JPH07242995A

JPH07242995A - 深絞り用低炭素アルミキルド冷延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH07242995A
Application number: JP3169294A
Authority: JP
Inventors: Hirotatsu Kojima; 啓達小嶋; Naomitsu Mizui; 直光水井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-03-02
Filing date: 1994-03-02
Publication date: 1995-09-19

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】深絞り性の優れたAlキルド冷延鋼板とその製造
方法を提供する。【構成】(1) Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：０〜1.0 ％、M
n：0.05〜2.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ:0.0040 ％未
満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％、sol.Al:0.005〜0.1％、
Ｂ：０〜0.0050％を含む深絞り性の優れたアルミキルド
冷延鋼板。 (2)Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：０〜1.0 ％、Mn：0.05〜
2.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ:0.0040 ％未満、Ｎ:0.000
5 〜0.0050％、sol.Al:0.005〜0.1 ％を含む素材鋼スラ
ブを、850 ℃以上で熱延を完了し、600 ℃未満で巻取
り、次いで脱スケール処理後、圧下率60〜95％で冷延を
行い、再結晶温度以上Ａｃ_３点以下で箱焼鈍する深絞り
性の優れたアルミキルド冷延鋼板の製造方法。この方法では、熱延後 600〜700 ℃で巻取り、焼鈍を連
続焼鈍としてもよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、プレス加工等により様
々な形状に成形されて用いられる冷延鋼板とその製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に、連続鋳造で製造された鋼スラブ
は、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍という過程を経て
冷延鋼板となる。従来、連続鋳造スラブは、いったん室
温まで冷却された後に再び加熱炉に装入され、1050〜12
50℃の温度まで再加熱された後に熱間圧延が施されてい
た。

【０００３】二度の石油危機を境に、省エネルギーを目
的として熱片装入あるいはホット・チャージと呼ばれる
方法が行われ始めた。これは、連続鋳造後のスラブを室
温まで冷却してしまうのではなく、800 ℃近傍まで冷却
された時点で再び加熱炉に装入する方法である。さら
に、加熱炉を使用せず、連続鋳造スラブをそのまま、ま
たはエッジヒーター等で補助的な加熱を行うのみで熱間
圧延を行う、直送圧延法と呼ばれる技術も実用化されて
いる。

【０００４】直送圧延法では、従来のスラブ再加熱法と
は異なり、スラブ温度がＡr₃変態点を一度も下回ること
なく熱間圧延されるため、析出物の形態の相違に起因す
る機械的特性の劣化が見られる。すなわち、直送圧延法
では、熱間圧延前にオーステナイト域で保持される時間
がスラブ再加熱法の場合よりも短いため、析出物が十分
に析出しなかったり、粗大化しなかったりする。このた
め、一般に直送圧延法では、熱延板中に微細な析出物が
多くなり、冷延鋼板の伸びが低下する。

【０００５】優れた性質の冷延鋼板を直送圧延法によっ
て製造するために、いくつかの提案がなされている。

【０００６】特開昭60−228617号公報には、素材鋼の主
にMnとＳ量および連続鋳造後のスラブ冷却速度を限定
し、非時効性の冷延鋼板を連続鋳造−連続焼鈍で製造す
る方法が開示されている。これは、適当な大きさのMnS
を積極的に析出させて、粒内セメンタイトの析出核とし
て利用し、非時効性を得ようとするものであるが、伸び
の向上は考慮されていない。

【０００７】特開平１−208419号公報には、連続鋳造後
のスラブ冷却速度と熱延開始温度等を限定することによ
ってMnS の分散を制御し、低温焼鈍によっても優れた深
絞り性が得られる冷延鋼板の製造方法が示されている。

【０００８】特開平３−72033 号公報には、REM 、Ca、
Zrを添加し、スラブ切断から熱延までの時間を限定する
ことによって硫化物系析出物の形態を制御し、伸びとｒ
値が高い冷延鋼板を製造する方法が開示されている。

