JPS59193221A - 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS59193221A JPS59193221A JP6521883A JP6521883A JPS59193221A JP S59193221 A JPS59193221 A JP S59193221A JP 6521883 A JP6521883 A JP 6521883A JP 6521883 A JP6521883 A JP 6521883A JP S59193221 A JPS59193221 A JP S59193221A
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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１発明は極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用
鋼板の製造方法に関するものである。
鋼板の製造方法に関するものである。
従来、連続焼鈍用の深絞り性鋼板として、炭窒化物層成
元素を添加した極低炭素鋼が開発されているか、かかる
鋼板は苛酷な深絞り加工後に二次加工を受けると脆性的
に破壊する傾向を有しており、特にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等を
、添加して高強度鋼板を製造する場合には、Ｐ、Ｓｉは
鋼板を脆化させる性質が強いため、上記二次加工脆性は
極めて発生し易くなる。ＢはＣと同様に結晶粒界を強化
する働きがあるとされるが、本発明者等は実際に調査検
討した結果、Ｂ添加による鋼板材質への影響は鋼種、製
造条件によって様々に異なると（・う以下の新規な知見
を得、これに基づき本発明を完成したものである。
元素を添加した極低炭素鋼が開発されているか、かかる
鋼板は苛酷な深絞り加工後に二次加工を受けると脆性的
に破壊する傾向を有しており、特にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等を
、添加して高強度鋼板を製造する場合には、Ｐ、Ｓｉは
鋼板を脆化させる性質が強いため、上記二次加工脆性は
極めて発生し易くなる。ＢはＣと同様に結晶粒界を強化
する働きがあるとされるが、本発明者等は実際に調査検
討した結果、Ｂ添加による鋼板材質への影響は鋼種、製
造条件によって様々に異なると（・う以下の新規な知見
を得、これに基づき本発明を完成したものである。
Ｔｉ添加極低炭素鋼にＢを添加した場合には、二次加工
性は改善される傾向を示すが、その改善効果は比較的小
さく、またＢ未添加材と比較して深絞り性（ｒ値）、延
性ＣＥｔ）の劣化が極めて太きいものがある。Ｔｉ添加
鋼ではＴＩが鋼中の０、Ｎ、Ｓ、Ｃとの析出物形成傾向
が極めて強いために粒界が極めて清浄であり、粒界強度
は非常に弱い。Ｂを添加した場合にも、脆弱な粒界の性
質は残存するため、二次加工性の改善効果は比較的小さ
いのである。
性は改善される傾向を示すが、その改善効果は比較的小
さく、またＢ未添加材と比較して深絞り性（ｒ値）、延
性ＣＥｔ）の劣化が極めて太きいものがある。Ｔｉ添加
鋼ではＴＩが鋼中の０、Ｎ、Ｓ、Ｃとの析出物形成傾向
が極めて強いために粒界が極めて清浄であり、粒界強度
は非常に弱い。Ｂを添加した場合にも、脆弱な粒界の性
質は残存するため、二次加工性の改善効果は比較的小さ
いのである。
め添加極低炭素鋼にＢを添加した場合には、添加するＢ
量が微量の場合には二次加工性の改善効果は小さく、逆
に二次加工性を改善する効果が現れる程度に、Ｂ添加量
を増加した場合には、前記Ｔｉ単独添加鋼と一同様ｒ値
、Ｅｔの劣化が極めて大きい。
量が微量の場合には二次加工性の改善効果は小さく、逆
に二次加工性を改善する効果が現れる程度に、Ｂ添加量
を増加した場合には、前記Ｔｉ単独添加鋼と一同様ｒ値
、Ｅｔの劣化が極めて大きい。
窒化物形成傾向がＮｂ 、 Ａｔと比較しそＢの方が太
きいために、添加したＢはＢＮを形成し、二次加工性を
改善する効果を有する固溶Ｂの状態で存在するものが少
ないために、微量のＢ添加時には効果が小さいものであ
る。
きいために、添加したＢはＢＮを形成し、二次加工性を
改善する効果を有する固溶Ｂの状態で存在するものが少
ないために、微量のＢ添加時には効果が小さいものであ
る。
固溶Ｂとして存在するＢを確保するためにはＮとＢＮを
形成する量販上のＢ量を添加する必要がある。しかしな
がらＢＮはｒ値、２１を劣化させる傾向が強いために、
材質劣化が大きく深絞り用鋼板として好ましくない。更
に、ＢＮとなるＢ量は鋼中Ｎ量によって決まるために、
実機製造時のＮ含有量の変動を考慮すれば、添加Ｂ量は
安全性を考えて多くする必要がある。
形成する量販上のＢ量を添加する必要がある。しかしな
がらＢＮはｒ値、２１を劣化させる傾向が強いために、
材質劣化が大きく深絞り用鋼板として好ましくない。更
に、ＢＮとなるＢ量は鋼中Ｎ量によって決まるために、
実機製造時のＮ含有量の変動を考慮すれば、添加Ｂ量は
安全性を考えて多くする必要がある。
固溶Ｂとして存在する場合においても、Ｂは材質を劣化
させる傾向があることから、Ｂ添加量を多くする必要の
あるＮｂ添加鋼では材質劣化、材質変動が極めて大きい
欠点を有するのである。
させる傾向があることから、Ｂ添加量を多くする必要の
あるＮｂ添加鋼では材質劣化、材質変動が極めて大きい
欠点を有するのである。
本発明者等はＢ添加に起因する上記の問題点以外に、従
来の極低炭素系深絞り用鋼板は以下の欠点があるとの新
規知見を得た。Ｔｉ単独添加鋼は、Ｔ１添加量をＣとＮ
の当量以下にした場合には、炭化物（ＴｉＣ）が微細に
析出するために延性、降伏強度、深絞り性、時効性等の
材質が著しく劣化する傾向がある。従って深絞り性に優
れた材質を得るには、Ｔｉ添加量をＣとＮの当量以上に
する必要があり、この場合には、固溶Ｃが鋼板中にほと
んど存在せず２次加工性は極めて劣化し、更にＴｉ添加
量が多（なるために、塗装下地処理として施されるリン
酸塩処理性の劣化が太きい。
来の極低炭素系深絞り用鋼板は以下の欠点があるとの新
規知見を得た。Ｔｉ単独添加鋼は、Ｔ１添加量をＣとＮ
の当量以下にした場合には、炭化物（ＴｉＣ）が微細に
析出するために延性、降伏強度、深絞り性、時効性等の
材質が著しく劣化する傾向がある。従って深絞り性に優
れた材質を得るには、Ｔｉ添加量をＣとＮの当量以上に
する必要があり、この場合には、固溶Ｃが鋼板中にほと
んど存在せず２次加工性は極めて劣化し、更にＴｉ添加
量が多（なるために、塗装下地処理として施されるリン
酸塩処理性の劣化が太きい。
Ｎｂ添加鋼では、熱延巻取温度、焼鈍温度、焼鈍後の冷
