JP3293015B2 - 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 - Google Patents
加工性の均一性に優れた冷延鋼板Info
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- JP3293015B2 JP3293015B2 JP03574395A JP3574395A JP3293015B2 JP 3293015 B2 JP3293015 B2 JP 3293015B2 JP 03574395 A JP03574395 A JP 03574395A JP 3574395 A JP3574395 A JP 3574395A JP 3293015 B2 JP3293015 B2 JP 3293015B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、コイル内における加工
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板に関するものであ
り、これらの鋼板の用途は、自動車、家電、建材等であ
る。
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板に関するものであ
り、これらの鋼板の用途は、自動車、家電、建材等であ
る。
【０００２】
【従来の技術】特開昭５８−１８５７５２号公報に開示
されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有す
るため、自動車などの用途に広く用いられている。ま
た、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによっ
て、加工性をさらに改善するための工夫がなされてき
た。例えば、特開平３−１３０３２３号公報、特開平４
−１４３２２８号公報および特開平４−１１６１２４号
公報では、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ
等の量を極力低減させることによって優れた加工性が得
られることが開示されている。しかしながら、これらの
発明においては、コイルの幅および長手方向における端
部での歩留りを向上させる観点からの記述はなく、また
本発明のようなＴｉ硫化物を積極的に活用する技術でも
ない。材質のばらつきを低減するという観点からは、特
開平３−１７０６１８号公報および特開平４−５２２２
９号公報記載の技術がある。しかしながら、これらの発
明は、仕上熱延での圧下率を大きくしたり、熱延後の巻
取温度を高める必要があり、熱延工程に大きな負荷をか
けることとなる。
されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有す
るため、自動車などの用途に広く用いられている。ま
た、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによっ
て、加工性をさらに改善するための工夫がなされてき
た。例えば、特開平３−１３０３２３号公報、特開平４
−１４３２２８号公報および特開平４−１１６１２４号
公報では、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ
等の量を極力低減させることによって優れた加工性が得
られることが開示されている。しかしながら、これらの
発明においては、コイルの幅および長手方向における端
部での歩留りを向上させる観点からの記述はなく、また
本発明のようなＴｉ硫化物を積極的に活用する技術でも
ない。材質のばらつきを低減するという観点からは、特
開平３−１７０６１８号公報および特開平４−５２２２
９号公報記載の技術がある。しかしながら、これらの発
明は、仕上熱延での圧下率を大きくしたり、熱延後の巻
取温度を高める必要があり、熱延工程に大きな負荷をか
けることとなる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｔｉ添加またはＴｉ、
Ｎｂ添加極低炭素鋼においては、熱延後の高温巻取によ
ってＣをＴｉＣあるいはＮｂＣとして析出せしめ、固溶
Ｃを低減させることにより、冷延、焼鈍後の材質を確保
することが通常の方法となっていた。しかしながら、熱
延コイルの幅端部および長手方向の端部においては、巻
取り時および巻取り後の冷却が著しく速く進行するた
め、ＴｉＣやＮｂＣの析出が充分でなく、これらの部分
では材質が劣化してしまうという問題があった。従っ
て、実際には、熱延板あるいは冷延板の端部は切り捨て
られることが多く、これが極低炭素鋼の製造コストを上
昇させる原因となっていた。
Ｎｂ添加極低炭素鋼においては、熱延後の高温巻取によ
ってＣをＴｉＣあるいはＮｂＣとして析出せしめ、固溶
Ｃを低減させることにより、冷延、焼鈍後の材質を確保
することが通常の方法となっていた。しかしながら、熱
延コイルの幅端部および長手方向の端部においては、巻
取り時および巻取り後の冷却が著しく速く進行するた
め、ＴｉＣやＮｂＣの析出が充分でなく、これらの部分
では材質が劣化してしまうという問題があった。従っ
て、実際には、熱延板あるいは冷延板の端部は切り捨て
られることが多く、これが極低炭素鋼の製造コストを上
昇させる原因となっていた。
【０００４】本発明は、コイルの幅および長手方向端部
における材質劣化が極めて少ない加工性の均一性に優れ
た冷延鋼板を提供することを目的とするものである。
における材質劣化が極めて少ない加工性の均一性に優れ
た冷延鋼板を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに、本発明者らは、極低炭素鋼中においてＳを積極的
に活用するとともに、Ｍｎ量を規定することにより特定
の炭化物を析出せしめ、加工性の均一性に優れた冷延鋼
板を得ることについて鋭意検討した。その結果、Ｓ：
０．００４〜０．０２％、かつＭｎ：０．０１〜０．１
５％とすることが有効であることを見出した。
めに、本発明者らは、極低炭素鋼中においてＳを積極的
に活用するとともに、Ｍｎ量を規定することにより特定
の炭化物を析出せしめ、加工性の均一性に優れた冷延鋼
板を得ることについて鋭意検討した。その結果、Ｓ：
０．００４〜０．０２％、かつＭｎ：０．０１〜０．１
５％とすることが有効であることを見出した。
【０００６】さらに、熱延後の巻取りの後に、全Ｓのう
ちＭｎＳとして析出するＳの割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２を満たすことが材質の
均一性を得る上で極めて重要であること、また材質が均
一であるためには、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化
物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化
物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることが必要なこと
が判明した。これは、以下のような機構に基づくものと
考えられる。すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出
する量を極力低減せしめ、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を積
極的に析出させることによって仕上熱延までに固溶Ｃを
低減させるものである。これによって熱延後の巻取り時
にコイルの端部が急速に冷却されても、巻取り以前に固
溶Ｃが充分に固定されているために、コイル端部で固溶
Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が析出することによ
る材質の劣化が軽減されるものと考えられる。
ちＭｎＳとして析出するＳの割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２を満たすことが材質の