【０００９】これらの直送圧延法による冷延鋼板では、
伸びが従来のスラブ再加熱法による場合と比較して劣っ
ている。また、上記方法では連続鋳造後のスラブの冷却
過程を制御しなければならないため、スケジュールフリ
ー操業が困難となり、さらに特殊な元素を添加するため
コスト増となる。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】直送圧延法による材料
では、深絞り性がスラブ再加熱法による場合よりも劣る
という問題は、依然として存在している。本発明の目的
は、直送圧延された場合でも、従来のスラブ再加熱法に
よる材料なみの深絞り性を有する深絞り用低炭素アルミ
キルド冷延鋼板とその製造方法を提供することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
(1) の冷延鋼板と (2)〜(4) のその製造方法にある。

【００１２】(1)重量％で、Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：
０〜1.0 ％、Mn：0.05〜2.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ:
0.0040 ％未満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％、酸可溶Al:0.00
5〜0.1％およびＢ：０〜0.0050％を含み、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる深絞り性の優れたアルミキル
ド冷延鋼板。

【００１３】(2)重量％で、Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：
０〜1.0 ％、Mn：0.05〜2.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ:
0.0040 ％未満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％および酸可溶Al:
0.005〜0.1 ％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物
からなる素材鋼スラブを、850 ℃以上で熱間圧延を完了
し、600 ℃未満で巻取り、次いで脱スケール処理を行っ
た後、圧下率60〜95％で冷間圧延を行い、再結晶温度以
上Ａc₃点以下で箱焼鈍することを特徴とする深絞り性の
優れたアルミキルド冷延鋼板の製造方法。

【００１４】(3)上記(2) の成分の素材鋼スラブを、850
℃以上で熱間圧延を完了し、 600〜700 ℃で巻取り、
次いで脱スケール処理を行った後、圧下率60〜95％で冷
間圧延を行い、再結晶温度以上Ａc₃点以下で連続焼鈍す
ることを特徴とする深絞り性の優れたアルミキルド冷延
鋼板の製造方法。

【００１５】(4)上記(2) の成分に加えてさらに重量％
で、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含む素材鋼スラブを、850
℃以上で熱間圧延を完了し、700 ℃以下で巻取り、次い
で脱スケール処理を行った後、圧下率60〜95％で冷間圧
延を行い、再結晶温度以上Ａc₃点以下で連続焼鈍するこ
とを特徴とする深絞り性の優れたアルミキルド冷延鋼板
の製造方法。

【００１６】上記において、Si：０〜1.0 ％、Ｂ：０〜
0.0050％は、SiおよびＢが無添加でもよいことを意味す
る。これらを積極的に添加する場合は、Siで0.05〜1.0
％、Ｂで0.0005〜0.0050％とするのが望ましい。

【００１７】本発明者らは、アルミキルド冷延鋼板の伸
びと鋼中の不純物元素との関係について検討した。その
結果、特にＳを低下させることが有効であること、この
効果は直送圧延法の場合に高くなることを見いだした。
以下に、この実験結果を説明する。

【００１８】表１に示す鋼を実験炉で溶解し、割型の鋳
型に鋳込んだ後、鋳型を取り外し、スラブが1000℃まで
冷却するのを待って熱間圧延を開始した（直送圧延
法）。一方、スラブをいったん室温まで冷却した後、ス
ラブを1200℃で60分間再加熱して取り出し、1000℃まで
冷却してから熱間圧延を開始した（スラブ再加熱法）。

【００１９】

【表１】

【００２０】いずれの方法においても、熱間圧延の仕上
げ温度は880 ℃、板厚は５mmとし、650 ℃で巻取った。
次いで、熱延板の表面を研削してスケールを除去した
後、圧下率82％で冷間圧延を施して板厚0.8 mmとした。

