と規定する。 Ｓｉ：一般の鋼のレベル程度でも、本発明の作用効果に
特に悪影響を及ぼすものではないが、延性のレベルを高
く維持するため、０．０５ｗｔ％以下とする。 Ｍｎ：ＴｉがＳの固定に寄与するため、Ｍｎは一般の鋼
のレベルより低くても問題はないが、０．０５ｗｔ％未
満では溶銑予備処理コストが上昇するため、下限を０．
０５ｗｔ％と規定する。一方、０．５０ｗｔ％を超える
とＭｎによる固溶強化によりＹＰが上昇し、ｎ値が低下
する。このため、上限は０．５０ｗｔ％と規定する。 Ｐ：Ｐは粒界脆化元素であり、特に粒界が脆弱になり易
いＩＦ鋼においては、その上限は厳しく管理されなくて
はならない。このため本発明では、０．０２ｗｔ％をそ
の上限とする。特に、上述した微量Ｎｂの添加による耐
深絞り脆性の顕著な改善効果をより安定的なものとする
ためには、Ｐは０．０１ｗｔ％以下とすることが好まし
い。 Ｓ：Ｓは、ＴｉＳとして析出することにより有効Ｔｉ量
（Ｔｉ＊）を減少させる。したがって、本発明ではその
上限を０．０２ｗｔ％と規定する。
【００１９】Ｓｏｌ．Ａｌ：Ｔｉ添加鋼の場合、ＮはＴ
ｉＮとして固定されるため、Ｎを固定するだけの目的で
あれば、連続鋳造が可能な範囲でＡｌの添加量を低減す
ることはできる。しかし、本発明では、通常のＡｌキル
ド鋼並みにＡｌを添加する。これは、極低炭素鋼の鋳造
時の湯流れ性の改善に加えて、Ａｌで脱酸することによ
り、Ｔｉの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずるため
である。以上の観点から、Ｓｏｌ．Ａｌとして０．０３
ｗｔ％〜０．０６ｗｔ％の範囲に規定する。 Ｎ：Ｎは、ＩＦ鋼の材質面からは基本的には低い程好ま
しく、特に、窒化物の減少に伴いｍｅａｎ−ｒ値が改善
される。しかし、本発明ではＴｉ＊／〔Ｃ〕を十分高い
レベルに設定していため、通常レベル程度のＮ量の変動
では材質上極端な変化はない。したがって、本発明では
ｎ値、ｍｅａｎ−ｒ値に対して許容されるレベルとし
て、その上限を０．００４０ｗｔ％と規定する。
ｉＮとして固定されるため、Ｎを固定するだけの目的で
あれば、連続鋳造が可能な範囲でＡｌの添加量を低減す
ることはできる。しかし、本発明では、通常のＡｌキル
ド鋼並みにＡｌを添加する。これは、極低炭素鋼の鋳造
時の湯流れ性の改善に加えて、Ａｌで脱酸することによ
り、Ｔｉの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずるため
である。以上の観点から、Ｓｏｌ．Ａｌとして０．０３
ｗｔ％〜０．０６ｗｔ％の範囲に規定する。 Ｎ：Ｎは、ＩＦ鋼の材質面からは基本的には低い程好ま
しく、特に、窒化物の減少に伴いｍｅａｎ−ｒ値が改善
される。しかし、本発明ではＴｉ＊／〔Ｃ〕を十分高い
レベルに設定していため、通常レベル程度のＮ量の変動
では材質上極端な変化はない。したがって、本発明では
ｎ値、ｍｅａｎ−ｒ値に対して許容されるレベルとし
て、その上限を０．００４０ｗｔ％と規定する。
【００２０】本発明で開示した鋼板は、常法にて製品と
しても従来の冷延鋼板のレベルを上回る特性を得ること
ができるが、本発明に規定した成分系に最も良好な特性
を付与するための製造方法について以下に開示する。本
発明の成分系に対しては、スラブ加熱温度≦１２００
℃、熱延巻取り温度：５８０〜６４０℃、冷間圧延率：
７６〜８４％、連続焼鈍温度：８００〜８８０℃とする
ことが最も好ましい。
しても従来の冷延鋼板のレベルを上回る特性を得ること
ができるが、本発明に規定した成分系に最も良好な特性
を付与するための製造方法について以下に開示する。本
発明の成分系に対しては、スラブ加熱温度≦１２００
℃、熱延巻取り温度：５８０〜６４０℃、冷間圧延率：
７６〜８４％、連続焼鈍温度：８００〜８８０℃とする
ことが最も好ましい。
【００２１】この中で最も重要なのは、熱延巻取り温度
と冷間圧延率である。高いｍｅａｎ−ｒ値を得るために
は、熱延板中の炭・窒化物が粗大化し、さらにフェライ
ト粒径は小さい方が好ましい。前者については、Ｔｉ＊
／〔Ｃ〕≧７とすることにより、巻取り温度を下げるこ
とが可能となる結果、これを達成できる。また、Ｎｂが
固溶Ｎｂとして細粒化に寄与するため、後者の状態が達
成できる。この効果を示す例として、図４に表２中の鋼
番１３（Ｔｉ−Ｎｂ系）と鋼番１２（Ｔｉ系）における
〔ｍｅａｎ−ｒ〕値−ｎ値バランスに及ぼす巻取り温度
の影響（巻き取温度ＬＣＴ：６２０℃、巻き取温度ＨＣ
Ｔ：６８０℃）を示す。図から明らかなように、Ｔｉ−
Ｎｂ系のｍｅａｎ−ｒ値は、Ｔｉ系のｍｅａｎ−ｒ値よ
