JPS59133324A - 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 - Google Patents
成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法Info
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- JPS59133324A JPS59133324A JP15353483A JP15353483A JPS59133324A JP S59133324 A JPS59133324 A JP S59133324A JP 15353483 A JP15353483 A JP 15353483A JP 15353483 A JP15353483 A JP 15353483A JP S59133324 A JPS59133324 A JP S59133324A
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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
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
この発明は、成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法
に関する。
に関する。
冷延鋼板の製造法は、周知のごとく、熱間仕上圧延機で
圧延した鋼板をダウンコイラで巻取った後、酸洗÷冷間
圧延令表面清浄−焼なまし・・・・・の各処理工程を経
て冷延鋼板を製造しているが、そ・の材質としては近年
リムド鋼に変って、アルミキμド鋼が使用されるように
なってきた。これは、高強度鋼素材であると共に成分偏
析にもとづく特性変動が少なく、しかも時効劣化し難い
特徴を有するのみならず、バッチ式焼なまし法ではその
材質中に固溶している窒素Ｎを焼なまし処理工程中に微
細なｋｌＮとして析出させて成形性（深絞シ性）の指数
として用いられるランクフォード値（以下上値と称す）
を高いレベルに持ちきたすことができるだめである。
圧延した鋼板をダウンコイラで巻取った後、酸洗÷冷間
圧延令表面清浄−焼なまし・・・・・の各処理工程を経
て冷延鋼板を製造しているが、そ・の材質としては近年
リムド鋼に変って、アルミキμド鋼が使用されるように
なってきた。これは、高強度鋼素材であると共に成分偏
析にもとづく特性変動が少なく、しかも時効劣化し難い
特徴を有するのみならず、バッチ式焼なまし法ではその
材質中に固溶している窒素Ｎを焼なまし処理工程中に微
細なｋｌＮとして析出させて成形性（深絞シ性）の指数
として用いられるランクフォード値（以下上値と称す）
を高いレベルに持ちきたすことができるだめである。
ところが、連続焼なまし法においては、このアルミキル
ド鋼の特徴であるところの餓細なＡ７Ｎの析出による上
値の向上が一般的に難しい。これは昇熱速度が速いため
、微細Ｎ！Ｈの析出後、再結晶が進行するという順序が
逆転又はこれに近い状態になることによる。これは、連
続焼なまし法において、ＡｔＮとしての析出効果が全く
得られない上に、再結晶粒成長をも阻害している。
ド鋼の特徴であるところの餓細なＡ７Ｎの析出による上
値の向上が一般的に難しい。これは昇熱速度が速いため
、微細Ｎ！Ｈの析出後、再結晶が進行するという順序が
逆転又はこれに近い状態になることによる。これは、連
続焼なまし法において、ＡｔＮとしての析出効果が全く
得られない上に、再結晶粒成長をも阻害している。
そこで、連続焼なまし法における、この上値の向上につ
いては近年、下記に示すような方法が提案されている。
いては近年、下記に示すような方法が提案されている。
すなわち、
１、熱間圧延後の鋼板の巻取シを、高温巻取りとするこ
とによシ、灰化物の凝集及びｋｅＮの大型析出物の析出
を施し、上値の向上と再結晶粒成長を図ったもの。
とによシ、灰化物の凝集及びｋｅＮの大型析出物の析出
を施し、上値の向上と再結晶粒成長を図ったもの。
２、連続炉での再結１焼なまし温度を通常より昇温させ
、その鋼板の組織をフェライト＋オーステナイト領域ま
で昇温して集合組織の改善を図シ、上値の向上を目積し
たもの□ ３、チタンを添加することによシ〒値の向上を図ったも
の等”がある。
、その鋼板の組織をフェライト＋オーステナイト領域ま
で昇温して集合組織の改善を図シ、上値の向上を目積し
たもの□ ３、チタンを添加することによシ〒値の向上を図ったも