却速度に対する制限である。Ｎｂ添加鋼では熱延で高温
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（通常は約８５０℃以下）では未再結晶
部が残っていたり、またＭ量の多少によって材質の変動
が大きい。これ−はＡｔＮ、 ＮｂＣの生成に関係して
おり、これら析出物が熱延板中にて十分な大きさを持っ
た析出物になっていないために、再結晶を抑制するため
と考えられる。
却速度に対する制限である。Ｎｂ添加鋼では熱延で高温
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（通常は約８５０℃以下）では未再結晶
部が残っていたり、またＭ量の多少によって材質の変動
が大きい。これ−はＡｔＮ、 ＮｂＣの生成に関係して
おり、これら析出物が熱延板中にて十分な大きさを持っ
た析出物になっていないために、再結晶を抑制するため
と考えられる。
高温巻取を行なった場合には、熱延コイルのコイル長手
方向端部を除いては、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。これはＡ／＝Ｎ、Ｎ’ｂＣの生成に関係し、
高温巻取では熱延板中にこれら析出物が、大きな寸法の
析出物として生成するためである。しかし高温巻取を行
なうということは、スケールが厚くなり酸洗能率を（仮
端に落とすだけでなく、コイル端部は冷却速度が速いた
めに、通常の巻取温度と同じ程度の材質となり、十分な
材質が得られないので、歩留りの低下はＮｂ添加鋼では
特に大きいものがある。
方向端部を除いては、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。これはＡ／＝Ｎ、Ｎ’ｂＣの生成に関係し、
高温巻取では熱延板中にこれら析出物が、大きな寸法の
析出物として生成するためである。しかし高温巻取を行
なうということは、スケールが厚くなり酸洗能率を（仮
端に落とすだけでなく、コイル端部は冷却速度が速いた
めに、通常の巻取温度と同じ程度の材質となり、十分な
材質が得られないので、歩留りの低下はＮｂ添加鋼では
特に大きいものがある。
第２は冷延後の焼鈍温度と９ε鈍後の冷却速度の問題で
ある。特開昭５５’−１４１５２６号、特開昭５５−１
４１５５５号公報にある如く、高温（約９００℃しＩ↓
）で焼鈍するとＡｔＮ、 ＮｂＣが再溶解するために固
溶Ｃ，Ｎが出来て、焼鈍後徐冷をしなげれば遅時効性に
はならな−・。従って操業性、経済性の面から問題とな
る。
ある。特開昭５５’−１４１５２６号、特開昭５５−１
４１５５５号公報にある如く、高温（約９００℃しＩ↓
）で焼鈍するとＡｔＮ、 ＮｂＣが再溶解するために固
溶Ｃ，Ｎが出来て、焼鈍後徐冷をしなげれば遅時効性に
はならな−・。従って操業性、経済性の面から問題とな
る。
本発明は、これら従来のＴ１添加鉋及び歯添加鋼の持つ
欠点をなくした銅の製造に関するものでもある。即ち、
優れた深絞り性と苛酷な深絞り加工を受けた場合にも、
二次加工割れの発生しにくい性能を有し、熱延巻取条件
に鈍感な鋼板の開発を目的として行なわれたものであり
、その骨子は、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０６８％
以下、ＩＶｆｎ ： １．０ ％以下、Ｐ：０．１％以
下、Ａｔ：０．０１〜０１％、Ｎ：０．００５％以下及
び他の不可避的不純物から成り、かつＢ、 Ｔｉ 、Ｎ
ｂを複合添加することを必須条件とし、Ｂは３０ ｐｐ
ｍ以４８ ４８ 係〕、≦Ｔｉｆ係）≦−Ｃ（％）＋百Ｎ（饅）の条件を
満たす２ 範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞ ２ Ｃ（％）で
かつ０００３％≦Ｎｂ＜０．０４％を満たす範囲内の含
有量でかつ’Ｌ’ ｉ ＋Ｎｂ （％）＜０．０６％を
満たす成分の鋼を加熱温度］、 ３００℃以下の条件で
熱間圧延した後、脱スケール処理、延間圧延後、再結晶
温特徴とする極めて優れた二次加工性゛を有する超深絞
り用冷延鋼板の製造方法及び、特に連続焼鈍炉で焼なま
し処理を行なった後、６５０ ℃から４５０℃の間を平
均５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼
板の製造方法である。
欠点をなくした銅の製造に関するものでもある。即ち、
優れた深絞り性と苛酷な深絞り加工を受けた場合にも、
二次加工割れの発生しにくい性能を有し、熱延巻取条件
に鈍感な鋼板の開発を目的として行なわれたものであり
、その骨子は、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０６８％
以下、ＩＶｆｎ ： １．０ ％以下、Ｐ：０．１％以
下、Ａｔ：０．０１〜０１％、Ｎ：０．００５％以下及
び他の不可避的不純物から成り、かつＢ、 Ｔｉ 、Ｎ
ｂを複合添加することを必須条件とし、Ｂは３０ ｐｐ
ｍ以４８ ４８ 係〕、≦Ｔｉｆ係）≦−Ｃ（％）＋百Ｎ（饅）の条件を
満たす２ 範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞ ２ Ｃ（％）で
かつ０００３％≦Ｎｂ＜０．０４％を満たす範囲内の含
有量でかつ’Ｌ’ ｉ ＋Ｎｂ （％）＜０．０６％を
満たす成分の鋼を加熱温度］、 ３００℃以下の条件で
熱間圧延した後、脱スケール処理、延間圧延後、再結晶
温特徴とする極めて優れた二次加工性゛を有する超深絞
り用冷延鋼板の製造方法及び、特に連続焼鈍炉で焼なま
し処理を行なった後、６５０ ℃から４５０℃の間を平
均５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼
板の製造方法である。
本発明鋼の基本原理を以下に述べる。本発明鋼は、鋼板
中に存在する固溶Ｂおよび固溶Ｃの粒界濃化により粒界
強度を著しく高め、極めて優れた二次加工性を付与する
ことを発明の根本思想とする。さらに、鋼中に添加ｌ−
たＢを固溶ｊ３として上記効果を発揮せしめるために、
１゛】を複合添加する。複合添加するｒ１の効果は、鋼
中のＮをＴｉＮとして析出固定することにより、添加し
たＢがＢＮを形成するのを妨げ、固溶Ｂとなすものであ
る。従って、添加Ｂ量は微量で有効であり、Ｂ添加によ
る延性（Ｅ／−）、深絞り性（ｒ値）の劣化を抑制でき
る。更に、複合添加するＮｂの効果は、鋼中のＣの一部
をＮｂＣとして析出固定し、固溶Ｃ量を実質的に非時効
となる如く低減することを目的とするものである。
中に存在する固溶Ｂおよび固溶Ｃの粒界濃化により粒界
強度を著しく高め、極めて優れた二次加工性を付与する
ことを発明の根本思想とする。さらに、鋼中に添加ｌ−
たＢを固溶ｊ３として上記効果を発揮せしめるために、
１゛】を複合添加する。複合添加するｒ１の効果は、鋼