りも高く、さらに、６２０℃巻取りを行うことによって
６８０℃巻取りよりもｍｅａｎ−ｒ値が上昇することが
判る。以上のような結果を踏まえ、ｍｅａｎ−ｒ値の観
点から巻取り温度の上限は６４０℃とすることが好まし
い。但し、巻取り温度が５８０℃を下回ると、ＴｉＣが
微細に析出するため、製品のｍｅａｎ−ｒ値が低下して
しまう。このため、巻取り温度の下限は５８０℃とす
る。
と冷間圧延率である。高いｍｅａｎ−ｒ値を得るために
は、熱延板中の炭・窒化物が粗大化し、さらにフェライ
ト粒径は小さい方が好ましい。前者については、Ｔｉ＊
／〔Ｃ〕≧７とすることにより、巻取り温度を下げるこ
とが可能となる結果、これを達成できる。また、Ｎｂが
固溶Ｎｂとして細粒化に寄与するため、後者の状態が達
成できる。この効果を示す例として、図４に表２中の鋼
番１３（Ｔｉ−Ｎｂ系）と鋼番１２（Ｔｉ系）における
〔ｍｅａｎ−ｒ〕値−ｎ値バランスに及ぼす巻取り温度
の影響（巻き取温度ＬＣＴ：６２０℃、巻き取温度ＨＣ
Ｔ：６８０℃）を示す。図から明らかなように、Ｔｉ−
Ｎｂ系のｍｅａｎ−ｒ値は、Ｔｉ系のｍｅａｎ−ｒ値よ
りも高く、さらに、６２０℃巻取りを行うことによって
６８０℃巻取りよりもｍｅａｎ−ｒ値が上昇することが
判る。以上のような結果を踏まえ、ｍｅａｎ−ｒ値の観
点から巻取り温度の上限は６４０℃とすることが好まし
い。但し、巻取り温度が５８０℃を下回ると、ＴｉＣが
微細に析出するため、製品のｍｅａｎ−ｒ値が低下して
しまう。このため、巻取り温度の下限は５８０℃とす
る。
【００２２】次に、冷間圧延率は、ｍｅａｎ−ｒ値と耐
深絞り脆性の観点から決定した。図５は、図４で使用し
た鋼について、スラブ加熱温度Ｈ：１２５０℃、Ｌ：１
１５０℃、巻取り温度ＬＣＴ：６２０℃、ＨＣＴ：６８
０℃、冷延率７５％、７９％、８２％の各条件で製造し
た鋼板の深絞り脆化遷移温度Ｔｔｈとｍｅａｎ−ｒ値の
バランスを示したものである。同図から明らかなよう
に、Ｔｉ−ＩＦ鋼の深絞り脆化臨界温度（Ｔｔｈ）は、
微量のＮｂ添加で改善される。特に、スラブ加熱温度：
１１５０℃、巻取り温度：６２０℃の条件で製造した場
合、Ｔｔｈは−９０℃程度まで改善される。また、Ｔｔ
ｈは、ｍｅａｎ−ｒ値と同様に冷圧率依存性が認められ
る。しかし、ｍｅａｎ−ｒ値が冷圧率を上げることによ
って改善されるのに対し、Ｔｔｈは逆に上昇する。これ
は、集合組織の変化に伴う粒界性格の変化と関連した現
象であると考えられる。そして、ｍｅａｎ−ｒ値の観点
から冷圧率の下限は７６％（望ましくは８０％）とする
ことが好ましく、一方、上限に関しては、深絞り脆化対
策と圧延０°方向のｍｅａｎ−ｒ値の低下を考慮して、
８４％とすることが好ましい。
深絞り脆性の観点から決定した。図５は、図４で使用し
た鋼について、スラブ加熱温度Ｈ：１２５０℃、Ｌ：１
１５０℃、巻取り温度ＬＣＴ：６２０℃、ＨＣＴ：６８
０℃、冷延率７５％、７９％、８２％の各条件で製造し
た鋼板の深絞り脆化遷移温度Ｔｔｈとｍｅａｎ−ｒ値の
バランスを示したものである。同図から明らかなよう
に、Ｔｉ−ＩＦ鋼の深絞り脆化臨界温度（Ｔｔｈ）は、
微量のＮｂ添加で改善される。特に、スラブ加熱温度：
１１５０℃、巻取り温度：６２０℃の条件で製造した場
合、Ｔｔｈは−９０℃程度まで改善される。また、Ｔｔ
ｈは、ｍｅａｎ−ｒ値と同様に冷圧率依存性が認められ
る。しかし、ｍｅａｎ−ｒ値が冷圧率を上げることによ
って改善されるのに対し、Ｔｔｈは逆に上昇する。これ
は、集合組織の変化に伴う粒界性格の変化と関連した現
象であると考えられる。そして、ｍｅａｎ−ｒ値の観点
から冷圧率の下限は７６％（望ましくは８０％）とする
ことが好ましく、一方、上限に関しては、深絞り脆化対
策と圧延０°方向のｍｅａｎ−ｒ値の低下を考慮して、
８４％とすることが好ましい。
【００２３】スラブ加熱温度と連続焼鈍温度に関して
は、前者は、図５で示した深絞り脆化の問題から上限を
１２００℃とし、後者は、十分な再結晶後の粒成長を図
るため下限を８００℃に限定し、また、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕
≧７として粒成長性を改善した場合、Ａｃ３点直下で焼
鈍すると２次再結晶による異常粗大化が発生する可能性
があるため、その上限を８８０℃に限定する。
は、前者は、図５で示した深絞り脆化の問題から上限を
１２００℃とし、後者は、十分な再結晶後の粒成長を図
るため下限を８００℃に限定し、また、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕
≧７として粒成長性を改善した場合、Ａｃ３点直下で焼
鈍すると２次再結晶による異常粗大化が発生する可能性
があるため、その上限を８８０℃に限定する。
【００２４】上述のように本発明では、ｍｅａｎ−ｒ値
≧２．８、ｎ値≧０．２６を狙いとしてＴｉ＊／〔Ｃ〕
および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の限定を行うも
のである。ところで、低いＴｉ量でＴｉ＊／〔Ｃ〕を７
以上にするためには、Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が不可欠であ
る。しかしこの場合、熱延板の組織が粗粒化し易くな
り、冷延、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きくなる傾向
がある。図６は以上の点に関し、Ｔｉ量とＴｉ＊／
〔Ｃ〕のバランスを変えた素材についてｍｅａｎ−ｒ値
とΔｒ値を調べた結果を示したものである（なお、図中
の斜めの線はＣ：０．００１ｗｔ％、Ｎ：０．００１ｗ
ｔ％、Ｓ：０．００１ｗｔ％の場合の、Ｔｉ量に対する
Ｔｉ＊／〔Ｃ〕の値を示す）。これによれば、Ｔｉ＊／
〔Ｃ〕≧７の領域でｍｅａｎ−ｒ値≧２．８は得られる
が、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０６ｗｔ％の範囲では
Δｒ≧０．５であるのに対し、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の
範囲ではΔｒ＜０．５となる。したがって、今日の製鋼
技術のレベルおよび製造コスト上の観点からして、Ｃ、
Ｎ、Ｓを極限まで低減するには限界があることを考慮す
ると、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の範囲とすることが、実用
上より有利であるといえる。
≧２．８、ｎ値≧０．２６を狙いとしてＴｉ＊／〔Ｃ〕
および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の限定を行うも
のである。ところで、低いＴｉ量でＴｉ＊／〔Ｃ〕を７
以上にするためには、Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が不可欠であ
る。しかしこの場合、熱延板の組織が粗粒化し易くな
り、冷延、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きくなる傾向
がある。図６は以上の点に関し、Ｔｉ量とＴｉ＊／
〔Ｃ〕のバランスを変えた素材についてｍｅａｎ−ｒ値
とΔｒ値を調べた結果を示したものである（なお、図中
の斜めの線はＣ：０．００１ｗｔ％、Ｎ：０．００１ｗ
ｔ％、Ｓ：０．００１ｗｔ％の場合の、Ｔｉ量に対する
Ｔｉ＊／〔Ｃ〕の値を示す）。これによれば、Ｔｉ＊／
〔Ｃ〕≧７の領域でｍｅａｎ−ｒ値≧２．８は得られる
が、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０６ｗｔ％の範囲では
Δｒ≧０．５であるのに対し、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の
範囲ではΔｒ＜０．５となる。したがって、今日の製鋼
技術のレベルおよび製造コスト上の観点からして、Ｃ、
Ｎ、Ｓを極限まで低減するには限界があることを考慮す
ると、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の範囲とすることが、実用
上より有利であるといえる。
【００２５】
〔実施例１〕表１および表２に示される代表鋼種を使用
し、連鋳スラブ表面のピンホール密度（２ｍｍホットス
カーフ後の評価）を調べた。その結果を表３に示す。
し、連鋳スラブ表面のピンホール密度（２ｍｍホットス
カーフ後の評価）を調べた。その結果を表３に示す。
【００２６】〔実施例２〕表１および表２に示される代
表鋼種について、スラブ加熱温度：１１５０℃、熱延仕
上温度：９００℃、巻取り温度：６２０℃、冷圧率：８
２％、焼鈍温度：８６０℃、調圧率：０．５％の条件で
製造された鋼板について、その材質を調べた。その結果
を表４および表５に示す。
表鋼種について、スラブ加熱温度：１１５０℃、熱延仕
上温度：９００℃、巻取り温度：６２０℃、冷圧率：８
２％、焼鈍温度：８６０℃、調圧率：０．５％の条件で
製造された鋼板について、その材質を調べた。その結果