の等”がある。
しかし、上記１．の高温巻取９を行うと、脱スケール性
や表面性状の悪化、結晶粒の粗大化、形状不良などが生
じ、冷延母材としては格落ちする。場合が多くなる。又
、２．の再結１焼なまし温度を上げると、連続炉に要す
る燃料原単位が増大し、コストアップとなる。又、３．
のチタンを添加すると、チタンは炭素と結合するため、
チタンの添加時はその際に真空脱炭□処理も施さねば々
らず、その処理とチタンの使用によシ、コストアップと
なるなどの欠点があった。
や表面性状の悪化、結晶粒の粗大化、形状不良などが生
じ、冷延母材としては格落ちする。場合が多くなる。又
、２．の再結１焼なまし温度を上げると、連続炉に要す
る燃料原単位が増大し、コストアップとなる。又、３．
のチタンを添加すると、チタンは炭素と結合するため、
チタンの添加時はその際に真空脱炭□処理も施さねば々
らず、その処理とチタンの使用によシ、コストアップと
なるなどの欠点があった。
この発明は、これらの方法をとらず、連続焼なまし過程
でのヒートパターンを一部変えることにより、上記の欠
点を解消し得る成形性のすく゛れた３５〜６０ Ｋｇ／
−クラスの高張力冷延鋼板の製造法を提案するものであ
る。
でのヒートパターンを一部変えることにより、上記の欠
点を解消し得る成形性のすく゛れた３５〜６０ Ｋｇ／
−クラスの高張力冷延鋼板の製造法を提案するものであ
る。
すなわち、この発明は
１、炭素０．１５％以下、けい素０．２０％以下、マン
ゴｙ０．４０〜３．０％、すん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０，１５％、窒素０．００２’５〜０
．０２％、残部実質的に鉄よシなる鋼を、通常の熱間圧
延を施して６００℃以下３００℃以上でコイルに巻取り
、酸洗後圧工率４０％以上８０％以下で冷間圧延を行っ
た後、３５０℃以上再結晶温度以下好ましくは４５０〜
５５０℃の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、引続き再
結晶温度以上８５０℃以下の温度域に短時間保持して再
結１焼なましを行い、次いで２００℃以下にいったん急
冷して再加熱後、２５０〜４５０℃の温度域で過時効処
理を施すことを特徴とする成形性のすく゛れた高張力冷
延鋼板の製造法。
ゴｙ０．４０〜３．０％、すん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０，１５％、窒素０．００２’５〜０
．０２％、残部実質的に鉄よシなる鋼を、通常の熱間圧
延を施して６００℃以下３００℃以上でコイルに巻取り
、酸洗後圧工率４０％以上８０％以下で冷間圧延を行っ
た後、３５０℃以上再結晶温度以下好ましくは４５０〜
５５０℃の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、引続き再
結晶温度以上８５０℃以下の温度域に短時間保持して再
結１焼なましを行い、次いで２００℃以下にいったん急
冷して再加熱後、２５０〜４５０℃の温度域で過時効処
理を施すことを特徴とする成形性のすく゛れた高張力冷
延鋼板の製造法。
２、上記第１項の成分に加えて、さらにクロム０．５％
以下、モリブデン０．３％以下のうちどちらか一方、又
は両方を含有することを特徴とする成形性のすぐれた高
張力冷延鋼板の製造法を要旨とする。
以下、モリブデン０．３％以下のうちどちらか一方、又
は両方を含有することを特徴とする成形性のすぐれた高
張力冷延鋼板の製造法を要旨とする。
まず、この発明について具体的に説明すると、第１図に
示すように、曲線ａはこの発明法の再結１焼なまし及び
過時効処理過程におけるヒートパターンの曲線を示し、
曲線ｂ（ｄｍ未来法再結１焼なまし及び過時効処理過程
におけるヒートパターンの曲線を示すもので、連続炉に
おいてコイルを連続的に焼なまし炉の中を通過させなが
ら連続焼なましを行うが、まず焼なまし初期の段階でい
ったん３５０℃以上〜再結晶温度以下の温度範囲の焼な
まし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ ）で１０〜６０秒程度短
時間保持する。との焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）
を施すことにより、冷延鋼板中の窒素をＡｔＮとして微
細に析出するようにしたものである。
示すように、曲線ａはこの発明法の再結１焼なまし及び
過時効処理過程におけるヒートパターンの曲線を示し、
