JPS58107414A - 超深絞り用鋼板の製造方法 - Google Patents
超深絞り用鋼板の製造方法Info
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- JPS58107414A JPS58107414A JP20617381A JP20617381A JPS58107414A JP S58107414 A JPS58107414 A JP S58107414A JP 20617381 A JP20617381 A JP 20617381A JP 20617381 A JP20617381 A JP 20617381A JP S58107414 A JPS58107414 A JP S58107414A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は超深絞り用鋼板の製造方法に関するものである
。
。
超深絞り用鋼板としては、Ｔｉキルド鋼板（特公昭４４
−１８０６６号公報）及び歯キルト９鋼板（特公昭５４
−１２４５号公報）の２つの系統のものが知られている
。例えば、歯キルド鋼板は前記特許出願時に比べて技術
的進歩が著しく、上記特許公報開示技術では経済的でな
いため現実性に乏しい。Ｃ＜ ５０ ｐｐｍの範囲にＣ
が容易に低減できるようになったことから、最近では上
記特許請求の範囲よりも低い炭素量、Ｎｂ量で製造でき
ることが、学術文献として報告されている例もある。こ
れらの鋼板は極低炭素にすることを前提として、炭窒化
物形成能の強いＴｉあるいはＮｂを添加して、侵入型元
素Ｃ，Ｎのほとんどない鋼板にしてい・るところから、
連続焼鈍によっても箱焼鈍と同レベルの製品を製造でき
る利点がある。
−１８０６６号公報）及び歯キルト９鋼板（特公昭５４
−１２４５号公報）の２つの系統のものが知られている
。例えば、歯キルド鋼板は前記特許出願時に比べて技術
的進歩が著しく、上記特許公報開示技術では経済的でな
いため現実性に乏しい。Ｃ＜ ５０ ｐｐｍの範囲にＣ
が容易に低減できるようになったことから、最近では上
記特許請求の範囲よりも低い炭素量、Ｎｂ量で製造でき
ることが、学術文献として報告されている例もある。こ
れらの鋼板は極低炭素にすることを前提として、炭窒化
物形成能の強いＴｉあるいはＮｂを添加して、侵入型元
素Ｃ，Ｎのほとんどない鋼板にしてい・るところから、
連続焼鈍によっても箱焼鈍と同レベルの製品を製造でき
る利点がある。
しかし、実際にこれらの鋼板を連続焼鈍で製造してみる
と次のような欠点を持っている。
と次のような欠点を持っている。
Ｔｉキルド鋼については、二次加工割れが発生し易いこ
とである。特に材質のよいものを狙い、Ｔｊ添加量がＣ
，Ｎに対して当量以上の範囲である場合には、Ｐ量が多
くなると二次加工割れが発生し易くなる。また、Ｐ添加
した場合ｒ値がかなり劣化することも欠点である。さら
に、連続焼鈍の一種であるゼンジマ一式連続溶融亜鉛め
っきラインにて、合金化亜鉛めっき鋼板を製造する際に
は、パウダリング（合金化が過度に進行して、プレス成
形時にめっき層が剥脱する現象）が発生し易い欠点もあ
る。しかし、この鋼種は熱延巻取温度が、通常の６００
〜６５０℃でも連続焼鈍で安定した材質のものが製造で
きる利点がある。
とである。特に材質のよいものを狙い、Ｔｊ添加量がＣ
，Ｎに対して当量以上の範囲である場合には、Ｐ量が多
くなると二次加工割れが発生し易くなる。また、Ｐ添加
した場合ｒ値がかなり劣化することも欠点である。さら
に、連続焼鈍の一種であるゼンジマ一式連続溶融亜鉛め
っきラインにて、合金化亜鉛めっき鋼板を製造する際に
は、パウダリング（合金化が過度に進行して、プレス成
形時にめっき層が剥脱する現象）が発生し易い欠点もあ
る。しかし、この鋼種は熱延巻取温度が、通常の６００
〜６５０℃でも連続焼鈍で安定した材質のものが製造で
きる利点がある。
それに対して、刈キルｌ−″鋼は熱延で高温巻取（巻取
温度〉７００℃）を必要とする。通常の巻取温度では、
完全再結晶温度が非常に高くなって、連続焼鈍炉の可能
温度範囲（約８５０℃以下）では未再結晶部が残つ″て
いたり、またＮｂ重の多少によって材質の変動が太きい
。
温度〉７００℃）を必要とする。通常の巻取温度では、
完全再結晶温度が非常に高くなって、連続焼鈍炉の可能
温度範囲（約８５０℃以下）では未再結晶部が残つ″て
いたり、またＮｂ重の多少によって材質の変動が太きい
。
高温巻取を行なった場合には、熱延コイルの端部な除い
ては、約８００〜８５０℃の焼鈍温度で、高いｒ値の鋼
板が得られることは種々報告されている通りである。し
かし、高温巻取な行なうということは、スケールが厚く
なり酸洗能率を極端に落とすだけでな（、コイル端部は
冷却速度が速いために十分な材質が得られないので、歩
留の低下はめキルト９鋼では時に大きいものがある。
ては、約８００〜８５０℃の焼鈍温度で、高いｒ値の鋼
板が得られることは種々報告されている通りである。し
かし、高温巻取な行なうということは、スケールが厚く
なり酸洗能率を極端に落とすだけでな（、コイル端部は
冷却速度が速いために十分な材質が得られないので、歩
留の低下はめキルト９鋼では時に大きいものがある。
本発明者等は、Ｔｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼の持つこれ
らの長所、短所を詳細に検討した結−果、まず上記の挙
動の違いについて以下のように考えた。Ｔｉは極めて強
い窒化物形成元素であり、熱延の加熱炉中ですでにＴｉ
Ｎが形成されている炭化物は窒化物と比較すると、析出
温度は低いものの、窒化物を析出サイトにして６００〜
６５０℃の巻取中にもかなりのものが析出してく、ると
考えられる。従って低い巻取温度でもかなりの析出物が
、ポットコイル中で大きな析出物として析出しており、
冷延後の連続焼鈍時に析出してくるものはわずかである
。従って、再結晶温度は極端゛には高くならないですん
でおり、かつ材質はかなり均質になると考えられる。し
かし、炭窒化物としてＣＸＮがほとんど析出してしまつ
て粒界は清浄になり、そこに粒界脆化を起こすＰ等の不
純物元素が偏析を起こすことにより、二次加工割れが起
こると考えられる。さらにＴｉキルド鋼では、合金化亜
鉛めっき鋼板を製造する場合、鋼中Ｔｉにより地鉄と溶
融亜鉛の合金化反応が促進されるために、過合金化が進
行しやすく、パウダリングが起こりやすいと考えられる
。
らの長所、短所を詳細に検討した結−果、まず上記の挙
動の違いについて以下のように考えた。Ｔｉは極めて強
い窒化物形成元素であり、熱延の加熱炉中ですでにＴｉ
Ｎが形成されている炭化物は窒化物と比較すると、析出
温度は低いものの、窒化物を析出サイトにして６００〜
６５０℃の巻取中にもかなりのものが析出してく、ると
考えられる。従って低い巻取温度でもかなりの析出物が
、ポットコイル中で大きな析出物として析出しており、
冷延後の連続焼鈍時に析出してくるものはわずかである
。従って、再結晶温度は極端゛には高くならないですん
でおり、かつ材質はかなり均質になると考えられる。し
かし、炭窒化物としてＣＸＮがほとんど析出してしまつ
て粒界は清浄になり、そこに粒界脆化を起こすＰ等の不
純物元素が偏析を起こすことにより、二次加工割れが起
こると考えられる。さらにＴｉキルド鋼では、合金化亜
鉛めっき鋼板を製造する場合、鋼中Ｔｉにより地鉄と溶
融亜鉛の合金化反応が促進されるために、過合金化が進
行しやすく、パウダリングが起こりやすいと考えられる
。
それに対してＮｂは、窒化物形成能がＴｉと比較してか
なり劣る。実際隅添加鋼では、Ｎｂは炭化物を形成する
が、窒素はＡＩＮとして析出している。ＡＩＮは低温巻
取では形成され難く、巻取温度を７００℃以上にしない
と熱延板中では形成されず、冷延後の連続焼鈍時に微細
に析出し、降伏強度を高くしたり、伸びを低下させる等
の材質劣化を引き起こす。従って、熱延コイルの前後端
部は高温巻取をしても、冷却速度が速いために実際には
低温巻取に近い材質にとどまる。また、熱延巻取温度の
微妙なバラツキや、コイルの中央部、端部ではＡＩＮの
形成の程度に差がでて（るために、熱延コイルの前、後
端部の材質劣化やコイル内材質のバラツキが生ずるもの
と考えられる。
なり劣る。実際隅添加鋼では、Ｎｂは炭化物を形成する
が、窒素はＡＩＮとして析出している。ＡＩＮは低温巻
取では形成され難く、巻取温度を７００℃以上にしない
と熱延板中では形成されず、冷延後の連続焼鈍時に微細
に析出し、降伏強度を高くしたり、伸びを低下させる等
の材質劣化を引き起こす。従って、熱延コイルの前後端