【００２１】得られた冷延板を、赤外線加熱炉を用いて
760 ℃まで10℃/sで昇温し、30秒間保持した後、３℃/s
で680 ℃まで冷却し、さらにその後50℃/sで400 ℃まで
冷却し、引き続き400 ℃に150 秒間保持する過時効処理
を行った後、10℃/sで室温まで冷却した。次いで、1.5
％の調質圧延を施した後、JIS ５号試験片を採取して引
張試験を行った。結果を図１に示す。

【００２２】図１は伸びに及ぼすＳ含有量とスラブ加熱
方法の影響を示す図である。

【００２３】図示するように、Ｓ含有量が0.0040％を超
えると、直送圧延法ではスラブ再加熱法に比べ、伸びの
劣化が著しい。一方、Ｓ含有量の低減に伴い、伸びは向
上する。直送圧延法ではこの伸び向上傾向が著しく、Ｓ
含有量を0.0040％未満にすると、それ以上のＳ含有量で
スラブ再加熱法を適用した場合の伸びを上回る良好な伸
びが得られる。もちろんＳ含有量が0.0040％未満になる
と、伸びはスラブ再加熱法の場合でも向上するが、その
程度は直送圧延法の場合と比較して小さい。この結果、
Ｓ含有量を0.0040％未満にすると、伸びは直送圧延法の
場合でもスラブ再加熱法の場合と略々同等な程度に達す
る。

【００２４】したがって、Ｓ含有量を適切に低減するこ
とにより、直送圧延法によっても、伸びは従来の高めの
Ｓレベルでスラブ再加熱法を適用した場合を上回り、か
つ同一Ｓ低減レベルでスラブ再加熱法を適用した場合と
略々同等の高い伸び特性を有する冷延板が得られること
が明らかである。

【００２５】

【作用】本発明の冷延鋼板およびその素材鋼スラブの化
学組成を、前記のように限定した理由を説明する。

【００２６】Ｃ： 0.010〜0.100 ％Ｃ含有量が0.010 ％未満では固溶Ｃの過飽和度が低く、
焼鈍中にセメンタイトが十分に析出しないため、固溶Ｃ
が過剰に残留する。固溶Ｃは好ましくない歪み時効を引
き起こすため、Ｃ含有量の下限は0.010 ％とした。一
方、Ｃ含有量が増加するとセメンタイト量が増加し、硬
質化する。この傾向は0.100 ％を超えると顕著になるの
で、Ｃ含有量の上限は0.100 ％とした。

【００２７】Si：０〜1.0 ％ Siは無添加でもよいが、鋼を強化する元素として適宜必
要に応じて含有させててもよい。強化の効果を得るため
に積極的に添加する場合、Si含有量は0.05％以上とする
のが望ましい。しかし、1.0 ％を超えると、Si含有材特
有の酸洗不良を起こしたり、伸びが劣化したりするので
好ましくない。したがって、Si含有量の上限は1.0 ％と
した。

【００２８】Mn：0.05〜2.0 ％ MnはＳをMnS として固定し熱間割れを防止する元素であ
る。Mn含有量が0.05％未満ではこれらの効果が得られな
い。一方、鋼を強化するために積極的に添加してもよい
が、2.0 ％を超えると伸びが劣化する。したがって、Mn
含有量の範囲は0.05〜2.0 ％とした。

【００２９】Ｐ：0.1 ％以下Ｐは鋼を強化し、さらにｒ値を高める作用を有する元素
である。Ｐは不可避的に含有される不純物であり、通常
は積極的に添加する必要はない。しかし、上記の効果を
得るために積極的に添加する場合は、0.02％以上含有さ
せるのが望ましい。一方、Ｐ含有量が0.1 ％を超える
と、二次加工脆性を招くので、その上限は0.1 ％とし
た。

【００３０】Ｓ： 0.0040 ％未満Ｓは不可避的に含有される不純物であるが、鋼板の伸び
特性に影響を与える重要な元素である。図１に示したよ
うに、Ｓ含有量が0.0040％を超えると伸びが劣化するた
め、その含有量は0.0040％未満とした。Ｓ含有量は低け
れば低いほど望ましい。