中のＮをＴｉＮとして析出固定することにより、添加し
たＢがＢＮを形成するのを妨げ、固溶Ｂとなすものであ
る。従って、添加Ｂ量は微量で有効であり、Ｂ添加によ
る延性（Ｅ／−）、深絞り性（ｒ値）の劣化を抑制でき
る。更に、複合添加するＮｂの効果は、鋼中のＣの一部
をＮｂＣとして析出固定し、固溶Ｃ量を実質的に非時効
となる如く低減することを目的とするものである。
本発明鋼が従来のＴｉ単独添加鋼、Ｎｂ単独添加鋼と比
較して優れた深絞り性と、二次加工性を共に兼備して℃
・るのは、微量のＢｓＴｉ５Ｎｂを複合添加することに
よるものである。即ち、複合添加した微量のＴｉによっ
て、鋼中のＮはＴｉＮとして既に熱延加熱炉中で析出固
定されている。ＴｉＮは窒化物として極めて安定である
ので熱延、冷延、再結晶焼鈍の各工程において何ら変化
するものではなく、従って熱延の巻取温度や連続焼鈍温
度やその後の冷却速度によってその析出形態は変わらな
い。
較して優れた深絞り性と、二次加工性を共に兼備して℃
・るのは、微量のＢｓＴｉ５Ｎｂを複合添加することに
よるものである。即ち、複合添加した微量のＴｉによっ
て、鋼中のＮはＴｉＮとして既に熱延加熱炉中で析出固
定されている。ＴｉＮは窒化物として極めて安定である
ので熱延、冷延、再結晶焼鈍の各工程において何ら変化
するものではなく、従って熱延の巻取温度や連続焼鈍温
度やその後の冷却速度によってその析出形態は変わらな
い。
鋼中に添加したＢは、窒化物形成傾向がＴＩに比べて小
さいため、固溶Ｂとして存在し、微量の添加量で粒界強
度を高める効果を有するのである。これに対して、Ｎｂ
単独添加鋼にＢを添加した場合、屋化物形成傾向はＮｂ
、Ａｔに比べて１３の方が太きいため、添加したＢはＢ
Ｎを形成する。従ってＢ添加量が少ない場合は、二次加
工性を改善する効果を有する固溶Ｂが存在しない（Ｂは
ＢＮとして存在）ために、二次加工性改善効果はない。
さいため、固溶Ｂとして存在し、微量の添加量で粒界強
度を高める効果を有するのである。これに対して、Ｎｂ
単独添加鋼にＢを添加した場合、屋化物形成傾向はＮｂ
、Ａｔに比べて１３の方が太きいため、添加したＢはＢ
Ｎを形成する。従ってＢ添加量が少ない場合は、二次加
工性を改善する効果を有する固溶Ｂが存在しない（Ｂは
ＢＮとして存在）ために、二次加工性改善効果はない。
固溶Ｂと１〜で存在するＢを確保するには、ＮとＢＮを
形成する量以上のＢを添加する必要があるか、ＢＮ及び
固溶Ｂはｒ値、Ｅｔを劣化させる傾向が強いために、Ｂ
添加量を多くすることは材質劣化を招き、深絞り用鋼板
として好ましくない。
形成する量以上のＢを添加する必要があるか、ＢＮ及び
固溶Ｂはｒ値、Ｅｔを劣化させる傾向が強いために、Ｂ
添加量を多くすることは材質劣化を招き、深絞り用鋼板
として好ましくない。
また、Ｔｉ単独添加鋼にＢを添加した場合は、公知の如
く、Ｂ未添加材と比較してｒ服、Ｗｔの劣化が極めて大
きい。更に、Ｔ１は氷中のＯｌＮ、Ｓ、Ｃとの析出物形
成傾向が極めて強いために、粒界が極めて清浄で粒界強
度は非常に弱い。従ってＢを添加して脆弱な粒界の性質
を改善するためには、Ｂ添加量を多くする必要があり、
材質の観点から好ましくない。これに対して本発明鋼に
おけるＴｉの添加は、ＮをｒｌＮとして析出固定するた
めの役割をなすものであり、上記Ｔｉ単独添加鋼にみら
れる欠点を引き起こすものではない。
く、Ｂ未添加材と比較してｒ服、Ｗｔの劣化が極めて大
きい。更に、Ｔ１は氷中のＯｌＮ、Ｓ、Ｃとの析出物形
成傾向が極めて強いために、粒界が極めて清浄で粒界強
度は非常に弱い。従ってＢを添加して脆弱な粒界の性質
を改善するためには、Ｂ添加量を多くする必要があり、
材質の観点から好ましくない。これに対して本発明鋼に
おけるＴｉの添加は、ＮをｒｌＮとして析出固定するた
めの役割をなすものであり、上記Ｔｉ単独添加鋼にみら
れる欠点を引き起こすものではない。
添加Ｂ量を種々の添加量で一定値に固定し、本発明鋼と
上記Ｔｉ％ Ｎｂ単独添加鋼の材質を繰り返し比較調査
した結果においても、本発明鋼は最も延性、深絞り性が
優れており、２次加工性の点からも、明確な優位性を示
した。
上記Ｔｉ％ Ｎｂ単独添加鋼の材質を繰り返し比較調査
した結果においても、本発明鋼は最も延性、深絞り性が
優れており、２次加工性の点からも、明確な優位性を示
した。
本発明鋼はＢ、Ｔｉと共にＮｂを複合添加するものであ
るが、Ｔｉ、Ｎｂの共存により（Ｔｉ、Ｎｂ ） Ｃの
如き複合析出物が熱間圧延時の仕上前（即ちオーステナ
イト温度域）から形成されて析出を始めるために、巻方
温間が低目でもがなり良好な材質を得ることかできる。
るが、Ｔｉ、Ｎｂの共存により（Ｔｉ、Ｎｂ ） Ｃの
如き複合析出物が熱間圧延時の仕上前（即ちオーステナ
イト温度域）から形成されて析出を始めるために、巻方
温間が低目でもがなり良好な材質を得ることかできる。
本発明鋼が従来のＮｂ単独添加鋼と比較して優れた材質
特性を有するのは、■ＮをＴｉＮとして析出固定するこ
とにより、微量Ｂ添加により安定して２次加工性を著し
く向上できる点 ■ＮをＴｉＮとして熱延加熱炉中で、
既に析出させてＮに起因する巻取温度の材質への変動要
因をなくしたこと ■Ｔｉ、Ｎｂの複合添−加により、
（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの如き複合析出物を仕上前から形成し
て巻取温度が低目でもかなり良好な材質を得ることがで
きる点にある。
特性を有するのは、■ＮをＴｉＮとして析出固定するこ
とにより、微量Ｂ添加により安定して２次加工性を著し
く向上できる点 ■ＮをＴｉＮとして熱延加熱炉中で、
既に析出させてＮに起因する巻取温度の材質への変動要
因をなくしたこと ■Ｔｉ、Ｎｂの複合添−加により、
（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの如き複合析出物を仕上前から形成し
て巻取温度が低目でもかなり良好な材質を得ることがで
きる点にある。
次に成分範囲について述べる。まずＢ添加量については
、３０ Ｃｐｐｍ以下の範囲内で添加する必要がある。
、３０ Ｃｐｐｍ以下の範囲内で添加する必要がある。
本発明鋼におけるＢの添加は、二次加工性の向上効果に
あり、その効果は同浴状態で存在するＢによるものであ
る。本発明鋼では、Ｔｉの複合添加によりＮをＴｉｌ’
Ｊとして析出せしめているため、添加したＢは固溶Ｂと
なり、添加量は微量で十分に有効である。Ｂ添加量が力
ｄ加するとｒ値、Ｅｔが若干劣化する傾向にあり、超深
絞り用鋼板という本発明鋼の特性かり、上限を３０ ｐ
ｐｍとする。最も望ましくは２ ｐｐｍ以上２５ｐｐｍ
以下の添加量である。
あり、その効果は同浴状態で存在するＢによるものであ