部は高温巻取をしても、冷却速度が速いために実際には
低温巻取に近い材質にとどまる。また、熱延巻取温度の
微妙なバラツキや、コイルの中央部、端部ではＡＩＮの
形成の程度に差がでて（るために、熱延コイルの前、後
端部の材質劣化やコイル内材質のバラツキが生ずるもの
と考えられる。
しかし、隅は炭窒化物形成能がＴｉに比較ルて劣るため
、数ｐｐｍの炭素は粒界に偏析しており、これが粒界の
結合エネルギーを高めるために、Ｐ含有量がかなり高く
ても二次加工割れは心配ないものと考えられる。またＮ
ｂは合金化亜鉛めっき鋼板製造時には、地鉄と浴融亜鉛
の合金化反応をＴｉはど促進する傾向はみられないため
、Ｎｂキルト９鋼では、パウダリングはＴｉキルド鋼に
比較して起こり難い。
、数ｐｐｍの炭素は粒界に偏析しており、これが粒界の
結合エネルギーを高めるために、Ｐ含有量がかなり高く
ても二次加工割れは心配ないものと考えられる。またＮ
ｂは合金化亜鉛めっき鋼板製造時には、地鉄と浴融亜鉛
の合金化反応をＴｉはど促進する傾向はみられないため
、Ｎｂキルト９鋼では、パウダリングはＴｉキルド鋼に
比較して起こり難い。
こうした考えに基づいて、コイル内材質の均質性が良好
でかつ二次加工割れの心配がなく、また合金化亜鉛めっ
き鋼板製造時にはパウダリングの発生し難い超深絞゛り
性鋼板製造の考え方は以下のようなものになった。即ち
、ＮはＡＩＮではなく ＴｉによってＴｉＮとして仕上
げ熱延前に析出させ、またＣは主として歯によってＮｂ
Ｃとして析出さ、せた鋼板が本発明の詳細な説明方であ
る。
でかつ二次加工割れの心配がなく、また合金化亜鉛めっ
き鋼板製造時にはパウダリングの発生し難い超深絞゛り
性鋼板製造の考え方は以下のようなものになった。即ち
、ＮはＡＩＮではなく ＴｉによってＴｉＮとして仕上
げ熱延前に析出させ、またＣは主として歯によってＮｂ
Ｃとして析出さ、せた鋼板が本発明の詳細な説明方であ
る。
本発明鋼は後述するようにＴｉキルド鋼と比較して、Ｐ
添加をして高強度イーシた場合にｒ値が劣化せず、かつ
二次加工割れが極めて起こり難い点で優れている。さら
に合金化亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、パウダリ
ングが発生し難いという長所を有する。次にＮｂキルト
ゝ鋼に比較して、ＮをＡＩＮではな（ＴｉＮとして同定
しているために、高温巻取を実施せずども低温巻取でも
ほぼ同じレベルの材質を得ることができ、かつコイル長
方向及びコイル幅方向の材質・・・が非常に均質である
点で優れている。これらの長所は従来のＴｉキルド鋼、
隅キルビ鋼と比較して、それぞれの鋼板が持っていない
種々の優れた材質特性を有することを明確に示しており
、本発明鋼は極めて有利なものである。
添加をして高強度イーシた場合にｒ値が劣化せず、かつ
二次加工割れが極めて起こり難い点で優れている。さら
に合金化亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、パウダリ
ングが発生し難いという長所を有する。次にＮｂキルト
ゝ鋼に比較して、ＮをＡＩＮではな（ＴｉＮとして同定
しているために、高温巻取を実施せずども低温巻取でも
ほぼ同じレベルの材質を得ることができ、かつコイル長
方向及びコイル幅方向の材質・・・が非常に均質である
点で優れている。これらの長所は従来のＴｉキルド鋼、
隅キルビ鋼と比較して、それぞれの鋼板が持っていない
種々の優れた材質特性を有することを明確に示しており
、本発明鋼は極めて有利なものである。
史にＴｉ、Ｎｂを複合添加した本発明鋼が、従来の゛ｆ
ｉキルド鋼、Ｎｂキルト９傭□の性質からは全く予想も
できない独特の性質を持っているのは、ｒ値の異方３性
が極めて小さいことである。一般に、Ｔｉキルトゝ鋼や
刈キルトゝ鋼のｒ値は、圧延方向（Ｌ方向）又は４５°
方向が最も劣り、圧延直角方向（Ｃ方向）が最も優れて
いる。しかし本発明鋼は、冷延率の大小によらず、Ｌ、
Ｃ１４５°方向がほとんど等しいか、又は４５°方向か
い（らか大きいｒ値を持っている。こうした異方性を持
った高ｒｉｉｉ＠板は今までに全く知られておらず、学
問的にも興味深いが、実用上も大きな利点がある。特に
四角闇絞シ（角部が４５方向）の場合に、極めて優れた
成形性を示すことは容易に考えられる。しかし円筒深絞
り成形の場合でも、破断限界は最小のｒ値で決まる場合
が多い。また、例えば乾電池の外筒のように、絞り成形
後の板厚の均一性が重要なものや、耳の発生を極力抑え
たい用途には、異方性が少ないことは多大な利点がある
。従って単にｒ １ｌｆｆｉを３方向の平均値だけで見
るだけでなく、本発明鋼のような新鋼板の出現で、ｒ値
の異方性についても巷間の関心が高まると考えられる。
ｉキルド鋼、Ｎｂキルト９傭□の性質からは全く予想も
できない独特の性質を持っているのは、ｒ値の異方３性
が極めて小さいことである。一般に、Ｔｉキルトゝ鋼や
刈キルトゝ鋼のｒ値は、圧延方向（Ｌ方向）又は４５°
方向が最も劣り、圧延直角方向（Ｃ方向）が最も優れて
いる。しかし本発明鋼は、冷延率の大小によらず、Ｌ、
Ｃ１４５°方向がほとんど等しいか、又は４５°方向か
い（らか大きいｒ値を持っている。こうした異方性を持
った高ｒｉｉｉ＠板は今までに全く知られておらず、学
問的にも興味深いが、実用上も大きな利点がある。特に
四角闇絞シ（角部が４５方向）の場合に、極めて優れた
成形性を示すことは容易に考えられる。しかし円筒深絞
り成形の場合でも、破断限界は最小のｒ値で決まる場合
が多い。また、例えば乾電池の外筒のように、絞り成形
後の板厚の均一性が重要なものや、耳の発生を極力抑え
たい用途には、異方性が少ないことは多大な利点がある
。従って単にｒ １ｌｆｆｉを３方向の平均値だけで見
るだけでなく、本発明鋼のような新鋼板の出現で、ｒ値
の異方性についても巷間の関心が高まると考えられる。
このように本発明鋼は、Ｔｉ又はＮｂの単独添加鋼と比
較してあらゆる点で優れ、かつ全く予想もできなかった
性質を兼ね備えた全く新しい性格の鋼板であり、極めて
有利なものである。
較してあらゆる点で優れ、かつ全く予想もできなかった
性質を兼ね備えた全く新しい性格の鋼板であり、極めて
有利なものである。
次に成分範囲について述べる。前述の如く、Ｔｉ添加景
はＮとの関係で決まり、少くともＮを固定するに足る量
を添加すべきである。
はＮとの関係で決まり、少くともＮを固定するに足る量
を添加すべきである。
即ち４８／１４ （、Ｎ（％１）−０，００２％（２０
ｐｐｍ）） ＜Ｔｉである。
ｐｐｍ）） ＜Ｔｉである。
しかしＴｉをＮとの当量（即ち４８７１４Ｎ（％））以
上に添加すると、硫化物を形成したり、炭化物になって
二次加工性を劣化させたり、Ｐ添加時の材質を悪くする
ので、ＴｉはＮとの当量以上は添加しないことが最も望
ましいが、多くともＴｉ添刀口量はＣとＮとの当量以下
にすべきである。即ち、Ｔｉ（（６）＜ （： ４８／
１２ ｃ（＠＋ ４８／１４ Ｎ（＠”）になる。
上に添加すると、硫化物を形成したり、炭化物になって
二次加工性を劣化させたり、Ｐ添加時の材質を悪くする
ので、ＴｉはＮとの当量以上は添加しないことが最も望
ましいが、多くともＴｉ添刀口量はＣとＮとの当量以下
にすべきである。即ち、Ｔｉ（（６）＜ （： ４８／
１２ ｃ（＠＋ ４８／１４ Ｎ（＠”）になる。
一方ＮｂはＣとの関係で決まり、原子比で０重の０３倍
以−ヒ、即ち Ｎｂ （％）＞ ０．３ Ｘ ９３／１２ Ｃ（＠＝
２．３３ ＣＣ＠で、かつ０．０４％を超えない前添加
することが望ましい。
以−ヒ、即ち Ｎｂ （％）＞ ０．３ Ｘ ９３／１２ Ｃ（＠＝
２．３３ ＣＣ＠で、かつ０．０４％を超えない前添加
することが望ましい。
Ｎｂ ＷＣ（イ）＜２．３３では炭化物を形成しないで
固溶Ｃが残存し、非時効性の鋼板が得られないという問
題があり、またＮｂ＞０．０４％では材質特性値は、従
来の隅キルト９鋼に類似の挙動を示し、再結晶温度が上
昇し、コイル前後端部の材質劣化が犬きくなシ、本発明
の原理からはずれることになる。
固溶Ｃが残存し、非時効性の鋼板が得られないという問
題があり、またＮｂ＞０．０４％では材質特性値は、従
来の隅キルト９鋼に類似の挙動を示し、再結晶温度が上
昇し、コイル前後端部の材質劣化が犬きくなシ、本発明
の原理からはずれることになる。
第１図、第２図はＴｉ−、？’Ｊｂ量の関係から本発明
の範囲を示したものである。
の範囲を示したものである。
第１図はＮｂ量を一定量（０，０２５％）に固定し、Ｔ
ｉ量を変化させた場合の材質特性値である。
ｉ量を変化させた場合の材質特性値である。
Ｃ：０．００５、Ｓｉ：０．０１、胤： ０．２５、Ｐ