【００３１】上記の低Ｓ化による伸び改善効果が、前述
のように直送圧延法とスラブ再加熱法のいずれにおいて
も認められ、その効果が前者の場合に高い理由は、次の
ように推定される。

【００３２】従来の通常Ｓ含有量レベルにおけるスラブ
再加熱法の場合は、加熱炉に滞在する時間が長いので加
熱中にMnS が粗大に析出する。一方、同じく直送圧延法
の場合は、凝固から熱延までの時間が短いためスラブ中
でMnS の析出と成長が起こりにくく、熱延中にMnS が微
細に析出する。一般に、微細な析出物は伸びを劣化させ
るので、直送圧延法による冷延鋼板ではスラブ再加熱法
と比較して伸びが劣化することになる。

【００３３】素材鋼スラブ中のＳを低減して直送圧延法
を適用すると、MnS の絶対量が少なくなるとともに、Mn
S の過飽和度が小さくなって析出し難くなるので、結
局、微細なMnS の析出密度は減少し、伸びは低Ｓでのス
ラブ再加熱法の場合と略々同等まで向上する。

【００３４】同じくスラブ再加熱法を適用する場合は低
Ｓ化によりMnS 量が減少するが、前記の理由で生成する
MnS そのものは粗大化する。このような粗大な析出物で
は、伸びに対する影響が大きくないため、直送圧延のと
きほど顕著ではないが低Ｓ化による伸び向上の効果が期
待できる。

【００３５】Ｎ：0.0005〜0.0050％冷延板中の固溶Ｎは歪み時効を引き起こすため、AlN ま
たはBNとして固定されなければならない。Ｎ含有量が0.
0050％を超えると、AlまたはＢの添加量が増加しコスト
の上昇を招くので、その上限は0.0050％とした。一方、
Ｎ含有量を極端に減少させると製鋼コストが増大する。
また箱焼鈍の場合にはAlN の析出による集合組織制御を
利用しているため、その下限は0.0005％とした。

【００３６】酸可溶Al： 0.005〜0.1 ％溶鋼の脱酸を十分行い、鋼中のＮをAlN として固定する
ためには、酸可溶Alを0.005 ％以上含有させる必要があ
る。一方、0.1 ％を超えると、鋼板が硬質化すると同時
に伸びが低下するので好ましくない。したがって、酸可
溶Alの範囲は、0.005 〜 0.1％とした。

【００３７】Ｂ：０〜0.0050％ＢはＮと結合してBNを形成し、熱延板中の固溶Ｎを減少
させる効果を有する。

【００３８】そして、このBNの析出温度はAlN よりも高
い。

【００３９】熱延コイルのトップ、ボトム等では巻取温
度が低下しやすいため、AlN が析出し難いが、AlとＢが
共存する場合には、このような部位ではAlN に替わって
BNが有効に析出し、ｒ値の劣化を防ぐ効果がある。

【００４０】このため、Ｂは必要に応じて添加するのが
よい。上記効果は0.0005％以上の含有量で現れるので、
積極的に添加する場合は、その下限を0.0005％とするの
が望ましい。一方、0.0050％を超えるとこの効果が飽和
するので、その上限は0.0050％とした。

【００４１】次に本発明方法の製造工程およびその条件
の限定理由を述べる。

【００４２】本発明方法では素材鋼スラブは、常法に従
い、連続鋳造で製造された後熱間のままの直送で、また
はいったん冷却された連続鋳造または分塊圧延によるス
ラブを再加熱して、熱間圧延に供する。

【００４３】熱間圧延の仕上温度：850 ℃以上熱間圧延はγ域で行う必要がある。仕上温度が850 ℃未
満になると加工フェライト組織となり、巻取り時に異常
粒成長を起こし、表面性状が劣化する。

【００４４】上記の熱間圧延終了後、巻き取り、脱スケ
ール、冷間圧延および焼鈍の各通常工程を経て冷延鋼板
を製造する。しかし、その具体的な方法には、素材鋼ス
ラブがＢを含有する場合で二種類、Ｂを含有しない場合
で一種類の合計三種類に分かれる。なお、脱スケールの
方法は限定されず、酸洗、研削などの通常の方法でよ
い。