を表４および表５に示す。
【００２７】〔実施例３〕表１および表２に示される本
発明鋼（鋼番８、１１、１３）について、表６および表
７に示す種々の条件で製造された鋼板の材質を調べた。
その結果を表８および表９に示す。
発明鋼（鋼番８、１１、１３）について、表６および表
７に示す種々の条件で製造された鋼板の材質を調べた。
その結果を表８および表９に示す。
【００２８】〔実施例４〕表１および表２に示される代
表鋼種について、実施例２と同一条件で冷間圧延まで行
った素材を、ＣＧＬにて、８５０℃焼鈍を行った後、目
付量：５５／５５（ｇ／ｍ2）の亜鉛メッキを行い、次
いで合金化させた鋼板について、０．５％調圧後、ドロ
ービートテストによりメッキ剥離量を評価した。その結
果を表１０に示す。
表鋼種について、実施例２と同一条件で冷間圧延まで行
った素材を、ＣＧＬにて、８５０℃焼鈍を行った後、目
付量：５５／５５（ｇ／ｍ2）の亜鉛メッキを行い、次
いで合金化させた鋼板について、０．５％調圧後、ドロ
ービートテストによりメッキ剥離量を評価した。その結
果を表１０に示す。
【００２９】
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
【表５】
【００３５】
【表６】
【００３６】
【表７】
【００３７】
【表８】
【００３８】
【表９】
【００３９】
【表１０】
【００４０】
【図１】Ｔｉ添加ＩＦ鋼およびＴｉ−Ｎｂ添加ＩＦ鋼の
ｍｅａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼすＴｉ＊／〔Ｃ〕の
影響を示す図面である。
ｍｅａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼすＴｉ＊／〔Ｃ〕の
影響を示す図面である。
【図２】ｍｅａｎ−ｒ値とｎ値のバランスに及ぼす〔ｗ
ｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の影響を示す図面である。
ｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の影響を示す図面である。
【図３】Ｔｉ添加ＩＦ鋼のスラブ表面におけるピンホー
ル個数（２ｍｍスカーフ後）に及ぼす微量Ｎｂ添加の影
響を示す図面である。
ル個数（２ｍｍスカーフ後）に及ぼす微量Ｎｂ添加の影
響を示す図面である。
【図４】ｍｅａｎ−ｒ値とｎ値のバランスに及ぼす微量
Ｎｂ添加と熱延巻取り温度の影響を示す図面である。
Ｎｂ添加と熱延巻取り温度の影響を示す図面である。
【図５】ｍｅａｎ−ｒ値と深絞り脆化遷移温度（Ｔｔ
ｈ）のバランスに及ぼすスラブ加熱温度、巻取り温度お
よび冷圧率の影響を示す図面である。
ｈ）のバランスに及ぼすスラブ加熱温度、巻取り温度お
よび冷圧率の影響を示す図面である。
【図６】ｍｅａｎ−ｒ値とΔｒ値に及ぼすＴｉ量とＴｉ
＊／〔Ｃ〕のバランスの影響を示す図面である。
＊／〔Ｃ〕のバランスの影響を示す図面である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 金藤 秀司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 若狭 浩 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭63−76848（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−225727（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−150316（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/04 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０
５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ
≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ
％≦Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ％、
０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１４ｗｔ％を含有し、且