る。本発明鋼では、Ｔｉの複合添加によりＮをＴｉｌ’
Ｊとして析出せしめているため、添加したＢは固溶Ｂと
なり、添加量は微量で十分に有効である。Ｂ添加量が力
ｄ加するとｒ値、Ｅｔが若干劣化する傾向にあり、超深
絞り用鋼板という本発明鋼の特性かり、上限を３０ ｐ
ｐｍとする。最も望ましくは２ ｐｐｍ以上２５ｐｐｍ
以下の添加量である。
ＴｉはＮを固定してその害をなくすために添加するもの
であり、昔（Ｎ（％）−ｏ、 ｏ Ｏ３％〕以上の添加
を必要とする。即ち′ｒ１添加量の下限は、計算上Ｔｉ
で析出固定できないＮ量が３０ ｐｐｍ以下である。通
常のアルミキルド鋼では、３０ｐｐｍのＮは悪影響を及
ぼす量であるが、１゛ｌを複合添加すると、ＴｉＮを析
出核としてＡｔＮが析出した（Ｔｉ、Ａｔ）Ｈの複合析
出物が形成され、極めて高温から安定析出物となるため
、実質上全Ｎ量を１゛ＩＮとして析出させたのと同様の
効果を有するとの知見を得た。
であり、昔（Ｎ（％）−ｏ、 ｏ Ｏ３％〕以上の添加
を必要とする。即ち′ｒ１添加量の下限は、計算上Ｔｉ
で析出固定できないＮ量が３０ ｐｐｍ以下である。通
常のアルミキルド鋼では、３０ｐｐｍのＮは悪影響を及
ぼす量であるが、１゛ｌを複合添加すると、ＴｉＮを析
出核としてＡｔＮが析出した（Ｔｉ、Ａｔ）Ｈの複合析
出物が形成され、極めて高温から安定析出物となるため
、実質上全Ｎ量を１゛ＩＮとして析出させたのと同様の
効果を有するとの知見を得た。
上記効果を十分顕著ならしめるには、Ｏ，ＯＯ２チ以上
のＴｉ添加量が望ましい。またＣとＮのオロの当量を越
えて添加すると、Ｔｉ添加鋼と同様の性質が強（なり、
二次加工割れが発生し易くなるため、上限を４８Ｃ＜（
６）十分Ｎ（ｓ＞未満とす１２ １４ る。延性、降伏強度および経済的観念からはＴｉ８ 添加量はＴＩＣを生成しない−ｖ４Ｎ（％）以下で、０
、０２５％以下が最も好ましい。
のＴｉ添加量が望ましい。またＣとＮのオロの当量を越
えて添加すると、Ｔｉ添加鋼と同様の性質が強（なり、
二次加工割れが発生し易くなるため、上限を４８Ｃ＜（
６）十分Ｎ（ｓ＞未満とす１２ １４ る。延性、降伏強度および経済的観念からはＴｉ８ 添加量はＴＩＣを生成しない−ｖ４Ｎ（％）以下で、０
、０２５％以下が最も好ましい。
Ｎｂの添加量は、複合析出物を形成するためには、２Ｃ
（％）以上の添加を必要とし、かつ０．００３％未満で
はその効果は小さく、またＮｂ添加量が０．０４％以上
の場合は、ＮｂＣの組成に近い析出物になり、Ｎｂ単独
添加鋼の持つ欠点が如実に現れることに−なり望ましく
ない。最も好ましくはＮｂ＜０．０２５％の添加量であ
る。
（％）以上の添加を必要とし、かつ０．００３％未満で
はその効果は小さく、またＮｂ添加量が０．０４％以上
の場合は、ＮｂＣの組成に近い析出物になり、Ｎｂ単独
添加鋼の持つ欠点が如実に現れることに−なり望ましく
ない。最も好ましくはＮｂ＜０．０２５％の添加量であ
る。
また冷延鋼板は、塗装下地処理としてリン酸塩処理（ボ
ンデ処理）を施されるが、いわゆるボンデ性にも優れた
ものである必要がある。しかし、極低炭素鋼では、Ｎｂ
やＴｉを添加するとボンデ性が太き（劣化する性質があ
る。特に溶接部をグラインダー手入れして新生面の露出
した場所についても、良好な化成処理性を保障するには
、Ｔｉ、Ｎｂ添加量をＴｉ（％ｉ＋Ｎｂ（％ｌ＜０．０
６係に制限することが必要である。最も望ましくはＴｉ
（％）＋ Ｎｂ（＠＜ ０．０５％の範囲である。
ンデ処理）を施されるが、いわゆるボンデ性にも優れた
ものである必要がある。しかし、極低炭素鋼では、Ｎｂ
やＴｉを添加するとボンデ性が太き（劣化する性質があ
る。特に溶接部をグラインダー手入れして新生面の露出
した場所についても、良好な化成処理性を保障するには
、Ｔｉ、Ｎｂ添加量をＴｉ（％ｉ＋Ｎｂ（％ｌ＜０．０
６係に制限することが必要である。最も望ましくはＴｉ
（％）＋ Ｎｂ（＠＜ ０．０５％の範囲である。
次にＢ 、Ｔｉ ％’ Ｎｂ以外の元素の範囲について
記す。Ｃは量が多いと、必然的にＣを固定するためのＮ
ｂ量が多くなり、製造コストが高くなり、また複合析出
物の生成量が増えるため、析出強化要紫が大きくなり材
質の低下を招く。こ、のため０００５％以下とする。
記す。Ｃは量が多いと、必然的にＣを固定するためのＮ
ｂ量が多くなり、製造コストが高くなり、また複合析出
物の生成量が増えるため、析出強化要紫が大きくなり材
質の低下を招く。こ、のため０００５％以下とする。
Ｓｉは高強度鋼板にする場合添加することがあるが、脆
性を助長する元素であり、かつ化成処理性を阻害する元
素でもあり、０．８％以下にすべきである。Ｍｎも高強
度化するに除して、使用することができる。しかしｒ値
を劣化させる性質があること、合金鉄のコストが高し・
ことから１０％以下にする。Ｐは、最も強化能ノ大きな
元素であり、高強度化する場合添加されるが、多量に含
まれると粒界偏析量が多くなって脆化、即ち二次加工割
れをひき起こすので上限は０１％とする。
性を助長する元素であり、かつ化成処理性を阻害する元
素でもあり、０．８％以下にすべきである。Ｍｎも高強
度化するに除して、使用することができる。しかしｒ値
を劣化させる性質があること、合金鉄のコストが高し・
ことから１０％以下にする。Ｐは、最も強化能ノ大きな
元素であり、高強度化する場合添加されるが、多量に含
まれると粒界偏析量が多くなって脆化、即ち二次加工割
れをひき起こすので上限は０１％とする。
Ｎは、（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎとして実質的に全Ｎ量が固定さ
れるが、Ｎ含有量が多いと、Ｔ１添加液も多く必要にな
るので０．０Ｏ５％以下とする。
れるが、Ｎ含有量が多いと、Ｔ１添加液も多く必要にな
るので０．０Ｏ５％以下とする。
Ｃ，Ｎを５０ ｐｐｍ以下の極低量範囲に制限すること
により、析出物量が減少し、延性が良好で降伏強要が低
くなり、Ｔｉ、Ｎｂ添加量が増加した場合の悪影響は軽
減される傾向を示す。
により、析出物量が減少し、延性が良好で降伏強要が低
くなり、Ｔｉ、Ｎｂ添加量が増加した場合の悪影響は軽
減される傾向を示す。
内に製造条件につ℃・て述べる。
本発明鋼は、ＮをＴｉによって析出固定することにより
無害化しており、またＴｉ％ Ｎｂの複合添加により（
’Ｉ’ｉ 、 Ｎｂ ） Ｃ複合析出物を高温から析出
させているが、熱延加熱温度を１３００℃以下とするこ
とにより、これら析出物あるいこの結果、微量のＴｉ添
加量で実質上全Ｎ量を（’ｒｉ 、 Ａ、ｉ ） Ｎと
して析出させることが可能となったものであり、また、
（Ｔｉ 、Ｎｂ） Ｃ複合析出物が、仕上前の高温域か
ら析出し７始めることになる。
無害化しており、またＴｉ％ Ｎｂの複合添加により（
’Ｉ’ｉ 、 Ｎｂ ） Ｃ複合析出物を高温から析出