【００４５】本発明の第１の製造方法が、素材鋼スラブ
がＢを含有しない場合に巻取温度を低温とし、焼鈍では
箱焼鈍を用いるものである。この方法では、600 ℃未満
で巻取り、次いで脱スケール処理を行った後、圧下率60
〜95％で冷間圧延を行い、再結晶温度以上Ａc₃点以下で
箱焼鈍する。

【００４６】巻取温度600 ℃未満の条件と焼鈍方法とは
密接な係わりがある。すなわち、箱焼鈍による場合に
は、熱間圧延後の鋼板中にAlN を固溶させておくことが
重要である。AlN が固溶した冷延板を焼鈍する時、AlN
の析出時期は昇温速度に依存し、焼鈍中に微細に析出し
たAlN は再結晶粒の核生成と粒成長を抑制する作用があ
る。

【００４７】AlN が固溶した熱延板を冷間圧延し、箱焼
鈍法のような徐加熱を行う方法で焼鈍を施すと、｛１１
１｝結晶粒の再結晶核が形成された後に微細なAlN が析
出を開始するため、それ以後に発生する結晶粒の核生成
が抑制され、結果的にｒ値を高める｛１１１｝＜０１１
＞方位の強い集合組織が形成される。

【００４８】熱延板中に既にAlN が析出している時は、
｛１１１｝のみの選択的な成長は起きない。したがっ
て、熱延後の巻取温度はAlN が析出しないように600 ℃
未満で、焼鈍は望ましい集合組織を得るために徐加熱を
行うことができる箱焼鈍で、それぞれ実施しなければな
らない。

【００４９】冷間圧延の圧下率および焼鈍温度は、いず
れも鋼板のｒ値に影響を与える。圧下率が60％未満であ
るか、または95％を超えると、r 値が低くなるので圧下
率の範囲は60〜95％とした。

【００５０】焼鈍温度が再結晶温度未満では、鋼板が硬
質なままであり、高い伸びが期待できない。一方、Ａc₃
点を超える温度で焼鈍を行うと、高いr 値を発現する集
合組織がα→γ変態によって破壊されるため、ｒ値が低
くなってしまう。このため、焼鈍温度は再結晶温度以上
Ａc₃点以下とした。

【００５１】本発明の第２の製造方法も、素材鋼スラブ
がＢを含有しない場合に適用するものである。この方法
では、 600〜700 ℃で巻取り、次いで脱スケール処理を
行った後、圧下率60〜95％で冷間圧延を行い、再結晶温
度以上Ａc₃点以下で連続焼鈍する。

【００５２】冷間圧延の圧下率および焼鈍温度の各条件
は第１の方法と同じであり、それらの限定理由は前記の
とおりである。

【００５３】第２の方法においても、巻取温度条件と焼
鈍方法とは密接な係わりがある。すなわち、AlN が固溶
した熱延板を冷間圧延し、連続焼鈍のような急速加熱を
行う焼鈍を施すと、箱焼鈍の場合とは異なり焼鈍中に微
細に析出するAlN が全ての方位の再結晶を抑制してしま
うため、結晶粒が微細となり、｛１１１｝結晶粒が発達
しない。そのため、予めAlN を粗大に析出させておいた
方が｛１１１｝結晶粒が成長しやすく、r 値が高くな
る。

【００５４】熱間圧延後の鋼板中にAlN を粗大に析出さ
せておくためには、巻取温度を 600℃以上とする必要が
ある。一方、巻取温度が700 ℃を超えると、スケールが
厚くなり酸洗時のロスが増加するとともに、巻取り時に
鋼板が軟質すぎて熱延コイルの巻姿が崩れやすくなる。

【００５５】したがって、巻取温度は 600〜700 ℃で、
焼鈍は望ましい結晶組織を得るために急速加熱を行うこ
とができる連続焼鈍で、それぞれ実施しなければならな
い。