：０．０２、Ｓ；０．０１、Ｓｏｌ、Ａｌ ： ０．０
６、Ｎ：０．００５（谷％）の試料について、ａ；コイ
ル長方向中心部、ｂ；コイル前後端部を示した。Ｔｉ量
がＮを固定するために不十分な量の場合、即ち４８／１
４ ＣＮ（＠ −０，００２％）＞Ｔｉの場合には、コ
イル前後端部の材質劣化が大きく、またｒ値の異方性は
、隅を微量添加した極低炭素鋼のｒ値の特性を示してお
り、ＴＩ ％ Ｎｂ複合添加の効果が小さい。逆にＴ１
を、Ｃ，Ｈに対して当量以上添加した場合には、コイル
前後端部の材質劣化は非常に小さいが、ｒ値の異方性は
Ｔｉキルドのそれとほとんど等しいもの９となる。即ち
Ｔｉを適当量添加した場合にのみ、ＴｉＸＮｂ複合添加
による集合組織改善効果が現われ、極めて異方性の小さ
い、優れたｒ値特性を示すものである。
：０．０２、Ｓ；０．０１、Ｓｏｌ、Ａｌ ： ０．０
６、Ｎ：０．００５（谷％）の試料について、ａ；コイ
ル長方向中心部、ｂ；コイル前後端部を示した。Ｔｉ量
がＮを固定するために不十分な量の場合、即ち４８／１
４ ＣＮ（＠ −０，００２％）＞Ｔｉの場合には、コ
イル前後端部の材質劣化が大きく、またｒ値の異方性は
、隅を微量添加した極低炭素鋼のｒ値の特性を示してお
り、ＴＩ ％ Ｎｂ複合添加の効果が小さい。逆にＴ１
を、Ｃ，Ｈに対して当量以上添加した場合には、コイル
前後端部の材質劣化は非常に小さいが、ｒ値の異方性は
Ｔｉキルドのそれとほとんど等しいもの９となる。即ち
Ｔｉを適当量添加した場合にのみ、ＴｉＸＮｂ複合添加
による集合組織改善効果が現われ、極めて異方性の小さ
い、優れたｒ値特性を示すものである。
このような優れたｒ値の等方性は、Ｔｉ、Ｎｂの複合添
加を必須とするもので、Ｔｌ ｚ Ｎｂ単独添加鋼では
得られない集合組織によるものである。
加を必須とするもので、Ｔｌ ｚ Ｎｂ単独添加鋼では
得られない集合組織によるものである。
第２図はＴｉｔをＮ固定するに十分な量だけ一定ｔ（０
，０２％）添加し、陥添加量を変化させた場合の材質特
性を示したものである。試料の化学成分は第１図と同一
である。Ｎｂ量がＣ量に対して低すぎる場合には、第１
図と同様単なる極低炭素鋼に類似の特徴を示し、４５°
方向のｒ値が極めて小さく、異方性が非常に大きい。
，０２％）添加し、陥添加量を変化させた場合の材質特
性を示したものである。試料の化学成分は第１図と同一
である。Ｎｂ量がＣ量に対して低すぎる場合には、第１
図と同様単なる極低炭素鋼に類似の特徴を示し、４５°
方向のｒ値が極めて小さく、異方性が非常に大きい。
さらにコイル前後端部の材質劣化が大きく、非時性が得
られないのは第１図の場合と同様である。Ｎｂ量が０．
０４％を超えると、ｒ値の異方性は同じ傾向であるが、
ｒ（の値が低（なる欠点が現われ、コイル長前後端部の
材質劣化が極めて大きいというめキルト９鋼特有の特性
に類似する。第２図からもＴｉＸＮｂの適当な接合添加
によってのみ、ｒ値の異方性が極めて小さく、コイル長
方向の材質が均一な優れた特性が得られる。このような
特性は、ＴｉＸ歯単独添加鋼では得られず、Ｔｉ％ Ｎ
ｂの複合添加が必須であることを示すものである。
られないのは第１図の場合と同様である。Ｎｂ量が０．
０４％を超えると、ｒ値の異方性は同じ傾向であるが、
ｒ（の値が低（なる欠点が現われ、コイル長前後端部の
材質劣化が極めて大きいというめキルト９鋼特有の特性
に類似する。第２図からもＴｉＸＮｂの適当な接合添加
によってのみ、ｒ値の異方性が極めて小さく、コイル長
方向の材質が均一な優れた特性が得られる。このような
特性は、ＴｉＸ歯単独添加鋼では得られず、Ｔｉ％ Ｎ
ｂの複合添加が必須であることを示すものである。
以上述べた如く、本発明鋼の成分範囲は、Ｔｉ添加量は
鋼中のＮｉｌに依距し、Ｔｉ （＠＞ ４８／１４〔Ｎ
（イ）−〇、００２チ〕かつＴｉ（４）＜ （４８／１
２ Ｃ（＠ 十４８Ａ４ Ｎ（鉤）を満たす量含有し、
隅添加量は鋼中Ｃ量で決まり、Ｎｂ（＠＞ ０．３ Ｘ
９３／１２ Ｃ＝ ２．３３Ｃｔｌｂ）かつＮｂ（％
）＜ ０．０４４を満たす量含有するというものである
。
鋼中のＮｉｌに依距し、Ｔｉ （＠＞ ４８／１４〔Ｎ
（イ）−〇、００２チ〕かつＴｉ（４）＜ （４８／１
２ Ｃ（＠ 十４８Ａ４ Ｎ（鉤）を満たす量含有し、
隅添加量は鋼中Ｃ量で決まり、Ｎｂ（＠＞ ０．３ Ｘ
９３／１２ Ｃ＝ ２．３３Ｃｔｌｂ）かつＮｂ（％
）＜ ０．０４４を満たす量含有するというものである
。
Ｔｉ、Ｎｂ以外の成分範囲はＣ：０．００７％以下、Ｓ
ｉ：Ｏ，１％以下、Ｍｎ ： １．０ ’％以下、Ｐ：
０．１％以下、Ａｔ ： ０．０１〜Ｏ，，１％、Ｎ
： ８０ ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物から成る
ものである。
ｉ：Ｏ，１％以下、Ｍｎ ： １．０ ’％以下、Ｐ：
０．１％以下、Ａｔ ： ０．０１〜Ｏ，，１％、Ｎ
： ８０ ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物から成る
ものである。
Ｃ量が多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ量がそれ
だけ多く必要となり、ＮｂＣの生成量が増えるため、結
晶粒の成長を阻害し、ｒ値の低下、降伏強度の上昇、伸
びの低下を導く。
だけ多く必要となり、ＮｂＣの生成量が増えるため、結
晶粒の成長を阻害し、ｒ値の低下、降伏強度の上昇、伸
びの低下を導く。
このため超深絞り性鋼板の製造という観点からＣは０．
００７チ以下とする。
００７チ以下とする。
Ｓｉは溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、めっき層皮
膜の密着性を低下させる傾向を有するため０．８％以下
とする。特に合金化処理を実施しない場合には０．３％
以下が望ましい。
膜の密着性を低下させる傾向を有するため０．８％以下
とする。特に合金化処理を実施しない場合には０．３％
以下が望ましい。
胤は多量に加えるとｒ値の劣化が著しいため１．０チを
上限とするが、高ｒ値の観点から低い方が望ましい。
上限とするが、高ｒ値の観点から低い方が望ましい。
本発明鋼は、Ｔｒ ＸＮｂの複合添加により二次加工割
れを起こし難いが、Ｐが多量に含まれると、粒界偏析量
が多くなり、粒界を脆化させ、二次加工割れを助長する
ため、Ｐの上限を０．１チとする。
れを起こし難いが、Ｐが多量に含まれると、粒界偏析量
が多くなり、粒界を脆化させ、二次加工割れを助長する
ため、Ｐの上限を０．１チとする。
Ａ口実Ｔｉ 、 Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加える
が、少量すぎる場合には、Ａｔによる脱酸が十分に行な
われず、Ｔｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔｉ、Ｎ
ｂの歩留低下が著しくなる。逆に多量に加えるとＡｌｘ
Ｏｓ介在物が増加して好ましくない。以上の理由により
、ＡＩは’Ｏ，’０１〜０．１チとする。
が、少量すぎる場合には、Ａｔによる脱酸が十分に行な
われず、Ｔｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔｉ、Ｎ
ｂの歩留低下が著しくなる。逆に多量に加えるとＡｌｘ
Ｏｓ介在物が増加して好ましくない。以上の理由により
、ＡＩは’Ｏ，’０１〜０．１チとする。
ＮはＴｉＮとしてＴｉに固定されるが、Ｎ含有量が多い
と必要Ｔｉ量が増加し好ましくない。
と必要Ｔｉ量が増加し好ましくない。
このためＮは８０ ｐｐｍ以下とする。
以下、実施例について述べる。
実施例１
第１表は本発明鋼および比較のために用いた供試鋼の化
学成分を示したものである。
学成分を示したものである。
上記の供試鋼を熱間仕上げ温度９１０℃、巻取温度７２
０℃、６２０℃の２水準で、板厚４０朋に熱間圧延し、
０．８ ｔｓ＊まで冷間圧延した後、第３図に示す焼鈍
サイクルを用いて連続焼鈍ラインにて焼鈍した。即ち８
００〜８５０℃Ｘ ３０ ｓｅｃ保定し、約４００℃ま
での冷却速度５〜１００℃鷹とした。
０℃、６２０℃の２水準で、板厚４０朋に熱間圧延し、
０．８ ｔｓ＊まで冷間圧延した後、第３図に示す焼鈍
サイクルを用いて連続焼鈍ラインにて焼鈍した。即ち８
００〜８５０℃Ｘ ３０ ｓｅｃ保定し、約４００℃ま
での冷却速度５〜１００℃鷹とした。
このようにして得た冷延鋼板の材質試験結果を第２表に
示す。第２表（１）は巻取温度７２０℃、第２表（２）
は巻取温度６２０℃の例である。
示す。第２表（１）は巻取温度７２０℃、第２表（２）