させているが、熱延加熱温度を１３００℃以下とするこ
とにより、これら析出物あるいこの結果、微量のＴｉ添
加量で実質上全Ｎ量を（’ｒｉ 、 Ａ、ｉ ） Ｎと
して析出させることが可能となったものであり、また、
（Ｔｉ 、Ｎｂ） Ｃ複合析出物が、仕上前の高温域か
ら析出し７始めることになる。
従って、低目の巻取温度でも、熱延板の状態で析出物が
がなり凝集し、巻取温度に鈍感な材質挙動を示すとの新
規知見を得たのである。加熱温度を１３００℃以下に制
限することにより、析出物の凝集度がよくなり、その悪
影響が低下することがら、′１゛ｉ添加虜、ＩＮ’ｂ添
ツノ１目１１．Ｑ月二限も若干緩和される。また、材質
特にｒｌｌばか同上することがら、２次加工性に対して
も好影響を与え、ＢＶＡ加効果は顕著に現われ２ ｐＪ
）ｍ以上の添加量で十分有効である。
がなり凝集し、巻取温度に鈍感な材質挙動を示すとの新
規知見を得たのである。加熱温度を１３００℃以下に制
限することにより、析出物の凝集度がよくなり、その悪
影響が低下することがら、′１゛ｉ添加虜、ＩＮ’ｂ添
ツノ１目１１．Ｑ月二限も若干緩和される。また、材質
特にｒｌｌばか同上することがら、２次加工性に対して
も好影響を与え、ＢＶＡ加効果は顕著に現われ２ ｐＪ
）ｍ以上の添加量で十分有効である。
析出物の粗大凝集を促進することは、化成処理性に対し
ても好影響を及はし、Ｔｉ 、 Ｎｂ添加量総和の上限
を緩和する。即ち（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ１（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎ
等の析出物は、Ｆｅ５Ｃに比べて酸に溶解しにくいため
、リン酸塩結晶が析出しにくく、化成処理性に悪影響を
及ぼすものであるが、凝集させることで、かかる析出物
密度が減少し、化成処理性が改善されるのである。
ても好影響を及はし、Ｔｉ 、 Ｎｂ添加量総和の上限
を緩和する。即ち（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ１（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎ
等の析出物は、Ｆｅ５Ｃに比べて酸に溶解しにくいため
、リン酸塩結晶が析出しにくく、化成処理性に悪影響を
及ぼすものであるが、凝集させることで、かかる析出物
密度が減少し、化成処理性が改善されるのである。
本発明鋼では、他の熱間圧延条件は特に規定する必要は
ない。ただし熱延仕上温度が低下するに伴い、Ａｔ、Ｅ
ｔが低下する傾向があることから、８５０’Ｃ以上の仕
上温度が好ましい。巻取温度に関しても前記理由により
特に規定する必要はな℃・０ 冷間圧延条件についても特に規定する必要はない。冷延
率を増加するに伴い、深絞り性は同上する傾Ｉｉ’ｉｌ
があり、二次加工脆性割れは鋼板のｒ匍が高い程発生し
難いことから、本発明鋼の％り］：、を史に優位づける
ためには、５０％以上の冷延率が最も好ましい。本発明
鋼はＴｉ、Ｎｂ添加量が微量でよ℃・ため、再結晶温度
は低いが、冷延率を増加することは、更に再結晶温度を
低下させ焼鈍温度を下げることに対しても有効である。
ない。ただし熱延仕上温度が低下するに伴い、Ａｔ、Ｅ
ｔが低下する傾向があることから、８５０’Ｃ以上の仕
上温度が好ましい。巻取温度に関しても前記理由により
特に規定する必要はな℃・０ 冷間圧延条件についても特に規定する必要はない。冷延
率を増加するに伴い、深絞り性は同上する傾Ｉｉ’ｉｌ
があり、二次加工脆性割れは鋼板のｒ匍が高い程発生し
難いことから、本発明鋼の％り］：、を史に優位づける
ためには、５０％以上の冷延率が最も好ましい。本発明
鋼はＴｉ、Ｎｂ添加量が微量でよ℃・ため、再結晶温度
は低いが、冷延率を増加することは、更に再結晶温度を
低下させ焼鈍温度を下げることに対しても有効である。
焼鈍条件につ（・ては、再結晶温度以上ＡＣｓＣｓ下の
温度で連続焼鈍することとする。粕型焼鈍は冷却速度が
極めて遅いため、冷却中にＰの粒界への拡散が起こり望
ましくない。
温度で連続焼鈍することとする。粕型焼鈍は冷却速度が
極めて遅いため、冷却中にＰの粒界への拡散が起こり望
ましくない。
冷延鋼板を製造する場合には、焼なまし処理後の冷却速
度の制限が必要である。本発明鋼は二次ガロ工性には極
めて優れた材料であるが、あまり遅い冷却速度では、Ｐ
′４の粒界偏析により二次加工性は発生し易くなる傾向
はある。
度の制限が必要である。本発明鋼は二次ガロ工性には極
めて優れた材料であるが、あまり遅い冷却速度では、Ｐ
′４の粒界偏析により二次加工性は発生し易くなる傾向
はある。
Ｐの粒界への拡散を考えると、６５０℃から４５０℃の
間の冷却速度が問題で、その６却速度を５℃／ｓｅｃ以
上にすべきである。
間の冷却速度が問題で、その６却速度を５℃／ｓｅｃ以
上にすべきである。
本発明鋼は連続焼鈍で製造する冷延鋼板および溶融亜鉛
めっき鋼板、溶融アルミめつき悼ｊ板、スズめっき鋼板
、クロムめつき°鋼板をはじめとする表面処理鋼板、更
に再結晶温度が低いことから、悌薄鋼板の製造に適用可
能である。
めっき鋼板、溶融アルミめつき悼ｊ板、スズめっき鋼板
、クロムめつき°鋼板をはじめとする表面処理鋼板、更
に再結晶温度が低いことから、悌薄鋼板の製造に適用可
能である。
Ｊｕ下・実施例について述べる。
実施例１
第１表に示す成分の購スラブを溶製し、第１表に示す熱
延条件により熱間圧延をした。仕上温度はいずれも８９
０〜９１０℃である。熱延板厚さは３．８ ｍｍであり
、酸洗後０．８ ｍｖｔに冷間圧延した後、連続焼鈍炉
にて焼鈍した。焼鈍サイクルは約１０℃／ｓｅｅで、７
８０〜８２０℃まで加熱して、該温度範囲に４０秒保持
した後、室温まで平均冷速５０〜１００℃／ｓｅｃで冷
却した。
延条件により熱間圧延をした。仕上温度はいずれも８９
０〜９１０℃である。熱延板厚さは３．８ ｍｍであり
、酸洗後０．８ ｍｖｔに冷間圧延した後、連続焼鈍炉
にて焼鈍した。焼鈍サイクルは約１０℃／ｓｅｅで、７
８０〜８２０℃まで加熱して、該温度範囲に４０秒保持
した後、室温まで平均冷速５０〜１００℃／ｓｅｃで冷
却した。
第１図は焼鈍サイクルを示す。
スキンパスを０．８％かけた後材質試験に供して、その
結果な化成処理性、二次加工割れ試験の結果と共に第２
表に示す。巻取温度の高い一部の材料については熱延コ
イル長手方向中心部（上段）、長手方向端部（下段）相
当位置の材質を示した。
結果な化成処理性、二次加工割れ試験の結果と共に第２
表に示す。巻取温度の高い一部の材料については熱延コ
イル長手方向中心部（上段）、長手方向端部（下段）相
当位置の材質を示した。
（注）＊）−７０℃で割れ試験を実施。変形速度２００