均一性を得る上で極めて重要であること、また材質が均
一であるためには、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化
物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化
物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることが必要なこと
が判明した。これは、以下のような機構に基づくものと
考えられる。すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出
する量を極力低減せしめ、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を積
極的に析出させることによって仕上熱延までに固溶Ｃを
低減させるものである。これによって熱延後の巻取り時
にコイルの端部が急速に冷却されても、巻取り以前に固
溶Ｃが充分に固定されているために、コイル端部で固溶
Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が析出することによ
る材質の劣化が軽減されるものと考えられる。
【０００７】また、本発明者らは、Ｔｉ添加極低炭素鋼
においてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることでコ
イル端部の材質劣化を軽減させる方法を以前に見出して
いる。しかし、さらに鋭意研究を重ねた結果、ＴｉとＮ
ｂの複合添加によってＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物が析出す
るとＴｉのみを添加するよりも析出が促進されるために
より多くの炭硫化物が析出すること、そしてこのために
巻取り以前に固溶Ｃ量がより低減され、コイル内の材質
のばらつきがさらに軽減されて巻取温度依存性が少なく
なることを新たに見出した。
においてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることでコ
イル端部の材質劣化を軽減させる方法を以前に見出して
いる。しかし、さらに鋭意研究を重ねた結果、ＴｉとＮ
ｂの複合添加によってＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物が析出す
るとＴｉのみを添加するよりも析出が促進されるために
より多くの炭硫化物が析出すること、そしてこのために
巻取り以前に固溶Ｃ量がより低減され、コイル内の材質
のばらつきがさらに軽減されて巻取温度依存性が少なく
なることを新たに見出した。
【０００８】本発明は、これらの知見に基づいてなされ
たもので、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｍ
ｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．８
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７％以下、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりな
り、さらに全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割
合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．
２であり、かつ全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物と
して析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）
／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることを特徴とする加工
性の均一性に優れた冷延鋼板。
たもので、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｍ
ｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．８
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７％以下、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりな
り、さらに全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割
合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．
２であり、かつ全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物と
して析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）
／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることを特徴とする加工
性の均一性に優れた冷延鋼板。
【０００９】（２）さらに、Ｂ：０．０００１〜０．０
０３０％を含有する前項（１）記載の加工性の均一性に
優れた冷延鋼板。
０３０％を含有する前項（１）記載の加工性の均一性に
優れた冷延鋼板。
【００１０】
【作用】本発明の加工性の均一性に優れた冷延鋼板は、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｍｎ：０．０１〜０．１
５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００２〜
０．０５％に特定し、かつ全Ｓ量のうちＭｎＳとして析
出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ
％）がＫ≦０．２であり、さらに全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎ
ｂ含有炭硫化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％
ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であること
を特徴し、後記するような製造プロセスにおいて、熱延
後の巻取り以前にＣを充分に析出させることで、熱延後
の巻取り時にコイルの端部が急速に冷却されても、巻取
り以前に固溶Ｃが充分に固定されているために、コイル
端部で固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が析出す
ることによる材質の劣化が軽減され、コイルの長手方向
および幅方向において加工性の均一性に優れた製品が得
られるものである。以下にその限定理由を述べる。
Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｍｎ：０．０１〜０．１
５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００２〜
０．０５％に特定し、かつ全Ｓ量のうちＭｎＳとして析
出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ
％）がＫ≦０．２であり、さらに全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎ
ｂ含有炭硫化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％
ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であること