は巻取温度６２０℃の例である。
第４図は供試鋼のコイル長方向の機械的性質の分布の概
略を示したものである。図中Ａ；Ｔｉ、剛添加鋼（供試
鋼１．２．３）Ｂ：Ｔｉキルド鋼（６，７）Ｃ；隅キル
ド鋼（４，５）を示し、ａ；巻取温度７２０℃、ｂ；巻
取温度６２０℃の例である。
略を示したものである。図中Ａ；Ｔｉ、剛添加鋼（供試
鋼１．２．３）Ｂ：Ｔｉキルド鋼（６，７）Ｃ；隅キル
ド鋼（４，５）を示し、ａ；巻取温度７２０℃、ｂ；巻
取温度６２０℃の例である。
第２表および第２図から本発明のＴＩ ％ Ｎｂ複合添
加鋼が従来のＴｉキルド鋼、隅キルド鋼に比較して極め
て優れた材質特性を有することが明らかである。
加鋼が従来のＴｉキルド鋼、隅キルド鋼に比較して極め
て優れた材質特性を有することが明らかである。
Ｎｂキルトゝ鋼は通常の６２０℃の巻取温度では再結晶
温度が非常に高くなり、結果として降伏強度が高く、伸
びが低い。巻取温度７２０℃の高温巻取材においても、
コイル端部では冷却速度が大きいため、通常巻数材に近
い材質となっており、極めて歩留が低いという結果を得
た。
温度が非常に高くなり、結果として降伏強度が高く、伸
びが低い。巻取温度７２０℃の高温巻取材においても、
コイル端部では冷却速度が大きいため、通常巻数材に近
い材質となっており、極めて歩留が低いという結果を得
た。
これに対して、Ｔｉキルト９鋼はコイル長方向に優れた
材質の均一性を有し、Ｔｉ５Ｎｂ複合添加鋼は、Ｔｉキ
ルド鋼とほぼ同様の優れた材質の均一性を示した。
材質の均一性を有し、Ｔｉ５Ｎｂ複合添加鋼は、Ｔｉキ
ルド鋼とほぼ同様の優れた材質の均一性を示した。
次に二次加工割れの試験（絞り比３．０）を行なった結
果、第５図に示すごと＜、Ｔｉキルド鋼は割れ発生温度
が刈キルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼に比較して約３０℃高
いという欠点な有することが明らかになった。これに対
し、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼は刈キルド鋼と同等の良好なレベ
ルである。
果、第５図に示すごと＜、Ｔｉキルド鋼は割れ発生温度
が刈キルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼に比較して約３０℃高
いという欠点な有することが明らかになった。これに対
し、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼は刈キルド鋼と同等の良好なレベ
ルである。
さらに特筆すべき点はｒ値の異方性に関してである。第
４図に示す如く、通常温度巻取材ではどの鋼種も△ｒは
比較的小さいが、高温巻取材ではＴｉキルド鋼、隅キル
ド鋼では△ｒが非常に大きい。第４図に各鋼種のｒ値お
よびｒ値の面内異方性の代表値を示したが、Ｔｉキルド
鋼、隅キルト９鋼のｒ４１’は特に高温巻取材で非常に
低く、絞り成形時に問題となる可能性が高い。それに対
してＴｉ％ ？’Ｊｂ複合添加鋼は、Ｎｂキルド鋼のよ
うに低温巻取材のｒ値が極端に低いこともなくかつ異方
性が極めて小さく、ｒｌｌ、ｒｏに比較してｒ４，０は
ほとんど等しいかあるいはわずかに小さい値を示し、四
角筒絞り成形の場合などに、特に優れた成形性を発揮す
る。
４図に示す如く、通常温度巻取材ではどの鋼種も△ｒは
比較的小さいが、高温巻取材ではＴｉキルド鋼、隅キル
ド鋼では△ｒが非常に大きい。第４図に各鋼種のｒ値お
よびｒ値の面内異方性の代表値を示したが、Ｔｉキルド
鋼、隅キルト９鋼のｒ４１’は特に高温巻取材で非常に
低く、絞り成形時に問題となる可能性が高い。それに対
してＴｉ％ ？’Ｊｂ複合添加鋼は、Ｎｂキルド鋼のよ
うに低温巻取材のｒ値が極端に低いこともなくかつ異方
性が極めて小さく、ｒｌｌ、ｒｏに比較してｒ４，０は
ほとんど等しいかあるいはわずかに小さい値を示し、四
角筒絞り成形の場合などに、特に優れた成形性を発揮す
る。
第７図は、冷間圧延率を変化させた場合のｒ値の挙動を
示したものである。図中ａ；巻取温度７２０℃、ｂ；巻
取温度６２０℃の例である。
示したものである。図中ａ；巻取温度７２０℃、ｂ；巻
取温度６２０℃の例である。
ＴｉＸＮｂ複合添加鋼はｒ値の異方性がＴｉキルトゞ鋼
、Ｎｂキルド鋼に比べて著しく低いのは既に述べた通り
であるが、この特性は冷延率の大小によらず認められる
ものである。さらにＴｉ、Ｎｂ添加鋼はＴｉキルド鋼、
Ｎｂキルト８鋼と比較して、低い冷延率でも比較的高い
ｒ値を有し、実操業の面からも優れた鋼種であると言え
る。
、Ｎｂキルド鋼に比べて著しく低いのは既に述べた通り
であるが、この特性は冷延率の大小によらず認められる
ものである。さらにＴｉ、Ｎｂ添加鋼はＴｉキルド鋼、
Ｎｂキルト８鋼と比較して、低い冷延率でも比較的高い
ｒ値を有し、実操業の面からも優れた鋼種であると言え
る。
また第２表に示す如く、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼は優れた
加工硬化係ａｎ値を有し １ｌｌｉキルド鋼、 □隅
キルド鋼と同様に非時効性を示している。
加工硬化係ａｎ値を有し １ｌｌｉキルド鋼、 □隅
キルド鋼と同様に非時効性を示している。
実施例２ 躯
第３表は本発明鋼及び比較のために用いた供 ０試
鋼の成分組成を示したものである。 城上
記の供試鋼は、本願発明のＴｉＮ ？’Ｊｂ複合添〃ｌ
鋼、従来の１゛ｉキルト９鋼、隅キルト９鋼゛に合金元
素（主としてＰ）を添加して高強度化したものである。
第３表は本発明鋼及び比較のために用いた供 ０試
鋼の成分組成を示したものである。 城上
記の供試鋼は、本願発明のＴｉＮ ？’Ｊｂ複合添〃ｌ
鋼、従来の１゛ｉキルト９鋼、隅キルト９鋼゛に合金元
素（主としてＰ）を添加して高強度化したものである。
これらの鋼を熱間仕上げ温度９１０℃、巻取温度７２０
℃で板厚４．０ｍｍに熱間圧延し、０８酊まで冷間圧延
した後、第３図に示す焼鈍サイク′ルを用いて連続焼鈍
ラインにて焼鈍した。
℃で板厚４．０ｍｍに熱間圧延し、０８酊まで冷間圧延
した後、第３図に示す焼鈍サイク′ルを用いて連続焼鈍
ラインにて焼鈍した。
このようにして得た冷延鋼板の材質試験結果を第４表に
示す。
示す。
第８図は各供試鋼のコイル長方向の材質特性値の分布を
示したものである。図中Ａ ： Ｔｉ −、Ｎｂ複合添
加鋼（供試鋼８．９）、Ｂ；Ｔｉキルド鋼０１）、Ｃ：
Ｎｂキルド鋼α０）について示した。第４表、第８図か
ら次のことが明らかである。
示したものである。図中Ａ ： Ｔｉ −、Ｎｂ複合添
加鋼（供試鋼８．９）、Ｂ；Ｔｉキルド鋼０１）、Ｃ：
Ｎｂキルド鋼α０）について示した。第４表、第８図か
ら次のことが明らかである。
Ｔｉキルド鋼にＰを添加した場合には、Ｔｉ、Ｎｂ添加
鋼、Ｎｂキルド鋼に比べてコイル中心部でｒ値が約０２
劣るという欠点を有する。またＴｉキルド鋼にＰ添加し
た場合には、第５図に示した二次加工割れ発生温度がさ
らに上昇する傾向を示した。Ｎｂキルド鋼では、コイル
端部の材質劣化が著しい。これらの従来鋼に比較して、
Ｔｉ、Ｎｂｂ４ＪＥ合添加鋼は、ｒ値のレベルは、コイ
ル長方向中心部で隅キルト９鋼と同等に高く、コイル長
方向の材質分布は、Ｔｉキルド鋼と同様に極めて均一で
ある。さらにｒ値の異方性が極めて小さいという、Ｔｉ
キルド鋼、隅キルド鋼にない優れた特性を有している。
鋼、Ｎｂキルド鋼に比べてコイル中心部でｒ値が約０２
劣るという欠点を有する。またＴｉキルド鋼にＰ添加し
た場合には、第５図に示した二次加工割れ発生温度がさ
らに上昇する傾向を示した。Ｎｂキルド鋼では、コイル
端部の材質劣化が著しい。これらの従来鋼に比較して、
Ｔｉ、Ｎｂｂ４ＪＥ合添加鋼は、ｒ値のレベルは、コイ
ル長方向中心部で隅キルト９鋼と同等に高く、コイル長
方向の材質分布は、Ｔｉキルド鋼と同様に極めて均一で
ある。さらにｒ値の異方性が極めて小さいという、Ｔｉ
キルド鋼、隅キルド鋼にない優れた特性を有している。
このように合金元素を添加して高強度化した場合にも、
本発明鋼の優位性が明らかとなった。
本発明鋼の優位性が明らかとなった。
実施例３
第１表、第３表に示す供試鋼のうち２．３．５．６．８
．１０．１１について、実施例２の場合と同一条件にて
冷間圧延まで行なった後、第９図に示す焼鈍サイクルを
用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。図中８００〜８
５０℃Ｘ９０ｓｅｃ保定し、（ａ）、約４５０℃まで冷
却速度３〜１００℃鷹で冷却しくｂ）、亜鉛浴４５０〜
５００℃（ｃ）で処理し、（イ）、（ロ）は約５００〜