ｗｎ／ｍｉｎ 、数値は割れの発生しない最大絞り比で
示した。
ｗｎ／ｍｉｎ 、数値は割れの発生しない最大絞り比で
示した。
＊＊）、＊＊り化成処理方法および評価（１）供試材は
＊りについてはスキスパスままの材料、＊＊りにつ見・
ではグラインダー手入れして新生面を露出さ せた場合について行なった。
＊りについてはスキスパスままの材料、＊＊りにつ見・
ではグラインダー手入れして新生面を露出さ せた場合について行なった。
（２）処理液はフォスフ万フィライト
（Ｚｎ２Ｆｅ（ＰＯ４）２）系浸漬処理型薬剤で日本は
インド製ＧｒＳＤ−２０００を使用した。これをＴＡ１
６〜１８、Ｚｎ １０００±２００ｐｐｍＸＦｅ ５
５０−１Ｏ０ｐｐに調整ししたものに試料を１２０秒浸
漬して 行なった。
インド製ＧｒＳＤ−２０００を使用した。これをＴＡ１
６〜１８、Ｚｎ １０００±２００ｐｐｍＸＦｅ ５
５０−１Ｏ０ｐｐに調整ししたものに試料を１２０秒浸
漬して 行なった。
（３）評１曲は走査型′電子顕微腕により１０００倍の
写真でリン叡塩結晶の密度、サイズを判定することによ
り行なっ た。（○：良好、△、一部に不良部 有り、×：不良） 本発明品（供試鋼Ａ１〜５）はいずれも良好な結果を示
している。供試鋼茄６はＴｉ 、 Ｎｂ添加量が多い（
Ｔ１（チ）＋Ｎｂ（％）＞０．０６％）ために化成処理
性が劣る。扁７は熱延加熱温度が高いために、Ｔｉの複
合添加効果が小さく、扁］と比較して材質、二次加工性
が劣る。扁８はＢを添加していないために二次加工割れ
が発生し易く、逆に扁９はＢ添加量が多過ぎてＹＰ、Ｅ
／、ｒ値が良くない。Ａ １０はＴｉ添加量が多し・た
めに、Ｔ１添加鋼に近い性質となり、二次加工性、化成
処理性が劣る。Ａ １ ］はＮｂ量が少な℃・ため固溶
Ｃが多（なり、時効性が大きく材質も劣る。
写真でリン叡塩結晶の密度、サイズを判定することによ
り行なっ た。（○：良好、△、一部に不良部 有り、×：不良） 本発明品（供試鋼Ａ１〜５）はいずれも良好な結果を示
している。供試鋼茄６はＴｉ 、 Ｎｂ添加量が多い（
Ｔ１（チ）＋Ｎｂ（％）＞０．０６％）ために化成処理
性が劣る。扁７は熱延加熱温度が高いために、Ｔｉの複
合添加効果が小さく、扁］と比較して材質、二次加工性
が劣る。扁８はＢを添加していないために二次加工割れ
が発生し易く、逆に扁９はＢ添加量が多過ぎてＹＰ、Ｅ
／、ｒ値が良くない。Ａ １０はＴｉ添加量が多し・た
めに、Ｔ１添加鋼に近い性質となり、二次加工性、化成
処理性が劣る。Ａ １ ］はＮｂ量が少な℃・ため固溶
Ｃが多（なり、時効性が大きく材質も劣る。
蔦１２はＮｂ量が多すぎてＮｂ添加鋼に近い材質となり
、７００℃以下の巻取温度では良好な材質が得られな℃
・。扁］３〜１５はＴｉを添加しない材料で、この場合
はＢはＮとＢＮを形成するために、Ｂによる二次加工性
改善効果がない（１６，１３）。また巻取温度の低い場
合（Ａ、 １４ ）に材質劣化が太きい。盃１５の如く
Ｂ添加量を増やすと二次加工性は改善されるが、材質が
劣る。Ａ １６．１７はＴｉ添加鋼にＮｂを添加せずに
Ｂだけを添加した場合であるが、この場合はＢ添加によ
る材質劣化が大きく、二次加工性自体の改善効果が小さ
く、更に化成処理性が劣る。
、７００℃以下の巻取温度では良好な材質が得られな℃
・。扁］３〜１５はＴｉを添加しない材料で、この場合
はＢはＮとＢＮを形成するために、Ｂによる二次加工性
改善効果がない（１６，１３）。また巻取温度の低い場
合（Ａ、 １４ ）に材質劣化が太きい。盃１５の如く
Ｂ添加量を増やすと二次加工性は改善されるが、材質が
劣る。Ａ １６．１７はＴｉ添加鋼にＮｂを添加せずに
Ｂだけを添加した場合であるが、この場合はＢ添加によ
る材質劣化が大きく、二次加工性自体の改善効果が小さ
く、更に化成処理性が劣る。
実施例２
第１表に示す１Ｇ、 ２．４の成分の鋼スラブを用いて
、加熱温度１２００℃、仕上温度９００℃、巻取温度各
々７００℃、６５０℃で３．８ ｍｍ厚のコイルに巻取
った。
、加熱温度１２００℃、仕上温度９００℃、巻取温度各
々７００℃、６５０℃で３．８ ｍｍ厚のコイルに巻取
った。
酸洗後、冷間圧延をして０．８ ｍｎのコイルにしてか
ら第２図、第３図の（イ）〜（ト）のサイクルで、連続
焼鈍後０．８％のスキンパスをかけた。
ら第２図、第３図の（イ）〜（ト）のサイクルで、連続
焼鈍後０．８％のスキンパスをかけた。
第３表は連続焼鈍後の冷却条件を示し、第４表はかかる
条件下で得られた冷延鋼板の材質結果を−示す。
条件下で得られた冷延鋼板の材質結果を−示す。
第３表
第４表
注）※）−７０℃で割れ試験を実施。変形速度を５００
ｍｍ／ｍｉ ｎに増加した場合のデータ。数値は割れ
の発生しない最大絞り比を示した。
ｍｍ／ｍｉ ｎに増加した場合のデータ。数値は割れ
の発生しない最大絞り比を示した。
引張試験値はホットコイル長手方向中心部に相当する位
置のものを示した。
置のものを示した。
６５０℃から４５０℃の間の平均冷却速度が３℃／ｓｅ
ｃ％２℃／８ｅ（！と遅いサイクルでは、二次加工性は
高いレベルにあるものの若干低下する傾向を示す。
ｃ％２℃／８ｅ（！と遅いサイクルでは、二次加工性は
高いレベルにあるものの若干低下する傾向を示す。
二次加工性の著しく優れた本発明鋼の特性を最大限に発
揮せしめるためには、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上にす
べきである。
揮せしめるためには、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上にす
べきである。
実施例３
第５表に示す成分の鋼スラブを用℃・て加熱温度１１８
０℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６８０℃にて熱間圧
延し、３．８ ｍｍのコイルとした。酸洗、冷間圧延を
行なって０．８ ｍｍのコイルとした後、第１図に示す
サイクルで連続焼鈍し、スキンパスを０８％かけた後、
材質試験に供した。その結果を第６表に示す。
０℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６８０℃にて熱間圧
延し、３．８ ｍｍのコイルとした。酸洗、冷間圧延を
行なって０．８ ｍｍのコイルとした後、第１図に示す
サイクルで連続焼鈍し、スキンパスを０８％かけた後、
材質試験に供した。その結果を第６表に示す。
従来、高ｒ値を有する高強度鋼板は、ＴＳ＝４−ＯＫｔ
ｆ／−級が限界であった。これは更に強度を付与するた
めにはＰ、Ｓｉ等の強化元素を添加する必要があるが、
これらの元素は著しく脆化を促進するために、二次加工
割れを起こし易いことが阻害要因であった。Ｂを添加し
て、二次加工性を改善することを試みれば、材質が著し