を特徴し、後記するような製造プロセスにおいて、熱延
後の巻取り以前にＣを充分に析出させることで、熱延後
の巻取り時にコイルの端部が急速に冷却されても、巻取
り以前に固溶Ｃが充分に固定されているために、コイル
端部で固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が析出す
ることによる材質の劣化が軽減され、コイルの長手方向
および幅方向において加工性の均一性に優れた製品が得
られるものである。以下にその限定理由を述べる。
【００１１】先ず、化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃは、その量が増加するのに従い、それを固定する
ためのＴｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素量を増大させねば
ならないことからコスト上昇を招き、また熱延コイルの
端部において固溶Ｃが残存したり、ＴｉＣ、ＮｂＣ等の
微細炭化物が粒内に数多く析出するため、粒成長性を妨
げ、加工性が劣化する。従って、Ｃ量は０．００７％以
下とするが、好ましくは０．００３％以下がよい。ま
た、真空脱ガス処理コストの観点から、Ｃ量の下限は
０．０００５％とする。
る。Ｃは、その量が増加するのに従い、それを固定する
ためのＴｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素量を増大させねば
ならないことからコスト上昇を招き、また熱延コイルの
端部において固溶Ｃが残存したり、ＴｉＣ、ＮｂＣ等の
微細炭化物が粒内に数多く析出するため、粒成長性を妨
げ、加工性が劣化する。従って、Ｃ量は０．００７％以
下とするが、好ましくは０．００３％以下がよい。ま
た、真空脱ガス処理コストの観点から、Ｃ量の下限は
０．０００５％とする。
【００１２】Ｓｉは安価な高強度化元素として有効であ
るので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただ
し、その量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、
伸びが低下し、メッキ性を著しく損なうので、上限を
０．８％とする。溶融亜鉛メッキ用としては、メッキ性
の観点から、Ｓｉ量は０．３％以下とすることが好まし
い。高強度（ＴＳで３５０ＭＰａ以上）を必要としない
場合には、０．１％以下がさらに好ましい。Ｓｉ量の下
限は、製鋼コスト上の理由から、０．００５％とする。
るので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただ
し、その量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、
伸びが低下し、メッキ性を著しく損なうので、上限を
０．８％とする。溶融亜鉛メッキ用としては、メッキ性
の観点から、Ｓｉ量は０．３％以下とすることが好まし
い。高強度（ＴＳで３５０ＭＰａ以上）を必要としない
場合には、０．１％以下がさらに好ましい。Ｓｉ量の下
限は、製鋼コスト上の理由から、０．００５％とする。
【００１３】Ｍｎは本発明において最も重要な元素の１
つである。すなわち、Ｍｎ量が０．１５％を超えるとＭ
ｎＳの析出量が増加し、結果として、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭
硫化物の析出量が低下するため、たとえ高温巻取を行っ
たとしても、熱延コイルの端部では冷却速度が速いた
め、固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出
するため、著しく材質が劣化する。従って、Ｍｎ量は
０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１０％未満
がよい。一方、Ｍｎ量を０．０１％未満としても格別の
効果は得られず、また製鋼コストの上昇を招くので、下
限を０．０１％とする。
つである。すなわち、Ｍｎ量が０．１５％を超えるとＭ
ｎＳの析出量が増加し、結果として、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭
硫化物の析出量が低下するため、たとえ高温巻取を行っ
たとしても、熱延コイルの端部では冷却速度が速いた
め、固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出
するため、著しく材質が劣化する。従って、Ｍｎ量は
０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１０％未満
がよい。一方、Ｍｎ量を０．０１％未満としても格別の
効果は得られず、また製鋼コストの上昇を招くので、下
限を０．０１％とする。
【００１４】ＰはＳｉと同様に安価な高強度化元素とし
て目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。し
かし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の
割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させる。ま
た、溶融亜鉛メッキの合金化速度を著しく遅滞させるた
め、０．２％を上限とする。以上の観点から、より好ま
しくは、０．０８％以下がよい。また、高い強度を必要
としない場合には、０．０３％以下がさらに好ましい。
て目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。し
かし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の
割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させる。ま
た、溶融亜鉛メッキの合金化速度を著しく遅滞させるた
め、０．２％を上限とする。以上の観点から、より好ま
しくは、０．０８％以下がよい。また、高い強度を必要
としない場合には、０．０３％以下がさらに好ましい。
【００１５】Ｓは本発明において極めて重要な元素であ
り、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ量
が０．００４％未満になるとＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の
析出量が充分ではなく、低温で巻取った際にはもちろん
のこと、たとえ高温で巻取ってもコイルの端部では固溶
Ｃが多量に残存したり、ＴｉＣやＮｂＣの微細な析出に
より焼鈍時の粒成長性が阻害されて加工性が著しく劣化
する。Ｓ量が０．０２％超では熱間割れが生じ易く、ま
たＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の析出よりもＭｎＳやＴｉＳ
が多く析出するため同様の問題が生じ、加工性の均一性
が確保できない。なお、Ｓ量は０．００４〜０．０１２
％がより好ましい範囲である。
り、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ量
が０．００４％未満になるとＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の
析出量が充分ではなく、低温で巻取った際にはもちろん
のこと、たとえ高温で巻取ってもコイルの端部では固溶
Ｃが多量に残存したり、ＴｉＣやＮｂＣの微細な析出に
より焼鈍時の粒成長性が阻害されて加工性が著しく劣化
する。Ｓ量が０．０２％超では熱間割れが生じ易く、ま
たＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の析出よりもＭｎＳやＴｉＳ
が多く析出するため同様の問題が生じ、加工性の均一性
が確保できない。なお、Ｓ量は０．００４〜０．０１２
％がより好ましい範囲である。