５６０℃で合金化処理（ｄ）を示す。（イ）のサイクル
は合金化処理を行なわない場合に相当し、（ロ）は合金
化処理を行なって合金化亜鉛めっき鋼板を製造する場合
である。
．１０．１１について、実施例２の場合と同一条件にて
冷間圧延まで行なった後、第９図に示す焼鈍サイクルを
用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。図中８００〜８
５０℃Ｘ９０ｓｅｃ保定し、（ａ）、約４５０℃まで冷
却速度３〜１００℃鷹で冷却しくｂ）、亜鉛浴４５０〜
５００℃（ｃ）で処理し、（イ）、（ロ）は約５００〜
５６０℃で合金化処理（ｄ）を示す。（イ）のサイクル
は合金化処理を行なわない場合に相当し、（ロ）は合金
化処理を行なって合金化亜鉛めっき鋼板を製造する場合
である。
合金化処理の有無により、機械的性質はほとんど影響を
受けなかったが、第５表に（ロ）の合金化処理を行なっ
た場合の材質特性値を示す。
受けなかったが、第５表に（ロ）の合金化処理を行なっ
た場合の材質特性値を示す。
各供試鋼の材質特性値は、実施例１、実施例２で得られ
たものとほぼ同等の傾向を示し、溶融叱鉛めっき鋼板と
しても、本発明鋼が極めて優れていることを表わすもの
である。
たものとほぼ同等の傾向を示し、溶融叱鉛めっき鋼板と
しても、本発明鋼が極めて優れていることを表わすもの
である。
合金化亜鉛めっき鋼板の場合は、合金化が過度に進行す
ると、脆弱な合金層が成長してプレス成形時にパウダリ
ングを引き起こす危険性が存在する。
ると、脆弱な合金層が成長してプレス成形時にパウダリ
ングを引き起こす危険性が存在する。
第６表は、奇鋼種とも製造した１０コイルに′つき、谷
１０ケ所、計１００ケ所からサンプルを切り出し、パウ
ダリング試練を行なった結果を示したものである。
１０ケ所、計１００ケ所からサンプルを切り出し、パウ
ダリング試練を行なった結果を示したものである。
第６表
１廂考本発邦綱 〃 比較鋼 ｌ ；本発明鋼１比
較鋼１ 〃１１ Ｔｉキルド鋼は、Ｔｉが地鉄と溶融亜鉛の合金化を促進
して過合金化を助長するためにパウダリング発生率が非
常に高い。本発明の１．”ｉｚ Ｎｂ複合添加鋼では疵
キルド鋼とほぼ同等のレベルにあり、耐パウダリング性
に優れており この点からも良好な合金化亜鉛めっき鋼
板素材と（〜て最適である。
較鋼１ 〃１１ Ｔｉキルド鋼は、Ｔｉが地鉄と溶融亜鉛の合金化を促進
して過合金化を助長するためにパウダリング発生率が非
常に高い。本発明の１．”ｉｚ Ｎｂ複合添加鋼では疵
キルド鋼とほぼ同等のレベルにあり、耐パウダリング性
に優れており この点からも良好な合金化亜鉛めっき鋼
板素材と（〜て最適である。
以上のようにＴｉ５Ｎｂを複合添加することによりＴｉ
ＭＮｂをそれぞれ単独に添加した材料では得られない種
々の優れた特性が得られることになり、本発明の新規性
が示された。
ＭＮｂをそれぞれ単独に添加した材料では得られない種
々の優れた特性が得られることになり、本発明の新規性
が示された。
第１図はＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼の材質特性に及ぼすＴｉ
量の影響を示す説明図、第２図はＴｓ、め複合添加鋼の
材質特性に及ぼす隅量の影響を示す説明図、第３図は焼
鈍サイクルを示す説明図、第４図はコイル長方向の材質
試験値の分布を示す説明図、第５図は二次加工割れ発生
温度を示す説明図、第６図はｒ値およびｒ値の異方性を
示す説明図、第７図はｒ値の冷闇圧延率依存性を示す説
明図、第８図はコイル長方向の材質試験値の分布を示す
説明図、第９図は焼鈍ザイクルを示す説明図、である。 亭２回 め（％） 卒３面 卒４図 τ′ ％１ ン’ Ｍ ＊ ｔ “）ζ−） ｌｚＸ
＊（％） ４Ｘ率ｔｉ＋埠９図 時間 手続補正書（自発） 昭和５７年１月２８日 特許庁長官 島 田春樹 殿 １、事件の表示 昭和５６年特許願第２０６ｉ１７３号
２発明の名称 超深絞り用鋼板の製造方法３補正をする
者 事件との関係 特許出願人性 所 東京都千代田
区大手町２丁目６番３号名 称 （６６５） 新日
本製鐵株式食紅代表者 武 １） 豊 ４、代 理 人 住 所 東京都中央区日本橋３丁目３番３号５、補正
命令の日付 昭和 年 月 日（発送日）１ 明
細潜２０頁１２行目「第４図」を「第６図」と訂正する
。 ２ 明細書２０頁下から１行目、 「わずかに小さい値を示し」を、［わずかに大きい値を
示し」 と訂正する。 ；３、明細書２６頁上から６行目 ℃ ［図中８００〜８５０ Ｘ９０ Ｊを「図中８００
〜８５０°Ｃｘ ３ ｏ”Ｊ ト訂正ｆ ル。 ４ 図［ｆのうち第４図を別紙の通り訂正する。 ］ 箒４図 コイル長方ｉ司 ゴイ）し 前端 □ 中・い部 循備 手続補正書（自発） 昭和５７年９月阿日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 Ｉ事件の表示 昭和５６年特許願第２０６１７３号２発
明の名称 超深絞り用鋼板の製造方法３補正をする者
事件との関係 特許出願人住 所 東京都千代田区大
手町２丁目６番３号名 称 （６６５） 新日本製
鐵株式食紅代表者 武 １） 豊 ４代 理 人 住 所 東京都中央区日本橋３丁目３番３号加藤ビル
４Ｆ 氏 名 （６１９３）弁理士 茶野木 立 夫ｌ 特
許請求の範囲を別紙の通シ補正する。 ２、明細書６頁１９行 「主としてＮｂ によってＮ’
ｂＯＪを［（Ｔｉ、Ｎｂ）ｃの複合炭化物」に補正する
。 ３ 同９頁９行 「しかし」を削除する。 ４゜ 同９頁１２行 「Ｔｉは Ｎとの当量以上は添加
しないことが望ましいが、」を削除する。 ５ 同９頁２０行 ｒｏ、０４％を超えない」を「０．
００３％以上で０．０２５％未満の」に補正する。 ６ 同１０頁乃至２２頁全文を次の通り補正する。 Ｎｂ （％ｌ／ｃ （％） ＜ ２．３３では（Ｔｉ、
Ｎｂ）Ｏの複合炭化物を形成しないで固溶Ｃが残存し、
非時効性の鋼板が得られないという問題があシ、またＮ
ｂ量０．０２５％ では材質特性値は、従来のＮｂキル
ド鋼に類似の挙動を示し、再結晶温度が上昇し、コイル
前後端部の材質劣化が大きくな９、本発明の原理からは
ずれることになる。 第１図、第２図はＴｉ、Ｎｂ量の関係から本発明の範囲
を示し次ものである。 第１図はＮｂｉを一定量（０，０２２％）に固定し、Ｔ
ｉ、−Ｉｆを変化させた場合の材質特性値である。 ｃ；０．００５．Ｓｉ；０．０１．Ｍｎ；０．２５．Ｐ
； ０．０２． Ｓ ； ０．０１． Ｓｏｆ、Ａ
ｇ； ０．０６． Ｎ ；０．００５（各％）の試料
について熱間圧延で７２０℃巻取全巻取い、ａ；コイル
長方向中心部、ｂ；コイル前後端部を示した。Ｔｉ量が
Ｎを固定するために不十分な量の場合、即ち４８／１４
（Ｎ（％）−０，００２％〕〉Ｔ１の場合には、コイル
前後端部の材質劣化が大きく、またｒ値の異方性は、
Ｎｂを微量添加した極低炭素鋼のｒ値の特性を示してお
り−Ｔｉ、 Ｎ’ｂ複合添加の効果が小さい。逆にＴ１
を、Ｏ，Ｎに対して当量以上添加した場合には、コイル
前後端部の材質劣化は非常に小さいが、ｒ値の異方性は
Ｔ１キルドのそれとほとんど等しいものとなる。即ちＴ
ｉを適当量添加した場合にのみ、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加に
よる集合組織改善効果が現われ、極めて異方性の小さい
優れたｒ値特性を示すものである。このような優れたｒ
値の等方性は、Ｔｉ、Ｎｂの複合添加を必須とするもの
で、Ｔｉ、Ｎｂ単独添加鋼では得られない集合組織によ
るものである。 第２図はＴｉ量をＮ固定するに十分な蓄だけ一定量（０
，０２％）添加し−Ｗｂ添加量を変化させた場合の材質
特性を示したものである。試料の化学成分は第１図とほ
ぼ同一の水準のものである。Ｎｌ）量がＯ量に対して低
すぎる場合には、第１図と同様単なる極低炭素鋼に類似
の特徴を示し、４５°方向のｒ値が極めて小さく、異方
性が非常に犬まいっさらにコイル前後端部の材質劣化が
大きく、非時効性が得られないのは第１図の場合と同様
である。Ｎｂ量が０．０２５％を超えると、ｒ値の異方
性は同じ傾向であるが、ｒ。 の値が低くなる欠点が現われ、コイル長前後端部の材質
劣化が極めて大きいという廟キルド鋼特有の特性に類似
する。第２図からもＴｉ、Ｎｂの適当な複合添加によっ
てのみ、ｒ値の異方性が極めて小さく、コイル長方向の
材質が均一な優れた特性が得られる。このような特性は
、Ｔｉ。 Ｎｌ） 単独添加鋼では得られず、Ｔｉ、 Ｎｂの
複合添加が必須であることを示すものである。このよう
にＮｂ単独添加に比べて巻取温度に依存せず。 高い安定した材質が出ること、及びＴ１単独添加に比べ