し劣化するとの欠点も同時に有していたものである。
ｆ／−級が限界であった。これは更に強度を付与するた
めにはＰ、Ｓｉ等の強化元素を添加する必要があるが、
これらの元素は著しく脆化を促進するために、二次加工
割れを起こし易いことが阻害要因であった。Ｂを添加し
て、二次加工性を改善することを試みれば、材質が著し
し劣化するとの欠点も同時に有していたものである。
第６表に示す如く、従来のＴｉ ％ Ｎｂ単独添加鋼に
Ｂを添加すると、材質が著しく劣化すると共に、機首の
Ｂでは二次加工性改善効果も非常に小さし・。本発明鋼
は微量のＢ添加量で、二次加工性は著しく優れたものと
なり、材質の観点でも、Ｂ添加、Ｐ、 Ｓｉ 、 Ｍｎ
の添加の悪影響がない。
Ｂを添加すると、材質が著しく劣化すると共に、機首の
Ｂでは二次加工性改善効果も非常に小さし・。本発明鋼
は微量のＢ添加量で、二次加工性は著しく優れたものと
なり、材質の観点でも、Ｂ添加、Ｐ、 Ｓｉ 、 Ｍｎ
の添加の悪影響がない。
従って本発明備付、強度の高い高強度鋼板や、二次加工
性を起こし易い厚手鋼板の製造に関しても極めて有利な
ものである。
性を起こし易い厚手鋼板の製造に関しても極めて有利な
ものである。
第］、２．３図は本発明の実施例に於ける熱処理サイク
ルを示す説明図である。 手続補正書（自発） 昭和５８年 ６月 ３日 特許庁長官 若杉和夫 殿 １事件の表示 昭和５８年特許願第 ６５２１８ 号
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 （６
６５） 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）６補正
により増加する発明の数 ７補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄（１）
明細書１３頁、１３行「ｏｏ２５」を「０．０１５Ｊに
補正する。
ルを示す説明図である。 手続補正書（自発） 昭和５８年 ６月 ３日 特許庁長官 若杉和夫 殿 １事件の表示 昭和５８年特許願第 ６５２１８ 号
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 （６
６５） 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）６補正
により増加する発明の数 ７補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄（１）
明細書１３頁、１３行「ｏｏ２５」を「０．０１５Ｊに
補正する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．８％以下、胤
：ｌＯ多多丁下Ｐ：０．１％以下、Ａｔ：０．０１〜０
．１％、Ｎ：０．００５％以下及び他の不可避的不純物
から成り、かつＢ、Ｔ１、Ｎｂを複合添加することを必
須条件とし、Ｂは３０ｐｐｍ以下の範囲内で添加し、Ｔ
ｉは任ＣＮ（％）−０，００３４ ４８４８ チ〕≦Ｔｉ（％）≦１２０（％）＋ Ｎ（％）の条件
を満たす範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（係）＞ ２０（
％）で、かつ０．００３％≦Ｎｂ（％）＜０．０４係を
満たす範囲内の含有量で、かつＴｉ（％）＋Ｎｂ（％）
＜０．０６％を満たす成分の鋼を、熱延加熱温度１３０
０℃以下の条件で熱間圧延した後、脱スケール処理、冷
間圧延後、再結晶温度以上ＡＣ３点以下の温度で連続焼
鈍することを特徴とする極めて優れた二次加工性を有す
る超深絞り用冷延鋼板の製造方法。 ２ 連続焼鈍炉で焼なまし処理を行なった後、６５０℃
から４５０℃の間を平均５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の
極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6521883A JPS59193221A (ja) | 1983-04-15 | 1983-04-15 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6521883A JPS59193221A (ja) | 1983-04-15 | 1983-04-15 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59193221A true JPS59193221A (ja) | 1984-11-01 |
| JPH0128817B2 JPH0128817B2 (ja) | 1989-06-06 |
Family
ID=13280547
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6521883A Granted JPS59193221A (ja) | 1983-04-15 | 1983-04-15 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59193221A (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61246344A (ja) * | 1985-04-22 | 1986-11-01 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
| JPS61276927A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6338556A (ja) * | 1986-08-04 | 1988-02-19 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPS63121623A (ja) * | 1986-11-11 | 1988-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性と化成処理性に優れる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6473052A (en) * | 1987-09-14 | 1989-03-17 | Kawasaki Steel Co | Hot-rolled steel plate for superdrawing excellent in resistance to secondary working brittleness |
| US4889566A (en) * | 1987-06-18 | 1989-12-26 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel sheets having improved spot weldability |