つ、 （Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１８ 但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） 〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する鋼を、常法にて熱間圧延、冷間圧延および連続
焼鈍することを特徴とする、下式で定義されるランクフ
ォード値の面内平均値〔ｍｅａｎ−ｒ〕が２．８以上、
１０％〜２０％の引張り歪域で評価した加工硬化指数ｎ
が０．２６以上である極めて優れた深絞り成形性と張出
し成形性を有する冷延鋼板の製造方法。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ０〕＋２〔ｒ４５〕＋〔ｒ９０〕）／４ 但し、 〔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 - 【請求項２】 スラブ加熱温度≦１２００℃、熱延巻取
温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延した後、圧延率：７
６〜８４％で冷間圧延し、次いで８００℃〜８８０℃で
連続焼鈍することを特徴とする請求項１に記載の極めて
優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01136791A JP3185227B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 極めて優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01136791A JP3185227B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 極めて優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05279797A JPH05279797A (ja) | 1993-10-26 |
| JP3185227B2 true JP3185227B2 (ja) | 2001-07-09 |
Family
ID=11776055
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01136791A Expired - Fee Related JP3185227B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 極めて優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3185227B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3420370B2 (ja) * | 1995-03-16 | 2003-06-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | プレス成形性に優れた薄鋼板およびその製造方法 |
| JP5012052B2 (ja) * | 2007-01-30 | 2012-08-29 | 住友金属工業株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| BR112017007273B1 (pt) | 2014-10-09 | 2021-03-09 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | produto de aço plano laminado a frio e recozido, recristalizado, e método para a fabricação de um produto de aço plano formado |
| CN115038802A (zh) * | 2020-01-29 | 2022-09-09 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 超低碳的无间隙原子钢 |
-
1991
- 1991-01-07 JP JP01136791A patent/JP3185227B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05279797A (ja) | 1993-10-26 |
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