曲線ｂ（ｄｍ未来法再結１焼なまし及び過時効処理過程
におけるヒートパターンの曲線を示すもので、連続炉に
おいてコイルを連続的に焼なまし炉の中を通過させなが
ら連続焼なましを行うが、まず焼なまし初期の段階でい
ったん３５０℃以上〜再結晶温度以下の温度範囲の焼な
まし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ ）で１０〜６０秒程度短
時間保持する。との焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）
を施すことにより、冷延鋼板中の窒素をＡｔＮとして微
細に析出するようにしたものである。
すなわち、アルミキルド鋼は冷延後の再結１焼なまし初
期段階においてＡＪＮを微細に析出させやすく、これに
より再結晶集合組織を改善し、高上値の得られることが
知られている。そこで、発明者は連続焼なまし法におい
て、ＡＪＮの析出しやすい温度域に短時間保持すること
により、Ａ−ｅＮを十分析出させて集合ｍ織を改善し、
ｉ値を向上せしめ、成形性の向上を図るものである。
期段階においてＡＪＮを微細に析出させやすく、これに
より再結晶集合組織を改善し、高上値の得られることが
知られている。そこで、発明者は連続焼なまし法におい
て、ＡＪＮの析出しやすい温度域に短時間保持すること
により、Ａ−ｅＮを十分析出させて集合ｍ織を改善し、
ｉ値を向上せしめ、成形性の向上を図るものである。
そして、その後の温度過程は通常のヒートパターンと同
様の熱処理を施す。すなわち、Ａｌ変態点近傍の再結晶
焼なまし温度域（ＲＡ）まで昇温しで２０〜１２０秒程
度保持し、この間に再結晶、粒成長の過程を経て軟化さ
せ、成形加工性を向上させるものである。次いで、２０
０℃以下に冷却した後再加熱して２〜４分間保持し、時
効の発生原因となる固溶次素を減少させる方法である。
様の熱処理を施す。すなわち、Ａｌ変態点近傍の再結晶
焼なまし温度域（ＲＡ）まで昇温しで２０〜１２０秒程
度保持し、この間に再結晶、粒成長の過程を経て軟化さ
せ、成形加工性を向上させるものである。次いで、２０
０℃以下に冷却した後再加熱して２〜４分間保持し、時
効の発生原因となる固溶次素を減少させる方法である。
す々わち、この発明法は再結晶焼なまし後冷却し、再加
熱して過時効処理を施す方法である。
熱して過時効処理を施す方法である。
上記焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ ）を３５０℃以
上〜再結晶温度以下としたのは、３５０℃未満ではＡ／
Ｎの析出に必要な熱量が得られず、又再結晶温度を越え
ると、この発明の目的とする［Ｉｉｌ”／ＨＮ！Ｈの析
出後再結晶させ、集合組織を改善する」という目的を得
ることが困難となるためである。又、その時間は１０秒
以上保持すれば、その間に十分Ｎ！Ｎを析出させること
ができる。この７ＶＮの析出時間は長いほど好ましいが
、設備長さの増大につながることから、実質的には６０
秒ぐらいが上限となる。
上〜再結晶温度以下としたのは、３５０℃未満ではＡ／
Ｎの析出に必要な熱量が得られず、又再結晶温度を越え
ると、この発明の目的とする［Ｉｉｌ”／ＨＮ！Ｈの析
出後再結晶させ、集合組織を改善する」という目的を得
ることが困難となるためである。又、その時間は１０秒
以上保持すれば、その間に十分Ｎ！Ｎを析出させること
ができる。この７ＶＮの析出時間は長いほど好ましいが
、設備長さの増大につながることから、実質的には６０
秒ぐらいが上限となる。
上記再結晶焼なまし温度域（ＲＡ）は、再結晶温度以上
８５０℃以下でよいが、炉の燃料原単位を考慮してでき
るだけ低い方がよい。この点に関し、フェライト−相組
織鋼の場合は後述する〒値の向上によシロ５０〜７５０
℃の温度範囲でよい。又その保持時間は長い方がよいが
、設備上許容範囲内の２０〜１２０秒程度で十分再結８
焼なまし処理効果が得られる。一方フエライト＋マルテ
ンサイトの複合組織を有するいわゆる二相組織鋼の場合
再結晶焼なまし温度はフェライト（α）＋オーステナイ
ト（γ）域で均熱保持し、ｒ相への成分元素濃化を図る
ため、７５０〜８５０℃が必要である。その保持時間は
長い方がよいが設備上許容範囲内の２０〜１２０秒程度
でその効果が得られる。又、過時効処理温度（ＯＡ）は
、通常と同じ２５０〜４５０℃の時効処理に適した温度
範囲でよく、その時間も通常と同じの２〜４分の時効処
理時間で十分である。
８５０℃以下でよいが、炉の燃料原単位を考慮してでき
るだけ低い方がよい。この点に関し、フェライト−相組