【００１６】Ａｌは脱酸剤として少なくとも０．００５
％を添加する必要がある。しかし、０．１％を超えると
コスト上昇を招くばかりか介在物の増加を招き、加工性
を劣化させる。ＮはＣと同様に、その量が増加するのに
従い、Ｔｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量させねばな
らないことからコスト上昇を招き、また析出物の増加に
より延性の劣化を招くので少ないほど望ましい。従っ
て、Ｎ量の上限を０．００７％とするが、好ましくは
０．００３％以下がよい。
％を添加する必要がある。しかし、０．１％を超えると
コスト上昇を招くばかりか介在物の増加を招き、加工性
を劣化させる。ＮはＣと同様に、その量が増加するのに
従い、Ｔｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量させねばな
らないことからコスト上昇を招き、また析出物の増加に
より延性の劣化を招くので少ないほど望ましい。従っ
て、Ｎ量の上限を０．００７％とするが、好ましくは
０．００３％以下がよい。
【００１７】Ｎｂは本発明において極めて重要な元素で
あり、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として析出するほかに、
熱延板を細粒化し、深絞り性を向上させる。また、溶融
亜鉛メッキを施す場合には、粒界に存在するＮｂによっ
て耐パウダリング性も著しく向上する。従って、Ｎｂは
０．００２〜０．０５％の範囲で添加する。Ｎｂが０．
００２％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取の前に
析出させることができない。一方、Ｎｂ量が０．０５％
を超えるとＣを固定する効果が飽和するばかりか、延性
が著しく劣化する。以上の観点から、Ｎｂ量は０．００
５〜０．０３％の範囲がさらに好ましい。
あり、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として析出するほかに、
熱延板を細粒化し、深絞り性を向上させる。また、溶融
亜鉛メッキを施す場合には、粒界に存在するＮｂによっ
て耐パウダリング性も著しく向上する。従って、Ｎｂは
０．００２〜０．０５％の範囲で添加する。Ｎｂが０．
００２％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取の前に
析出させることができない。一方、Ｎｂ量が０．０５％
を超えるとＣを固定する効果が飽和するばかりか、延性
が著しく劣化する。以上の観点から、Ｎｂ量は０．００
５〜０．０３％の範囲がさらに好ましい。
【００１８】Ｔｉは０．０１〜０．１％添加する。Ｔｉ
量が０．０１％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取
の前に析出させることができない。一方、Ｔｉ量が０．
１％を超えるとＣを固定する効果が飽和するばかりかプ
レス成形時のメッキ層の耐剥離性を確保することが困難
になる。Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を充分に析出させると
いう観点からは、Ｔｉ量は０．０２％超添加することが
さらに好ましい。また、メッキ性の観点からは、Ｔｉ量
は０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
量が０．０１％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取
の前に析出させることができない。一方、Ｔｉ量が０．
１％を超えるとＣを固定する効果が飽和するばかりかプ
レス成形時のメッキ層の耐剥離性を確保することが困難
になる。Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を充分に析出させると
いう観点からは、Ｔｉ量は０．０２％超添加することが
さらに好ましい。また、メッキ性の観点からは、Ｔｉ量
は０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
【００１９】また、本発明鋼板を製造する際に、コイル
端部での材質を確保するためには、全Ｓ量のうちＭｎＳ
として析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）
／（全Ｓ％）がＫ≦０．２でなければならない。さらに
は、Ｋ＜０．１５とすることが望ましい。この（Ｓ％
ａｓ ＭｎＳ）は次のようにして求められる。すなわ
ち、硫化物が溶解しないような溶媒（例えば、非水溶
媒）によって析出物を電解抽出する。得られた抽出残査
を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定（＝Ｘ（ｇ）とする）
する。このときサンプル全体の電解量をＹ（ｇ）とする
と、（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）＝Ｘ／Ｙ×３２／５５×１０
０（％）となる。
端部での材質を確保するためには、全Ｓ量のうちＭｎＳ
として析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）
／（全Ｓ％）がＫ≦０．２でなければならない。さらに
は、Ｋ＜０．１５とすることが望ましい。この（Ｓ％
ａｓ ＭｎＳ）は次のようにして求められる。すなわ
ち、硫化物が溶解しないような溶媒（例えば、非水溶
媒）によって析出物を電解抽出する。得られた抽出残査
を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定（＝Ｘ（ｇ）とする）
する。このときサンプル全体の電解量をＹ（ｇ）とする
と、（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）＝Ｘ／Ｙ×３２／５５×１０
０（％）となる。
【００２０】本発明鋼板を製造する際には、スラブ加熱
中と熱延中にＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を充分析出させる
必要がある。このため、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭
硫化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭
硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７でなければならな
い。また、このＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物は基本的にはＴ
ｉ4 Ｃ2 Ｓ2 のＴｉの位置のいくつかをＮｂで置き換え
たものとなるが、原子比で１≦Ｔｉ／Ｎｂ≦９、１≦
（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓ≦２、１≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２
の範囲の組成比を持ってもよい。この（Ｃ％ ａｓ 炭
硫化物）は次のようにして求められる。すなわち、硫酸
と過酸化水素水など、サイズの小さい炭化物ＴｉＣ、Ｎ
ｂＣを溶解してしまうような方法によって析出物を抽出
する。得られた残査を化学分析に供し、Ｎｂ量を測定
（＝Ｎ（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の抽
出量をＺ（ｇ）とすると、（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）＝
Ｎ／Ｚ×１２／９３×１００（％）となる。
中と熱延中にＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を充分析出させる