【００５６】本発明の第３の製造方法は、素材鋼スラブ
がＢを含有する場合に適用するものである。この方法で
は、700 ℃以下で巻取り、次いで脱スケール処理した
後、圧下率60〜95％で冷間圧延を行い、再結晶温度以上
Ａc₃点以下で連続焼鈍する。

【００５７】冷間圧延の圧下率および焼鈍温度の各条件
は、第１および第２の方法と同じであり、それらの限定
理由も同様である。次に巻取温度の限定理由を述べる。

【００５８】ＢはAlと同様に窒化物を生成する元素であ
るが、AlN よりもBNの方が析出しやすい。すなわち、Al
N は600 ℃以上で巻取らないと十分析出しないのに対
し、BNは巻取温度に依存せずに熱間圧延後の鋼板中に析
出する。したがって、ＮはＢによって消費されてしまう
ので焼鈍中AlN が微細に析出することはなく、冷間圧延
後の連続焼鈍により｛１１１｝結晶粒が成長した組織が
得られる。一方、巻取温度が700 ℃を超えると、スケー
ルが厚くなり酸洗時のロスが増加するとともに、巻取り
時に鋼板が軟質すぎて熱延コイルの巻姿が崩れやすくな
る。

【００５９】したがってＢを含有させる場合は、巻取温
度は700 ℃以下で、焼鈍は望ましい結晶組織を得るため
に急速加熱を行うことができる連続焼鈍で、それぞれ実
施しなければならない。

【００６０】上記の本発明方法では、鋼板の降伏点伸び
を除去して、成形時のストレッチャーストレインを防ぐ
ため、焼鈍を行った後、調質圧延を施してもよい。しか
し、この伸び率が小さいと降伏点伸びが除去できず、伸
び率が大きいと鋼板が硬質化するため、調質圧延を実施
する場合は、伸び率を 0.5〜3 ％の範囲とするのが好ま
しい。

【００６１】

【実施例】

〔実施例１〕表２に示す鋼を実験炉で溶解し、割型の鋳
型に鋳込んだ後鋳型を取り外し、スラブが1000℃まで冷
却するのを待って熱間圧延を開始した。熱延仕上温度は
880℃、板厚は５mmとした。巻取温度は表３に示すとお
りである。

【００６２】

【表２】

【００６３】

【表３】

【００６４】得られた熱延板の表面を研削してスケール
を除去した後、圧下率82％の冷間圧延を施して板厚0.8
mmとし、次いで昇温速度30℃/h、均熱条件680 ℃×４h
、冷却速度30℃/hの箱焼鈍相当の熱処理を施した。引
き続き1.5 ％の調質圧延を行った冷延板からJIS ５号試
験片を採取し、引張試験とｒ値の測定を行った。表３に
これらの結果を示す。

【００６５】本発明で定める条件により製造された例
Ａ、Ｃでは、高い伸びとｒ値が得られている。巻取温度
のみが本発明で定める範囲から外れる例Ｂ、Ｄでは、伸
びは高いものの、ｒ値が低くなっている。Ｓ含有量が本
発明で定める上限よりも高い例Ｅでは、伸び、ｒ値とも
に低下している。Ｃ含有量が本発明で定める下限よりも
低い例Ｆでは、熱延板中にセメンタイトが十分析出せ
ず、固溶Ｃが多く残っているため、ｒ値が低くなってい
る。Ｎ含有量が同じく高い例Ｇでは、Ｎが全て AlNとし
て析出せず、ｒ値を低下させている。