織鋼の場合は後述する〒値の向上によシロ５０〜７５０
℃の温度範囲でよい。又その保持時間は長い方がよいが
、設備上許容範囲内の２０〜１２０秒程度で十分再結８
焼なまし処理効果が得られる。一方フエライト＋マルテ
ンサイトの複合組織を有するいわゆる二相組織鋼の場合
再結晶焼なまし温度はフェライト（α）＋オーステナイ
ト（γ）域で均熱保持し、ｒ相への成分元素濃化を図る
ため、７５０〜８５０℃が必要である。その保持時間は
長い方がよいが設備上許容範囲内の２０〜１２０秒程度
でその効果が得られる。又、過時効処理温度（ＯＡ）は
、通常と同じ２５０〜４５０℃の時効処理に適した温度
範囲でよく、その時間も通常と同じの２〜４分の時効処
理時間で十分である。
上記焼なまし炉内における焼なましの予熱操作は、炉内
の温度調整を行うことにより、容易にこの発明の焼なま
し予熱帯を設けることができる。
の温度調整を行うことにより、容易にこの発明の焼なま
し予熱帯を設けることができる。
このように、再結晶焼なまし時のヒートパターンを一部
変えるのみで、成品のｉ値が向上し、成形性がすぐれ、
ひずみ時効の発生を抑制した高品質の成品を製造すると
とができる。このｆ値の向上に伴い、下記に示す種々の
問題も解消される。
変えるのみで、成品のｉ値が向上し、成形性がすぐれ、
ひずみ時効の発生を抑制した高品質の成品を製造すると
とができる。このｆ値の向上に伴い、下記に示す種々の
問題も解消される。
すなわち、ダウンコイラでの７５０’Ｃ前後の高温巻取
シを要せず、コイルの巻取温度を６００’Ｃ以下にして
も確実に〒値の向上を図ることができる。したがって、
高温巻取シにより生じる脱スケール性、表面性状の悪化
や結晶粒の粗大化、形状不良などを抑制することができ
、最適なる冷延母材を得ることができる。
シを要せず、コイルの巻取温度を６００’Ｃ以下にして
も確実に〒値の向上を図ることができる。したがって、
高温巻取シにより生じる脱スケール性、表面性状の悪化
や結晶粒の粗大化、形状不良などを抑制することができ
、最適なる冷延母材を得ることができる。
又、再結晶焼なまし温度域（ＲＡ）は、通常集合組織の
改善を図ってｉ値を向上し得るように、短時間内に７０
０〜８５０℃まで昇温しているが、この発明法において
は予熱段階を新たに設けて〒値を向上し得るものである
から、フェライト−相組織鋼の場合再結晶焼なまし温度
域（ＲＡ）を６５０〜７５０℃程度まで下げることがで
きる。このため、連成炉における燃料原単位を確実に低
減できる。又、チタンの添加や真空脱炭処理なども要せ
ず、きわめて簡単かつ確実に〒値の向上を得ることがで
きる。
改善を図ってｉ値を向上し得るように、短時間内に７０
０〜８５０℃まで昇温しているが、この発明法において
は予熱段階を新たに設けて〒値を向上し得るものである
から、フェライト−相組織鋼の場合再結晶焼なまし温度
域（ＲＡ）を６５０〜７５０℃程度まで下げることがで
きる。このため、連成炉における燃料原単位を確実に低
減できる。又、チタンの添加や真空脱炭処理なども要せ
ず、きわめて簡単かつ確実に〒値の向上を得ることがで
きる。
又、この発明のアＩレミキルド鋼冷延鋼板は、例えば連
続鋳造法又は造塊法によシ製造した高張力冷延鋼板、二
相組織高張力冷延鋼板などが対象となる。
続鋳造法又は造塊法によシ製造した高張力冷延鋼板、二
相組織高張力冷延鋼板などが対象となる。
この発明に卦いて、鋼の化学成分を限定したのは次の理
由による。
由による。
炭素は、強度を得るために必要な元素であるが、炭素が
０．１５％を越えると、溶接性が悪化するため、０．１
５％以下とした。
０．１５％を越えると、溶接性が悪化するため、０．１
５％以下とした。
けい素は、０．２０％を越えると、鋼板表面に焼なまし
時に着色し、又スケールによる表面欠陥となるだめ、０
．２０％以下とした。
時に着色し、又スケールによる表面欠陥となるだめ、０
．２０％以下とした。
マンガンは、強度を得るために必要な元素であるが、０
．４０％未満では目標とする強度を得るには十分でなく
、フェライト−用銅の場合はマンガン量は、０．４０〜
１．５０％が適しているが、一方フエライト＋マルテン
サイトニ用銅の場合のマンガン量は１．５％以上が必要
であるが、３．０％を越えると溶製が困難であシ、かつ
コスト高となるため、０．４０〜３．０％とした。
．４０％未満では目標とする強度を得るには十分でなく
、フェライト−用銅の場合はマンガン量は、０．４０〜
１．５０％が適しているが、一方フエライト＋マルテン
サイトニ用銅の場合のマンガン量は１．５％以上が必要