必要がある。このため、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭
硫化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭
硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７でなければならな
い。また、このＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物は基本的にはＴ
ｉ4 Ｃ2 Ｓ2 のＴｉの位置のいくつかをＮｂで置き換え
たものとなるが、原子比で１≦Ｔｉ／Ｎｂ≦９、１≦
（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓ≦２、１≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２
の範囲の組成比を持ってもよい。この（Ｃ％ ａｓ 炭
硫化物）は次のようにして求められる。すなわち、硫酸
と過酸化水素水など、サイズの小さい炭化物ＴｉＣ、Ｎ
ｂＣを溶解してしまうような方法によって析出物を抽出
する。得られた残査を化学分析に供し、Ｎｂ量を測定
（＝Ｎ（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の抽
出量をＺ（ｇ）とすると、（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）＝
Ｎ／Ｚ×１２／９３×１００（％）となる。
【００２１】Ｂは粒界を強化して２次加工性を良好にす
るので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果は乏し
く、また０．００３０％超添加してもその効果は飽和
し、延性が劣化する。上記成分を得るための原料は特に
限定しないが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により
成分を調製する方法以外に、スクラップを原料としても
よいし、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原
料の全部または一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含
有してもよい。
るので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果は乏し
く、また０．００３０％超添加してもその効果は飽和
し、延性が劣化する。上記成分を得るための原料は特に
限定しないが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により
成分を調製する方法以外に、スクラップを原料としても
よいし、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原
料の全部または一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含
有してもよい。
【００２２】次に、本発明の加工性の均一性に優れた冷
延鋼板を製造するプロセスについて説明する。熱間圧延
に供するスラブは、特に限定するものではない。すなわ
ち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターで製造したも
のなどであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を
行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロ
セスにも適合する。
延鋼板を製造するプロセスについて説明する。熱間圧延
に供するスラブは、特に限定するものではない。すなわ
ち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターで製造したも
のなどであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を
行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロ
セスにも適合する。
【００２３】熱間圧延における加熱温度は、Ｔｉ、Ｎｂ
含有炭硫化物の析出量をなるべく増やすために、１２５
０℃以下とする。この観点からは、好ましくは１１５０
℃以下がよい。熱間圧延における仕上温度は、プレス成
形性を確保するために（Ａｒ3 −１００）℃以上とす
る。また、熱間圧延は、粗圧延終了後にバー接合して連
続的に仕上熱延を行っても構わない。
含有炭硫化物の析出量をなるべく増やすために、１２５
０℃以下とする。この観点からは、好ましくは１１５０
℃以下がよい。熱間圧延における仕上温度は、プレス成
形性を確保するために（Ａｒ3 −１００）℃以上とす
る。また、熱間圧延は、粗圧延終了後にバー接合して連
続的に仕上熱延を行っても構わない。
【００２４】本発明鋼板は巻取温度が低くても加工性を
確保できるため、製造工程の熱延の巻取温度は室温から
８００℃の範囲でよい。すなわち本発明鋼板を製造する
際、Ｃの析出は、熱延の加熱時〜熱延後の冷却までの過
程でＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として充分に析出が終了し
ており、高温巻取しても材質が顕著に向上することはな
い。従って、巻取は操業上適当な温度で行えばよく、室
温から８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは
過剰な設備が必要となるばかりで特段の効果はない。ま
た、巻取温度が８００℃超となると熱延板の結晶粒が粗
大化したり、表面の酸化スケールが厚くなって酸洗のコ
スト上昇を招くので、８００℃を上限とする。本発明鋼
板の場合、巻取温度が高いと、わずかに残存していた固
溶Ｃが微細炭化物として析出したり、Ｐの化合物が析出
したりして、材質はむしろ劣化する傾向にある。従っ
て、巻取は６５０℃以下の温度で行うのが好ましい。ま
た、これらの有害な化合物の析出を完全に避けるために
は、５００℃以下の温度で巻取ることがさらに好まし
い。さらに、巻取り後に室温付近まで温度が下がる時間
を短縮するためには、１００℃以下で巻取ることが好ま
しい。このような低温巻取によって製造コストの削減が
図れることは言うまでもない。
確保できるため、製造工程の熱延の巻取温度は室温から
８００℃の範囲でよい。すなわち本発明鋼板を製造する
際、Ｃの析出は、熱延の加熱時〜熱延後の冷却までの過
程でＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として充分に析出が終了し
ており、高温巻取しても材質が顕著に向上することはな
い。従って、巻取は操業上適当な温度で行えばよく、室
温から８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは
過剰な設備が必要となるばかりで特段の効果はない。ま
た、巻取温度が８００℃超となると熱延板の結晶粒が粗
大化したり、表面の酸化スケールが厚くなって酸洗のコ
スト上昇を招くので、８００℃を上限とする。本発明鋼
板の場合、巻取温度が高いと、わずかに残存していた固
溶Ｃが微細炭化物として析出したり、Ｐの化合物が析出
したりして、材質はむしろ劣化する傾向にある。従っ
て、巻取は６５０℃以下の温度で行うのが好ましい。ま
た、これらの有害な化合物の析出を完全に避けるために
は、５００℃以下の温度で巻取ることがさらに好まし
い。さらに、巻取り後に室温付近まで温度が下がる時間
を短縮するためには、１００℃以下で巻取ることが好ま
しい。このような低温巻取によって製造コストの削減が
図れることは言うまでもない。
【００２５】冷間圧延の圧下率は、深絞り性を確保する
という観点から６０％以上とする。連続焼鈍における焼
鈍温度は、加工性を確保するために、再結晶温度以上と