て少ない合金元素添加量でも高い材質が得られるのは次
のような理由による。 本発明範囲のように、Ｔ１とＮｂの添加量をバランスよ
く含んだ場合には（Ｔ１．Ｎｂ）ｃの複合析出物が出来
るが、これはＴｉＣ，ＮｂＯに比べて析出開始温度が高
く、大きな析出物として析出するので巻取温度が低くと
も良好な再結晶挙動を示すものと思われる。これが結果
的に等方向なｒ値につながっていると考えられる。それ
に対してＮｂ添加鋼、又はＮｂ量０．０２５％添加した
場合は生成するのはＮｂＣであシ１巻取温度によって析
出状態が大きく変化して、低温巻取の場合は、微細なＮ
ｂＯが連続焼鈍時の再結晶温度を上げるために材質は大
きく劣化する。またＴ１ の単独添加では、 Ｔｉと
Ｏ＋Ｎの原子比を１以上にしなければ材質は大きく劣化
するが。 これはＴｉ量を多くしなければＴｉｅの析出か熱延板中
で十分に起らずに、連続焼鈍時に微細に析出するために
硬質でかつ延性が劣化するものと思われる。 以上詳述したようにＮｂ（０，０２５％にして。 Ｎｌ）とＴ１を複合添加した場合に、延性に優れてかつ
深絞り性に優れた鋼板が得られるのである。 −以上述べた如く１本発明鋼の成分範囲は、Ｔ１添加量
は鋼中のＮ量に依存し、Ｔｉ（（６）＞ ４８／１４（
Ｎ（坤−０，００２％〕かつＴｉ（銹＜ ［： ４８／
１２０（（５）＋４８／１４Ｎ（（６）〕を満たす量含
有し、め添加量は鋼中Ｃ量で決まシ、Ｎｂ（（６）＞
０．３ Ｘ ９３／１２ Ｃ−２’；３３０（％Ｄかつ
０．００３％≦Ｎｂ （％） ＜ ０．０２５ ％を満
たす量含有するというものである。 Ｔｉ、Ｎｂ以外の成分範囲はｃ：ｏ、ｏｏ７％以下、
ｓｌ： ｏ、ｓ％以下、 Ｍｎ ： １．０％以下、Ｐ
：０．１０％以下、ＡＡ：０．０１〜０．１％、Ｎ：８
０ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物から成るものであ
る。 Ｃ量が多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ量がそれ
だけ予＜必要とな９− （Ｔコ−、Ｎｂ ：ｌ Ｏの
生成量が増えるため、結晶粒の成長を明害し、ｒ値の低
下、降伏強度の上昇、伸びの低下を導く。このため超深
絞υ性鋼板の製造という観点からＣは０．００７チ以下
とする。 Ｓｌ は溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合。 めっき層皮嘆の密着性を低下させる傾向を有するため０
．８％以下とする。特に合金化処理を実施しない場合に
は０．３％以下が望ましい。 Ｍｎ は多量に加えるとｒ値の劣化が著しいため１．
０％を上限とするが、高ｒ値の観点から低い方が望まし
い。 本発明鋼は、Ｔｉ、Ｎｂの複合添加により二次加工割れ
を起こし難いが、Ｐが多量に含まれると１粒界偏析量が
多くなシ１粒界を脆化させ。 二次加工割れを助長するため、Ｐの上限を０．１頭とす
る。 ＭはＴｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、少
量すぎる場合には、′Ｍによる脱酸が十分に行なわれず
、Ｔｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔｉ、Ｎｌ）の
歩留低下が著しくなる。逆に多量に加えると Ａ１２ｏ
、介在物が増加して好ましくない。以上の理由により−
Ａｌは０．０１〜０．１チとする。 Ｎは’Ｉ’ｉＮとしてＴ１に固定されるが、Ｎ含有量が
多いと必要Ｔｉｔが増加し好ましくない。このためＮは
８０ ｐｐｍ以丁とする。 以下、実施例について述べる。 実施例１ 第１表は本発明鋼および比較のために用いた供試鋼の化
学成分を示したものである。 １ 上記の供試鋼を熱間仕上げ温度９１０℃、巻取温度７２
０℃ｊ ６２０℃の２水準で、板厚４．０１＠に熱間圧
延し、Ｏ，Ｂｗｍまで冷間圧延した後、第３図に示す焼
鈍サイクルを用いて連続焼鈍ラインにて焼鈍した。即ち
８００〜８５０℃Ｘ ３０ ｓｅｃ保定し、約４００′
Ｃｔでの冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃとした。 このようにして得た冷延鋼板の材質試験結果を第２表に
示す。第２表（１）は巻取温度７２０ ℃。 第２表（２）は巻取温度６２０℃の例である。 第４図は供試鋼のコイル長方向の機械的性質の分布の概
略を示したものである。図中Ａ；Ｔｌ。 Ｎｂ 添加鋼（供試ｆｉ２）Ｂ；’ｒｉＴｉキルド鋼
）Ｃ；Ｎｂキルド鋼（４）を示し、 ａ；巻取温度’７
２０℃、ｂ；巻取温度６２０℃の例である。 第２表および第２図から本発明のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼
が従来のＴ１キルド鋼、Ｎｂキルド鋼に比較して極めて
優れた材質特性を有することが明らかである。 Ｎｂ キルド鋼は通常の６２０℃の巻取温度では再結
晶温度が非常に高くなり、結果として降伏強度が高く、
伸びが低い。巻取温度７２０℃の高温巻取材においても
、コイル端部では冷却速度か大きいため１通常巻取材に
近い材質となっており、極めて歩留が低いという結果を
得た・これに対して、 Ｔｉキルド鋼はＯ，Ｎを析出さ
せるのに十分なＴ１を添加した場合（６）に杜、コイル
長方向に優れた材質の均一性を有す。しかし。 Ｔ１ 添加量がＣｌ、 Ｎを析出させる量よシも不
足する場合、即ちＴ１／ｃ−＋−Ｎ（原子比）〈１の場
合（７）ｌ−ハ著しく材質が劣化する。これに対し、
Ｔｊ、。 Ｎｂ 複合添加鋼は、十分なＴ１量を添加したＴ１キ
ルド鋼とほぼ同様の優れた材質の均一性を示した。 次に二次加工割れの試験（絞シ比３．Ｏ）を行なった結
果、第５図に示すごとく、Ｔｉキルド鋼は割れ発生温度
がＮｂキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｌ）添加鋼に比較して約３０
℃高いという欠点を有することが明らかになった。これ
に対し、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼はＮｂキルド鋼と同等の良好
なレベルである。 しかしながら１箱焼鈍材のように焼鈍後の冷却速度が遅
い場合には、冷却中にＰの粒界偏析が起こって脆性発生
温度が高くなるので１本発明鋼は連続焼鈍で製造するこ
とが必要である。 さらに特筆すべき点はｒ値の異方性に関してである。第
４図に示す如く１通常温度巻取材ではどの鋼種もΔｒは
比較的小さいが、高温巻取材ではＴ１キルド鋼、Ｎｂキ
ルド鋼ではΔｒが非常に大きい。第６図に各鋼種のｒ値
およびｒ値の面内異方性の代表値を示したが、 ’Ｉ’
ｉキルド鋼。 Ｎｂ キルド鋼のｒ４５’は特に高温巻取材で非常に
低く、絞り成形時に問題となる可能性が高い。 それに対してＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼は、Ｎｂキルド鋼の
ように低温巻取材の７値が極端に低いこともなくかつ異
方性が極めて小さく −ｒＬｚ ｒｃに比較してＴ４
５゜はほとんど等しいかあるいはわずかに大永い値を示
し、四角筒絞り成形の場合などに、特に優れた成形性を
発揮する。 第７図は、冷間圧延率を変化させた場合のｒ値の挙動を
示したものである。図中ａ；巻取温度７２０℃、ｂ；巻
取温度６２０℃の例である。 Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼はｒ値の異方性がＴ１キルド鋼、
Ｎｂキルド鋼に比べて著しく低いのは既に述べた通シ
であるが、この特性は冷延率の大小によらず認められる
ものである。さらにＴｉ、 Ｎｂ添加鋼はＴ１キルド
鋼、Ｎｂキルド鋼と比較して。 低い冷延率でも比較的高いｒ値を有し、実操業の面から
も優れた鋼種であると言える。 また第２表に示す如＜−Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼は優れた
加工硬化係数ｎ値を有し、Ｔ１キルド鋼。 Ｎｂ キルド鋼と同様に非時効性を示している。 実施例２ 第３表は本発明鋼及び比較のために用いた供試鋼の成分
組成を示したものである。 ７、同２６頁６行 ｒ９０ｓｅｃＪを「３０ｓｅｃＪに
補正する。 ８ 第１図、第２図及び第５図を別図の通シ補正する。 別紙 ２、特許請求の範囲 ｃ：ｏ、ｏｏ７％以下、Ｓｉ：０．８％以下、 Ｍｎ
：１．０％以下、Ｐ：Ｏ，１％以下、Ａ１：０．０１〜
０．１チ、Ｎ：８０ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物
から成シ、かつＴ１とＮｂを添加し、 Ｔｉは４８ ／