であるが、３．０％を越えると溶製が困難であシ、かつ
コスト高となるため、０．４０〜３．０％とした。
シんは、高張力化に必要であるが、０．２０％を越える
と、二次加工脆化の危険性があシ、又スポット溶接性が
劣化するため、０．２０％以下とした。
と、二次加工脆化の危険性があシ、又スポット溶接性が
劣化するため、０．２０％以下とした。
アルミニウムは、Ｎ！Ｈの析出に必要で、０．０２％未
満では効果が少なく、０．１５％を越えるとスラブ加熱
時のＩ’Ｊ！Ｎの固溶化が不完全となり、結晶粒の微細
化によシ延性が低下するため、０．０２〜０．１５％と
しだ。
満では効果が少なく、０．１５％を越えるとスラブ加熱
時のＩ’Ｊ！Ｎの固溶化が不完全となり、結晶粒の微細
化によシ延性が低下するため、０．０２〜０．１５％と
しだ。
窒素は、伸びを向上させるためには少ない方がよいが、
０．００２５％未満ではＡＪＮの析出が不十分であシ、
０．０２％を越えると伸びが低下し、アルミニウムと相
俟ってスラブ加熱時のＡＪＮの固溶化が不完全となるた
め、０．００２５〜０，０２％とした。
０．００２５％未満ではＡＪＮの析出が不十分であシ、
０．０２％を越えると伸びが低下し、アルミニウムと相
俟ってスラブ加熱時のＡＪＮの固溶化が不完全となるた
め、０．００２５〜０，０２％とした。
クロムは、強度向上のため及び二相組織化にあたり、マ
ンガン量の低減に有効であるが、０．５％を越えると、
添加のわりにこれらの効果の上昇が少ない上むしろ集合
組織を劣化させるので、０．５０％以下とした。
ンガン量の低減に有効であるが、０．５％を越えると、
添加のわりにこれらの効果の上昇が少ない上むしろ集合
組織を劣化させるので、０．５０％以下とした。
又、モリブデンも同様の理由によ、り０．３０％以下と
した。
した。
熱間仕上圧延後の巻取温度を６００℃以下３００’Ｃ以
上としたのは、６００℃を越えると、巻取後の冷却中に
大型のＮ！Ｎが析出してしまい、本来の目的であるとこ
ろの予熱温度域（ＰｒｅＲＡ ）での微細なＡＪＮの析
出が不可能となるため、６００℃以下とした。又、３０
０℃以下では巻取時の銅帯強度が強く、巻取が困難とな
り、製造上の不具合を生じたり、水冷却のだめの水量を
増大、または能率の低下をきたす。一方で３００℃以下
としても、絞り性向上に対する効果は変らない。
上としたのは、６００℃を越えると、巻取後の冷却中に
大型のＮ！Ｎが析出してしまい、本来の目的であるとこ
ろの予熱温度域（ＰｒｅＲＡ ）での微細なＡＪＮの析
出が不可能となるため、６００℃以下とした。又、３０
０℃以下では巻取時の銅帯強度が強く、巻取が困難とな
り、製造上の不具合を生じたり、水冷却のだめの水量を
増大、または能率の低下をきたす。一方で３００℃以下
としても、絞り性向上に対する効果は変らない。
又、冷間圧下率を４０％以上８０％以下としたのは、通
常の冷延鋼板と同様で成品寸法精度、形状性の向上の他
、再結晶集合組織を改善するためである。８０％以上の
圧下は圧延全荷重が太きくなシ作業性の低下、板厚精度
平担などの劣化をもたらし、又、冷延鋼板として必要な
板厚精度、形状性を確保するためには４０％以上の圧下
率が必要であり、圧下率４０％以下では良好な絞シ性が
得られないからである。
常の冷延鋼板と同様で成品寸法精度、形状性の向上の他
、再結晶集合組織を改善するためである。８０％以上の
圧下は圧延全荷重が太きくなシ作業性の低下、板厚精度
平担などの劣化をもたらし、又、冷延鋼板として必要な
板厚精度、形状性を確保するためには４０％以上の圧下
率が必要であり、圧下率４０％以下では良好な絞シ性が
得られないからである。
〔実施例１〕
次に、高張力冷延鋼板試料ＮＯ” ＋ ２＋ ３ ＋
８と、二相組織高張力冷延鋼板試料Ｎｏ−４、５，６＋
７．９の製造過程を例にとってこの発明法と従来法と
を比較した実施結果を第１表に示し、その成品の組成と
焼なまし処理条件も併せて示した。
８と、二相組織高張力冷延鋼板試料Ｎｏ−４、５，６＋
７．９の製造過程を例にとってこの発明法と従来法と
を比較した実施結果を第１表に示し、その成品の組成と
焼なまし処理条件も併せて示した。
（以下余白）
第 １ 表
（Ｊ２ｉ下余白）
上記第１表よりわかるごとく、この発明法によるもの試
料Ｎ００１〜７は従来法によるもの試料Ｎ００８．９に
比べていずれも〒値が大幅に向上することが認められる
。これは、この発明法のｋｌＮを析出させるという予熱
焼なまし操作がｒ値の向上に著しく貫・献したものであ
る。
料Ｎ００１〜７は従来法によるもの試料Ｎ００８．９に