する。連続溶融亜鉛メッキラインにおける再結晶焼鈍温
度も同様の理由から再結晶温度以上とする。溶融亜鉛メ
ッキは、メッキ性、メッキ密着性の観点から４２０〜５
００℃がよい。その後の合金化処理温度は、低すぎると
合金化反応が遅すぎて生産性を損なうばかりか耐食性、
溶接性が劣悪になり、高すぎると耐メッキ剥離性が劣化
するので、４００〜６００℃で行う。より密着性に優れ
たメッキ層を得るためには、４８０〜５５０℃の範囲で
合金化を行うのがよい。
という観点から６０％以上とする。連続焼鈍における焼
鈍温度は、加工性を確保するために、再結晶温度以上と
する。連続溶融亜鉛メッキラインにおける再結晶焼鈍温
度も同様の理由から再結晶温度以上とする。溶融亜鉛メ
ッキは、メッキ性、メッキ密着性の観点から４２０〜５
００℃がよい。その後の合金化処理温度は、低すぎると
合金化反応が遅すぎて生産性を損なうばかりか耐食性、
溶接性が劣悪になり、高すぎると耐メッキ剥離性が劣化
するので、４００〜６００℃で行う。より密着性に優れ
たメッキ層を得るためには、４８０〜５５０℃の範囲で
合金化を行うのがよい。
【００２６】連続焼鈍や連続溶融亜鉛メッキラインにお
ける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度
でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行って
もよい。なお、溶融亜鉛メッキ以外にも電気メッキ等種
々の表面処理を施してもよい。
ける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度
でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行って
もよい。なお、溶融亜鉛メッキ以外にも電気メッキ等種
々の表面処理を施してもよい。
【００２７】
【実施例】以下に本発明を実施例をもって詳細に説明す
る。 （実施例１） 表１および表２（表１のつづき）に示す化学成分を有す
るＴｉ、Ｎｂ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳
造機にてスラブとした後、１２００℃に加熱し、仕上温
度が９２０℃、板厚が４．０ｍｍとなるような熱間圧延
を行った。ランアウトテーブル（ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａ
ｂｌｅ）での平均冷却速度は約４０℃／ｓであり、その
後、表３および表４（表３のつづき）に示したような種
々の巻取温度でコイルに巻取った。
る。 （実施例１） 表１および表２（表１のつづき）に示す化学成分を有す
るＴｉ、Ｎｂ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳
造機にてスラブとした後、１２００℃に加熱し、仕上温
度が９２０℃、板厚が４．０ｍｍとなるような熱間圧延
を行った。ランアウトテーブル（ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａ
ｂｌｅ）での平均冷却速度は約４０℃／ｓであり、その
後、表３および表４（表３のつづき）に示したような種
々の巻取温度でコイルに巻取った。
【００２８】この熱延コイルの長手方向中心部から試料
を切り出し、以下のような処理を行った。すなわち、実
験室にて酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、連続焼
鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：８１
０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６８０℃
まで約４℃／ｓ、６７０℃〜室温までは約７０℃／ｓと
した。その後、０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引
張試験に供した。引張試験および平均ランクフォード値
（以下ｒ値）の測定は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行っ
た。なお、ｒ値は伸び１５％で評価し、圧延方向（Ｌ方
向）、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）、および圧延方
向に対して４５°方向（Ｄ方向）の値を測定し、下式に
より算出した。
を切り出し、以下のような処理を行った。すなわち、実
験室にて酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、連続焼
鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：８１
０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６８０℃
まで約４℃／ｓ、６７０℃〜室温までは約７０℃／ｓと
した。その後、０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引
張試験に供した。引張試験および平均ランクフォード値
（以下ｒ値）の測定は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行っ
た。なお、ｒ値は伸び１５％で評価し、圧延方向（Ｌ方
向）、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）、および圧延方
向に対して４５°方向（Ｄ方向）の値を測定し、下式に
より算出した。
【００２９】ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ 試験結果を表３および表４にまとめて示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】表３および表４から明らかなように、本発
明の成分を有する鋼では、８００℃以下の温度で巻取る
ことによって、優れた材質が得られることが分かる。特
に、Ｍｎ量が低く、Ｃに対してＮｂ、Ｔｉが充分添加さ
れているＡ，Ｂ，Ｆ，Ｋでは、巻取温度が低くなり、微
細炭化物として析出するＣ量が少なくなると極めて優れ
た材質が得られる。これに対して比較鋼では、低温巻取
では材質が劣悪となることが明らかである。
明の成分を有する鋼では、８００℃以下の温度で巻取る
ことによって、優れた材質が得られることが分かる。特
に、Ｍｎ量が低く、Ｃに対してＮｂ、Ｔｉが充分添加さ
れているＡ，Ｂ，Ｆ，Ｋでは、巻取温度が低くなり、微
細炭化物として析出するＣ量が少なくなると極めて優れ
た材質が得られる。これに対して比較鋼では、低温巻取
では材質が劣悪となることが明らかである。
【００３５】（実施例２） 実施例１と同じ条件で製造した表１および表２の鋼Ａ、
Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｉ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｒ、Ｓの熱延コイルの長
手方向における先端（コイル内周）部（最先端より１０
ｍの位置）および中央部さらに末端（コイル外周）部
（最末端より１０ｍの位置）から熱延板を切り出した。
なお、熱延コイルの全長は約２４０ｍであった。その
後、実施例１と同じ条件で冷延、焼鈍、調質圧延を施し
た冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚にした後冷延で０．８ｍｍ
厚）を用いて冷延コイル長手方向における材質特性を調
査した。試験結果を表５にまとめて示す。
Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｉ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｒ、Ｓの熱延コイルの長