１４（Ｎ（罰−０，００２％〕＜Ｔｉ、かつＴＩ （
％） ＜ （４，０００（９６）−４−３，４３Ｎ（坤
〕を満たす範囲内で含有し。 Ｎｂ はＮｂ（→＞２．３３０（鉤で、かつ０．００３
チ以上で０．０２５チ未満の量添加した成分の鋼を、熱
間圧延および冷間圧延後、７００℃以上Ａｃ３変態点以
下の温度で連続焼鈍することを特徴とする超深絞シ用鋼
板の製造方法。 扇１図 １）、１）ρ５ σ、６／ θ、θ２６．ρ３
σθ４Ｔｉ（ｚ＞ 扇２図 Ｎｂ（ｙ、） 腺、Ｓ図 （Ａ） （４） （２）
量の影響を示す説明図、第２図はＴｓ、め複合添加鋼の
材質特性に及ぼす隅量の影響を示す説明図、第３図は焼
鈍サイクルを示す説明図、第４図はコイル長方向の材質
試験値の分布を示す説明図、第５図は二次加工割れ発生
温度を示す説明図、第６図はｒ値およびｒ値の異方性を
示す説明図、第７図はｒ値の冷闇圧延率依存性を示す説
明図、第８図はコイル長方向の材質試験値の分布を示す
説明図、第９図は焼鈍ザイクルを示す説明図、である。 亭２回 め（％） 卒３面 卒４図 τ′ ％１ ン’ Ｍ ＊ ｔ “）ζ−） ｌｚＸ
＊（％） ４Ｘ率ｔｉ＋埠９図 時間 手続補正書（自発） 昭和５７年１月２８日 特許庁長官 島 田春樹 殿 １、事件の表示 昭和５６年特許願第２０６ｉ１７３号
２発明の名称 超深絞り用鋼板の製造方法３補正をする
者 事件との関係 特許出願人性 所 東京都千代田
区大手町２丁目６番３号名 称 （６６５） 新日
本製鐵株式食紅代表者 武 １） 豊 ４、代 理 人 住 所 東京都中央区日本橋３丁目３番３号５、補正
命令の日付 昭和 年 月 日（発送日）１ 明
細潜２０頁１２行目「第４図」を「第６図」と訂正する
。 ２ 明細書２０頁下から１行目、 「わずかに小さい値を示し」を、［わずかに大きい値を
示し」 と訂正する。 ；３、明細書２６頁上から６行目 ℃ ［図中８００〜８５０ Ｘ９０ Ｊを「図中８００
〜８５０°Ｃｘ ３ ｏ”Ｊ ト訂正ｆ ル。 ４ 図［ｆのうち第４図を別紙の通り訂正する。 ］ 箒４図 コイル長方ｉ司 ゴイ）し 前端 □ 中・い部 循備 手続補正書（自発） 昭和５７年９月阿日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 Ｉ事件の表示 昭和５６年特許願第２０６１７３号２発
明の名称 超深絞り用鋼板の製造方法３補正をする者
事件との関係 特許出願人住 所 東京都千代田区大
手町２丁目６番３号名 称 （６６５） 新日本製
鐵株式食紅代表者 武 １） 豊 ４代 理 人 住 所 東京都中央区日本橋３丁目３番３号加藤ビル
４Ｆ 氏 名 （６１９３）弁理士 茶野木 立 夫ｌ 特
許請求の範囲を別紙の通シ補正する。 ２、明細書６頁１９行 「主としてＮｂ によってＮ’
ｂＯＪを［（Ｔｉ、Ｎｂ）ｃの複合炭化物」に補正する
。 ３ 同９頁９行 「しかし」を削除する。 ４゜ 同９頁１２行 「Ｔｉは Ｎとの当量以上は添加
しないことが望ましいが、」を削除する。 ５ 同９頁２０行 ｒｏ、０４％を超えない」を「０．
００３％以上で０．０２５％未満の」に補正する。 ６ 同１０頁乃至２２頁全文を次の通り補正する。 Ｎｂ （％ｌ／ｃ （％） ＜ ２．３３では（Ｔｉ、
Ｎｂ）Ｏの複合炭化物を形成しないで固溶Ｃが残存し、
非時効性の鋼板が得られないという問題があシ、またＮ
ｂ量０．０２５％ では材質特性値は、従来のＮｂキル
ド鋼に類似の挙動を示し、再結晶温度が上昇し、コイル
前後端部の材質劣化が大きくな９、本発明の原理からは
ずれることになる。 第１図、第２図はＴｉ、Ｎｂ量の関係から本発明の範囲
を示し次ものである。 第１図はＮｂｉを一定量（０，０２２％）に固定し、Ｔ
ｉ、−Ｉｆを変化させた場合の材質特性値である。 ｃ；０．００５．Ｓｉ；０．０１．Ｍｎ；０．２５．Ｐ
； ０．０２． Ｓ ； ０．０１． Ｓｏｆ、Ａ
ｇ； ０．０６． Ｎ ；０．００５（各％）の試料
について熱間圧延で７２０℃巻取全巻取い、ａ；コイル
長方向中心部、ｂ；コイル前後端部を示した。Ｔｉ量が
Ｎを固定するために不十分な量の場合、即ち４８／１４
（Ｎ（％）−０，００２％〕〉Ｔ１の場合には、コイル
前後端部の材質劣化が大きく、またｒ値の異方性は、
Ｎｂを微量添加した極低炭素鋼のｒ値の特性を示してお
り−Ｔｉ、 Ｎ’ｂ複合添加の効果が小さい。逆にＴ１
を、Ｏ，Ｎに対して当量以上添加した場合には、コイル
前後端部の材質劣化は非常に小さいが、ｒ値の異方性は
Ｔ１キルドのそれとほとんど等しいものとなる。即ちＴ
ｉを適当量添加した場合にのみ、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加に
よる集合組織改善効果が現われ、極めて異方性の小さい
優れたｒ値特性を示すものである。このような優れたｒ
値の等方性は、Ｔｉ、Ｎｂの複合添加を必須とするもの
で、Ｔｉ、Ｎｂ単独添加鋼では得られない集合組織によ
るものである。 第２図はＴｉ量をＮ固定するに十分な蓄だけ一定量（０
，０２％）添加し−Ｗｂ添加量を変化させた場合の材質
特性を示したものである。試料の化学成分は第１図とほ
ぼ同一の水準のものである。Ｎｌ）量がＯ量に対して低
すぎる場合には、第１図と同様単なる極低炭素鋼に類似
の特徴を示し、４５°方向のｒ値が極めて小さく、異方
性が非常に犬まいっさらにコイル前後端部の材質劣化が
大きく、非時効性が得られないのは第１図の場合と同様
である。Ｎｂ量が０．０２５％を超えると、ｒ値の異方
性は同じ傾向であるが、ｒ。 の値が低くなる欠点が現われ、コイル長前後端部の材質
劣化が極めて大きいという廟キルド鋼特有の特性に類似
する。第２図からもＴｉ、Ｎｂの適当な複合添加によっ
てのみ、ｒ値の異方性が極めて小さく、コイル長方向の
材質が均一な優れた特性が得られる。このような特性は
、Ｔｉ。 Ｎｌ） 単独添加鋼では得られず、Ｔｉ、 Ｎｂの
複合添加が必須であることを示すものである。このよう
にＮｂ単独添加に比べて巻取温度に依存せず。 高い安定した材質が出ること、及びＴ１単独添加に比べ
て少ない合金元素添加量でも高い材質が得られるのは次
のような理由による。 本発明範囲のように、Ｔ１とＮｂの添加量をバランスよ
く含んだ場合には（Ｔ１．Ｎｂ）ｃの複合析出物が出来
るが、これはＴｉＣ，ＮｂＯに比べて析出開始温度が高
く、大きな析出物として析出するので巻取温度が低くと
も良好な再結晶挙動を示すものと思われる。これが結果
的に等方向なｒ値につながっていると考えられる。それ
に対してＮｂ添加鋼、又はＮｂ量０．０２５％添加した
場合は生成するのはＮｂＣであシ１巻取温度によって析
出状態が大きく変化して、低温巻取の場合は、微細なＮ
ｂＯが連続焼鈍時の再結晶温度を上げるために材質は大
きく劣化する。またＴ１ の単独添加では、 Ｔｉと
Ｏ＋Ｎの原子比を１以上にしなければ材質は大きく劣化
するが。 これはＴｉ量を多くしなければＴｉｅの析出か熱延板中
で十分に起らずに、連続焼鈍時に微細に析出するために
硬質でかつ延性が劣化するものと思われる。 以上詳述したようにＮｂ（０，０２５％にして。 Ｎｌ）とＴ１を複合添加した場合に、延性に優れてかつ
深絞り性に優れた鋼板が得られるのである。 −以上述べた如く１本発明鋼の成分範囲は、Ｔ１添加量
は鋼中のＮ量に依存し、Ｔｉ（（６）＞ ４８／１４（
Ｎ（坤−０，００２％〕かつＴｉ（銹＜ ［： ４８／
１２０（（５）＋４８／１４Ｎ（（６）〕を満たす量含
有し、め添加量は鋼中Ｃ量で決まシ、Ｎｂ（（６）＞
０．３ Ｘ ９３／１２ Ｃ−２’；３３０（％Ｄかつ
０．００３％≦Ｎｂ （％） ＜ ０．０２５ ％を満
たす量含有するというものである。 Ｔｉ、Ｎｂ以外の成分範囲はｃ：ｏ、ｏｏ７％以下、
ｓｌ： ｏ、ｓ％以下、 Ｍｎ ： １．０％以下、Ｐ
：０．１０％以下、ＡＡ：０．０１〜０．１％、Ｎ：８
０ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物から成るものであ
る。 Ｃ量が多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ量がそれ
だけ予＜必要とな９− （Ｔコ−、Ｎｂ ：ｌ Ｏの
生成量が増えるため、結晶粒の成長を明害し、ｒ値の低
下、降伏強度の上昇、伸びの低下を導く。このため超深
絞υ性鋼板の製造という観点からＣは０．００７チ以下
とする。 Ｓｌ は溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合。 めっき層皮嘆の密着性を低下させる傾向を有するため０
．８％以下とする。特に合金化処理を実施しない場合に
は０．３％以下が望ましい。 Ｍｎ は多量に加えるとｒ値の劣化が著しいため１．