比べていずれも〒値が大幅に向上することが認められる
。これは、この発明法のｋｌＮを析出させるという予熱
焼なまし操作がｒ値の向上に著しく貫・献したものであ
る。
この発明は上記のごとく、連続焼なまし法において所定
の焼なまし高温度まで急熱せずに、予熱過程を経て、再
結晶腕なまし処理を施すことにより、アルミキルド鋼の
高張力冷延鋼板の製造に最もゴーした再結晶腕な捷し法
で高強度を有し、かつ、成形性にすぐれた高張力冷延鋼
板を低コストで、しかも容易に製造できるものである。
の焼なまし高温度まで急熱せずに、予熱過程を経て、再
結晶腕なまし処理を施すことにより、アルミキルド鋼の
高張力冷延鋼板の製造に最もゴーした再結晶腕な捷し法
で高強度を有し、かつ、成形性にすぐれた高張力冷延鋼
板を低コストで、しかも容易に製造できるものである。
第１図はこの発明の再結晶腕なまし過程のヒートパター
ンを示す図表、第２図はこの発明の他の再結晶腕なまし
過程のヒートパターンの実施例を示す図表である。 ＰｒｅＲＡ・・・・焼なまし予熱温度風ＲＡ・・・・再
結晶腕なまし温度域、ＯＡ・・・・過時効処理温度域、
ａ・・・・この発明法の再結晶腕なまし過程におけるヒ
ートパターンの曲線例、ｂ・・・・従来法の再結晶腕な
まし過程におけるヒートパターンの曲線例。 出願人 住友金属工業株式会社 １３７− 手続補正書（方式） １．事件の表示 昭和５８年 特 許 願 第１５３５３４ ＠２、発
明の名称 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法３、補正をす
る者 事件との関係 出願人 ≠距＃呻＃大阪市東区
北浜５丁目１５番地 （２１１） 住友金属工業株式会社 ４、代理人 東京都中央区銀座３−３−１２銀座ビル（５６１−５３
８６・Ｑ２７４）（７３９０）弁理士押 １）良 久 ５、補正命令 の日付 昭和５９年１月３１日１、本願
明細書第１６頁１５〜１８行に「第１図はこの発明の再
結晶焼なまし過程のヒートパターンを示す図表、第２図
はこの発明の他の再結晶焼なまし過程のヒートパターン
の実施例を示す図表である。」とあるを「第１図はこの
発明の再結晶焼なまし過程のヒートパターンを示す図表
である。」と補正する。
ンを示す図表、第２図はこの発明の他の再結晶腕なまし
過程のヒートパターンの実施例を示す図表である。 ＰｒｅＲＡ・・・・焼なまし予熱温度風ＲＡ・・・・再
結晶腕なまし温度域、ＯＡ・・・・過時効処理温度域、
ａ・・・・この発明法の再結晶腕なまし過程におけるヒ
ートパターンの曲線例、ｂ・・・・従来法の再結晶腕な
まし過程におけるヒートパターンの曲線例。 出願人 住友金属工業株式会社 １３７− 手続補正書（方式） １．事件の表示 昭和５８年 特 許 願 第１５３５３４ ＠２、発
明の名称 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法３、補正をす
る者 事件との関係 出願人 ≠距＃呻＃大阪市東区
北浜５丁目１５番地 （２１１） 住友金属工業株式会社 ４、代理人 東京都中央区銀座３−３−１２銀座ビル（５６１−５３
８６・Ｑ２７４）（７３９０）弁理士押 １）良 久 ５、補正命令 の日付 昭和５９年１月３１日１、本願
明細書第１６頁１５〜１８行に「第１図はこの発明の再
結晶焼なまし過程のヒートパターンを示す図表、第２図
はこの発明の他の再結晶焼なまし過程のヒートパターン
の実施例を示す図表である。」とあるを「第１図はこの
発明の再結晶焼なまし過程のヒートパターンを示す図表
である。」と補正する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 炭素０．１５％以下、けい素０．２０％以下、マン
ガニ１０．４０〜３．０％、シん０．２０％以下、アル
ミニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜０
．０２％、残部実質的に鉄よシなる鋼を、通常の熱間圧
延を施して６００℃以下３００℃以上でコイルに巻取シ
、酸洗後圧工率４０％以上８０％以下で冷間圧延を行な
った後、３５０℃以上再結晶温度以下の温度域に１０〜
６０秒予熱保持し、引続き再結晶温度以上８５０℃以下
の温度域に短時間保持して再結晶焼なましを行ない、引
続いて２００℃以下にいったん急冷して再加熱後、２５
０〜４５０℃の温度域で過時効処理を施すことを特徴と
する成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法。 ２ 炭素０．１５％以下、けい素０．２０％以下、マン