【００６６】〔実施例２〕表４に示す鋼を、実験炉で溶
解し、実施例１と同条件で板厚５mmの熱延板とした。巻
取温度は表５に示すとおりとした。

【００６７】

【表４】

【００６８】

【表５】

【００６９】熱延板の表面を研削してスケールを除去し
た後、圧下率82％の冷間圧延を施して板厚0.8 mmとし
た。次いで、赤外線加熱炉を用いて760 ℃まで10℃/sで
昇温し、30秒間保持した後、３℃/sで680 ℃まで冷却
し、その後50℃/sで400 ℃まで冷却し、引き続き400 ℃
に150 秒間保持する過時効処理を行った後、10℃/sで室
温まで冷却した。さらに1.5 ％の調質圧延を行った冷延
板からJIS ５号試験片を採取し、引張試験とｒ値の測定
を行った。表５にこれらの結果を示す。

【００７０】本発明で定める条件により製造された例
Ｉ、Ｋでは、高い伸びとｒ値が得られている。巻取温度
のみが本発明で定める条件から外れる例Ｈ、Ｊでは、伸
びは高いものの、ｒ値が低くなっている。Ｓ含有量が本
発明で定める上限よりも高い例Ｌでは、伸び、ｒ値とも
に低下している。例Ｍ、Ｎ、ＯはＢ添加の例であるが、
巻取温度が本発明で定める範囲内であれば、その温度に
よらず、伸び、ｒ値ともに良好である。例Ｐ、Ｑ、Ｒ
は、それぞれSi、Mn、Ｐを添加して強化した例である
が、いずれも良好な強度−伸びバランス及び強度−ｒ値
バランスが得られている。

【００７１】

【発明の効果】本発明によれば、伸びとｒ値が優れた深
絞り用冷延鋼板を容易に得ることができる。この鋼板の
素材鋼ではＳ含有量を適正に低下させているので、本発
明方法では、直送圧延法またはスラブ再加熱法のいずれ
によって熱間圧延を行っても、略々同等の優れた深絞り
性を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】伸びに及ぼすＳ含有量とスラブ加熱方法の影響
を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：０〜
1.0 ％、Mn：0.05〜2.0 ％、Ｐ:0.1％以下、Ｓ:0.0040
％未満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％、酸可溶Al:0.005〜0.1
％およびＢ：０〜0.0050％を含み、残部はFeおよび不可
避的不純物からなる深絞り性の優れたアルミキルド冷延
鋼板。
【請求項２】重量％で、Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：０〜
1.0 ％、Mn：0.05〜2.0 ％、Ｐ:0.1％以下、Ｓ:0.0040
％未満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％および酸可溶Al:0.005〜
0.1％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
素材鋼スラブを、850 ℃以上で熱間圧延を完了し、600
℃未満で巻取り、次いで脱スケール処理を行った後、圧
下率60〜95％で冷間圧延を行い、再結晶温度以上Ａc₃点
以下で箱焼鈍することを特徴とする深絞り性の優れたア
ルミキルド冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】重量％で、Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：０〜
1.0 ％、Mn：0.05〜2.0 ％、Ｐ:0.1％以下、Ｓ:0.0040
％未満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％および酸可溶Al:0.005〜
0.1％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
素材鋼スラブを、850 ℃以上で熱間圧延を完了し、 600
〜700 ℃で巻取り、次いで脱スケール処理を行った後、
圧下率60〜95％で冷間圧延を行い、再結晶温度以上Ａc₃
点以下で連続焼鈍することを特徴とする深絞り性の優れ
たアルミキルド冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】重量％で、Ｃ:0.010〜0.100 ％、Si：０〜
1.0 ％、Mn：0.05〜2.0 ％、Ｐ:0.1％以下、Ｓ:0.0040
％未満、Ｎ:0.0005 〜0.0050％、酸可溶Al:0.005〜0.1
％およびＢ：0.0005〜0.0050％を含み、残部はFeおよび
不可避的不純物からなる素材鋼スラブを、850 ℃以上で
熱間圧延を完了し、700 ℃以下で巻取り、次いで脱スケ
ール処理を行った後、圧下率60〜95％で冷間圧延を行
い、再結晶温度以上Ａc₃点以下で連続焼鈍することを特
徴とする深絞り性の優れたアルミキルド冷延鋼板の製造
方法。