手方向における先端（コイル内周）部（最先端より１０
ｍの位置）および中央部さらに末端（コイル外周）部
（最末端より１０ｍの位置）から熱延板を切り出した。
なお、熱延コイルの全長は約２４０ｍであった。その
後、実施例１と同じ条件で冷延、焼鈍、調質圧延を施し
た冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚にした後冷延で０．８ｍｍ
厚）を用いて冷延コイル長手方向における材質特性を調
査した。試験結果を表５にまとめて示す。
【００３６】
【表５】
【００３７】表５から明らかなように、本発明の成分を
有する鋼は、コイルの中央部はもちろんその端部１０ｍ
においても優れた特性を示している。これに対して比較
鋼の場合には、コイル端部になると材質が著しく劣化
し、また低温巻取の場合には、コイル全長で材質が劣悪
になった。この傾向が端部になるほど顕著になるのは明
白である。
有する鋼は、コイルの中央部はもちろんその端部１０ｍ
においても優れた特性を示している。これに対して比較
鋼の場合には、コイル端部になると材質が著しく劣化
し、また低温巻取の場合には、コイル全長で材質が劣悪
になった。この傾向が端部になるほど顕著になるのは明
白である。
【００３８】（実施例３） 表１および表２の鋼Ｂ、Ｋ（実機出鋼スラブ）を用いて
冷延、焼鈍後の材質特性に及ぼす熱延加熱温度の影響に
ついて調査した。すなわち、スラブを実機にて１１００
〜１２５０℃に加熱し、仕上温度９４０℃、板厚が４．
０ｍｍとなるような熱間圧延を行った。ランアウトテー
ブルでの平均冷却速度は約３０℃／ｓであり、その後６
２０℃でコイルに巻取った。なお、コイルの全長は約２
００ｍであった。同コイルより実施例２と同様の位置か
らサンプルを切り出し、酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
を行い、続いて実験室において連続焼鈍相当の熱処理を
施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：７９０℃、均熱：６０
ｓ、冷却速度：室温まで約６０℃／ｓとした。その後、
０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。試験結果を表６にまとめて示す。
冷延、焼鈍後の材質特性に及ぼす熱延加熱温度の影響に
ついて調査した。すなわち、スラブを実機にて１１００
〜１２５０℃に加熱し、仕上温度９４０℃、板厚が４．
０ｍｍとなるような熱間圧延を行った。ランアウトテー
ブルでの平均冷却速度は約３０℃／ｓであり、その後６
２０℃でコイルに巻取った。なお、コイルの全長は約２
００ｍであった。同コイルより実施例２と同様の位置か
らサンプルを切り出し、酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
を行い、続いて実験室において連続焼鈍相当の熱処理を
施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：７９０℃、均熱：６０
ｓ、冷却速度：室温まで約６０℃／ｓとした。その後、
０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。試験結果を表６にまとめて示す。
【００３９】
【表６】
【００４０】表６から明らかなように、本発明の成分を
有する鋼は、熱延コイルの中央部はもちろんのこと、そ
の端部においても冷延、焼鈍後の材質が優れている。 （実施例４） 表１および表２の鋼Ａ、Ｅ、Ｇ、Ｉ、Ｌ、Ｍ、Ｑ、Ｔを
用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を施し（巻取温
度：４５０℃）、引き続き実機にて酸洗し、圧下率８０
％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛
メッキラインに通板した。このとき最高加熱温度８２０
℃で加熱後冷却し、４７０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを
行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さらに加熱して５
５０℃で約１５秒間の合金化処理を行った。さらに０．
７％の調質圧延を施して、機械的性質、メッキ密着性を
評価した。得られた結果を表７に示す。
有する鋼は、熱延コイルの中央部はもちろんのこと、そ
の端部においても冷延、焼鈍後の材質が優れている。 （実施例４） 表１および表２の鋼Ａ、Ｅ、Ｇ、Ｉ、Ｌ、Ｍ、Ｑ、Ｔを
用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を施し（巻取温
度：４５０℃）、引き続き実機にて酸洗し、圧下率８０
％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛
メッキラインに通板した。このとき最高加熱温度８２０
℃で加熱後冷却し、４７０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを
行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さらに加熱して５
５０℃で約１５秒間の合金化処理を行った。さらに０．
７％の調質圧延を施して、機械的性質、メッキ密着性を
評価した。得られた結果を表７に示す。
【００４１】ここで、メッキ密着性は１８０°密着曲げ
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープ
を接着した後、これを剥がしてテープに付着した剥離メ
ッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とした。 １：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、
５：剥離なし
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープ
を接着した後、これを剥がしてテープに付着した剥離メ
ッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とした。 １：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、
５：剥離なし
【００４２】
【表７】
【００４３】表７から明らかなように、本発明の成分を
有する合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、コイルの部位に関
わらず優れた特性を示している。これに対して比較鋼で
は、コイルの部位による加工性のばらつきが大きかっ
た。また、鋼ＭのようにＮｂの含有量が低い場合にはメ
ッキ密着性も劣化する。
有する合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、コイルの部位に関
わらず優れた特性を示している。これに対して比較鋼で
は、コイルの部位による加工性のばらつきが大きかっ
た。また、鋼ＭのようにＮｂの含有量が低い場合にはメ
ッキ密着性も劣化する。
【００４４】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、熱延後の
巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手
方向および幅方向に均一で優れた材質が得られ、従来切
り捨てられていたコイル端部を製品とすることができ
る。また、本発明に従った高強度冷延鋼板を自動車用と
して適用した場合には、板厚を軽減することができるた
め燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となっている
地球環境問題にも貢献し得るので、その価値は大きい。
巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手
方向および幅方向に均一で優れた材質が得られ、従来切
り捨てられていたコイル端部を製品とすることができ
る。また、本発明に従った高強度冷延鋼板を自動車用と
して適用した場合には、板厚を軽減することができるた
め燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となっている
地球環境問題にも貢献し得るので、その価値は大きい。
フロントページの続き (72)発明者 末広 正方 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平３−170618（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−59443（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257124（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−294463（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−191748（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−197526（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−150317（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００
７％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５
〜０．８％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２
％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７
％以下、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．０
１〜０．１％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物
よりなり、さらに全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ
量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ
≦０．２であり、かつ全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫
化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫
化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることを特徴とす
る加工性の均一性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項２】 さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００３
０％を含有する請求項１記載の加工性の均一性に優れた
冷延鋼板。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03574395A JP3293015B2 (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 |
| CN95192729A CN1074054C (zh) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| US08/737,107 US5954896A (en) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved homogeneity in workability and process for producing same |
| PCT/JP1995/002768 WO1996026300A1 (fr) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | Tole d'acier laminee a froid et tole galvanisee par immersion a chaud, presentant une usinabilite remarquablement uniforme, et procede de production de ces toles |
| KR1019960705921A KR100210866B1 (ko) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | 가공성의 균일성이 우수한 냉연 강판 및 용융 아연 도금 강판 및그의 제조방법 |
| EP95942317A EP0767247A4 (en) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | COLD ROLLED STEEL SHEET AND FIRE-SMOOTHED GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT SMOOTH WORKABILITY, AND METHOD FOR PRODUCING THE SHEET |
| CN01117921.XA CN1128243C (zh) | 1995-02-23 | 2001-05-09 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| CN01117920.1A CN1128241C (zh) | 1995-02-23 | 2001-05-09 | 加工性的均匀性优良的热浸镀锌冷轧钢板的制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03574395A JP3293015B2 (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08232045A JPH08232045A (ja) | 1996-09-10 |
| JP3293015B2 true JP3293015B2 (ja) | 2002-06-17 |
Family
ID=12450311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03574395A Expired - Fee Related JP3293015B2 (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3293015B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3912014B2 (ja) | 2001-02-05 | 2007-05-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| KR100685030B1 (ko) * | 2005-07-08 | 2007-02-20 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 |
-
1995
- 1995-02-23 JP JP03574395A patent/JP3293015B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH08232045A (ja) | 1996-09-10 |
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