ガン０．４０〜３．０％、りん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜０．
０２％にさらにクロム０．５％以下とモリブデン０．３
％以下のウチの１種又は２種を含有させ、残部実質的に
鉄よシなる鋼を、通常の熱間圧延を施して６００℃以下
３００６Ｃ以上でコイルに巻取り、酸洗後圧工率４０％
以上８０％以下で冷間圧延を行なった後、３５０℃以上
再結晶温度以下の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、引
続き再結晶温度以上８５０℃以下の温度域に短時間保持
して再結晶焼なましを行ない、引続いて２００℃以下に
いったん急冷して再加熱後、２５０〜４５０℃の温度域
で過時効処理を施すことを特徴とする成形性のすぐれた
高張力冷延銅板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15353483A JPS59133324A (ja) | 1983-08-22 | 1983-08-22 | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15353483A JPS59133324A (ja) | 1983-08-22 | 1983-08-22 | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9433880A Division JPS59575B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59133324A true JPS59133324A (ja) | 1984-07-31 |
Family
ID=15564616
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15353483A Pending JPS59133324A (ja) | 1983-08-22 | 1983-08-22 | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59133324A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6274024A (ja) * | 1985-09-26 | 1987-04-04 | Kobe Steel Ltd | 冷延高強度鋼の製造法 |
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| KR20140048263A (ko) * | 2011-07-15 | 2014-04-23 | 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. | 어닐링 강 제조 장치 및 그 제조 방법 |
| EP3348655A1 (en) * | 2017-01-12 | 2018-07-18 | Hitachi Metals, Ltd. | Method of producing martensitic stainless steel strip |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59575A (ja) * | 1982-06-23 | 1984-01-05 | Toshio Takayama | 水平軸水車被覆浮揚装置 |
-
1983
- 1983-08-22 JP JP15353483A patent/JPS59133324A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN108300839A (zh) * | 2017-01-12 | 2018-07-20 | 日立金属株式会社 | 马氏体系不锈钢钢带的制造方法 |
| US11008637B2 (en) | 2017-01-12 | 2021-05-18 | Hitachi Metals, Ltd. | Method of producing martensitic stainless steel strip |
| CN108300839B (zh) * | 2017-01-12 | 2021-10-22 | 日立金属株式会社 | 马氏体系不锈钢钢带的制造方法 |
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