０％を上限とするが、高ｒ値の観点から低い方が望まし
い。 本発明鋼は、Ｔｉ、Ｎｂの複合添加により二次加工割れ
を起こし難いが、Ｐが多量に含まれると１粒界偏析量が
多くなシ１粒界を脆化させ。 二次加工割れを助長するため、Ｐの上限を０．１頭とす
る。 ＭはＴｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、少
量すぎる場合には、′Ｍによる脱酸が十分に行なわれず
、Ｔｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔｉ、Ｎｌ）の
歩留低下が著しくなる。逆に多量に加えると Ａ１２ｏ
、介在物が増加して好ましくない。以上の理由により−
Ａｌは０．０１〜０．１チとする。 Ｎは’Ｉ’ｉＮとしてＴ１に固定されるが、Ｎ含有量が
多いと必要Ｔｉｔが増加し好ましくない。このためＮは
８０ ｐｐｍ以丁とする。 以下、実施例について述べる。 実施例１ 第１表は本発明鋼および比較のために用いた供試鋼の化
学成分を示したものである。 １ 上記の供試鋼を熱間仕上げ温度９１０℃、巻取温度７２
０℃ｊ ６２０℃の２水準で、板厚４．０１＠に熱間圧
延し、Ｏ，Ｂｗｍまで冷間圧延した後、第３図に示す焼
鈍サイクルを用いて連続焼鈍ラインにて焼鈍した。即ち
８００〜８５０℃Ｘ ３０ ｓｅｃ保定し、約４００′
Ｃｔでの冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃとした。 このようにして得た冷延鋼板の材質試験結果を第２表に
示す。第２表（１）は巻取温度７２０ ℃。 第２表（２）は巻取温度６２０℃の例である。 第４図は供試鋼のコイル長方向の機械的性質の分布の概
略を示したものである。図中Ａ；Ｔｌ。 Ｎｂ 添加鋼（供試ｆｉ２）Ｂ；’ｒｉＴｉキルド鋼
）Ｃ；Ｎｂキルド鋼（４）を示し、 ａ；巻取温度’７
２０℃、ｂ；巻取温度６２０℃の例である。 第２表および第２図から本発明のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼
が従来のＴ１キルド鋼、Ｎｂキルド鋼に比較して極めて
優れた材質特性を有することが明らかである。 Ｎｂ キルド鋼は通常の６２０℃の巻取温度では再結
晶温度が非常に高くなり、結果として降伏強度が高く、
伸びが低い。巻取温度７２０℃の高温巻取材においても
、コイル端部では冷却速度か大きいため１通常巻取材に
近い材質となっており、極めて歩留が低いという結果を
得た・これに対して、 Ｔｉキルド鋼はＯ，Ｎを析出さ
せるのに十分なＴ１を添加した場合（６）に杜、コイル
長方向に優れた材質の均一性を有す。しかし。 Ｔ１ 添加量がＣｌ、 Ｎを析出させる量よシも不
足する場合、即ちＴ１／ｃ−＋−Ｎ（原子比）〈１の場
合（７）ｌ−ハ著しく材質が劣化する。これに対し、
Ｔｊ、。 Ｎｂ 複合添加鋼は、十分なＴ１量を添加したＴ１キ
ルド鋼とほぼ同様の優れた材質の均一性を示した。 次に二次加工割れの試験（絞シ比３．Ｏ）を行なった結
果、第５図に示すごとく、Ｔｉキルド鋼は割れ発生温度
がＮｂキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｌ）添加鋼に比較して約３０
℃高いという欠点を有することが明らかになった。これ
に対し、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼はＮｂキルド鋼と同等の良好
なレベルである。 しかしながら１箱焼鈍材のように焼鈍後の冷却速度が遅
い場合には、冷却中にＰの粒界偏析が起こって脆性発生
温度が高くなるので１本発明鋼は連続焼鈍で製造するこ
とが必要である。 さらに特筆すべき点はｒ値の異方性に関してである。第
４図に示す如く１通常温度巻取材ではどの鋼種もΔｒは
比較的小さいが、高温巻取材ではＴ１キルド鋼、Ｎｂキ
ルド鋼ではΔｒが非常に大きい。第６図に各鋼種のｒ値
およびｒ値の面内異方性の代表値を示したが、 ’Ｉ’
ｉキルド鋼。 Ｎｂ キルド鋼のｒ４５’は特に高温巻取材で非常に
低く、絞り成形時に問題となる可能性が高い。 それに対してＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼は、Ｎｂキルド鋼の
ように低温巻取材の７値が極端に低いこともなくかつ異
方性が極めて小さく −ｒＬｚ ｒｃに比較してＴ４
５゜はほとんど等しいかあるいはわずかに大永い値を示
し、四角筒絞り成形の場合などに、特に優れた成形性を
発揮する。 第７図は、冷間圧延率を変化させた場合のｒ値の挙動を
示したものである。図中ａ；巻取温度７２０℃、ｂ；巻
取温度６２０℃の例である。 Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼はｒ値の異方性がＴ１キルド鋼、
Ｎｂキルド鋼に比べて著しく低いのは既に述べた通シ
であるが、この特性は冷延率の大小によらず認められる
ものである。さらにＴｉ、 Ｎｂ添加鋼はＴ１キルド
鋼、Ｎｂキルド鋼と比較して。 低い冷延率でも比較的高いｒ値を有し、実操業の面から
も優れた鋼種であると言える。 また第２表に示す如＜−Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼は優れた
加工硬化係数ｎ値を有し、Ｔ１キルド鋼。 Ｎｂ キルド鋼と同様に非時効性を示している。 実施例２ 第３表は本発明鋼及び比較のために用いた供試鋼の成分
組成を示したものである。 ７、同２６頁６行 ｒ９０ｓｅｃＪを「３０ｓｅｃＪに
補正する。 ８ 第１図、第２図及び第５図を別図の通シ補正する。 別紙 ２、特許請求の範囲 ｃ：ｏ、ｏｏ７％以下、Ｓｉ：０．８％以下、 Ｍｎ
：１．０％以下、Ｐ：Ｏ，１％以下、Ａ１：０．０１〜
０．１チ、Ｎ：８０ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物
から成シ、かつＴ１とＮｂを添加し、 Ｔｉは４８ ／
１４（Ｎ（罰−０，００２％〕＜Ｔｉ、かつＴＩ （
％） ＜ （４，０００（９６）−４−３，４３Ｎ（坤
〕を満たす範囲内で含有し。 Ｎｂ はＮｂ（→＞２．３３０（鉤で、かつ０．００３
チ以上で０．０２５チ未満の量添加した成分の鋼を、熱
間圧延および冷間圧延後、７００℃以上Ａｃ３変態点以
下の温度で連続焼鈍することを特徴とする超深絞シ用鋼
板の製造方法。 扇１図 １）、１）ρ５ σ、６／ θ、θ２６．ρ３
σθ４Ｔｉ（ｚ＞ 扇２図 Ｎｂ（ｙ、） 腺、Ｓ図 （Ａ） （４） （２）
Claims (1)
- Ｃ：０．００７％以下、Ｓｔ ： Ｏ’、８ ％以下、
Ｍｎ：１、 ｏチ以下、Ｐ：０．１チ以下、Ａ１：０．
０１〜０．１チ、Ｎ：８０ｐｐｍ以下及び他の不可避的
不純物から成り、かつＴｉと隅を添加し、Ｔｉは４８／
１４（Ｎ（＠−ｏ、ｏ ０２チ） ＜ Ｔｔ ％かつＴ
ｉ （＠＜ （４，００Ｃ（＠＋ ３．４３ Ｎ（＠
）を満たす範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（＠＞ ２．３
３．ｃ（イ）で、かつ０．０４チを超えない量添加した
成分の鋼を、熱間圧延および冷間圧延後、７００℃以上
の温度で焼鈍することを特徴とする超深絞り用鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20617381A JPS58107414A (ja) | 1981-12-22 | 1981-12-22 | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20617381A JPS58107414A (ja) | 1981-12-22 | 1981-12-22 | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58107414A true JPS58107414A (ja) | 1983-06-27 |
| JPS6132375B2 JPS6132375B2 (ja) | 1986-07-26 |
Family
ID=16519011
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20617381A Granted JPS58107414A (ja) | 1981-12-22 | 1981-12-22 | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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