| JPH0225518A (ja) * | 1988-07-13 | 1990-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JPH02141529A (ja) * | 1988-11-21 | 1990-05-30 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法 |
| JPH02173242A (ja) * | 1988-12-26 | 1990-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 加工用高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH03199343A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | 化成処理性，溶接性，打ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
| EP0462380A2 (en) * | 1990-06-20 | 1991-12-27 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| JPH0480323A (ja) * | 1990-07-19 | 1992-03-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度焼付硬化性鋼板の製造方法 |
| JPH04354849A (ja) * | 1991-05-29 | 1992-12-09 | Kobe Steel Ltd | 溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板 |
| US5279683A (en) * | 1990-06-20 | 1994-01-18 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| JP2008069406A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 磁気特性及び耐バリ性に優れた冷延鋼板 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5819465A (ja) * | 1981-07-27 | 1983-02-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| JPS5825436A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-15 | Kawasaki Steel Corp | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JPS5974232A (ja) * | 1982-10-20 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-04-15 JP JP6521883A patent/JPS59193221A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5819465A (ja) * | 1981-07-27 | 1983-02-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| JPS5825436A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-15 | Kawasaki Steel Corp | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JPS5974232A (ja) * | 1982-10-20 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Cited By (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61246344A (ja) * | 1985-04-22 | 1986-11-01 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
| JPH0450377B2 (ja) * | 1985-04-22 | 1992-08-14 | Kawasaki Steel Co | |
| JPS61276927A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0510411B2 (ja) * | 1985-05-31 | 1993-02-09 | Kawasaki Steel Co | |
| JPS6338556A (ja) * | 1986-08-04 | 1988-02-19 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH0647706B2 (ja) * | 1986-08-04 | 1994-06-22 | 日新製鋼株式会社 | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPS63121623A (ja) * | 1986-11-11 | 1988-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性と化成処理性に優れる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0238648B2 (ja) * | 1986-11-11 | 1990-08-31 | Kawasaki Steel Co | |
| US4889566A (en) * | 1987-06-18 | 1989-12-26 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel sheets having improved spot weldability |
| US5089068A (en) * | 1987-06-18 | 1992-02-18 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheets having improved spot weldability |
| JPS6473052A (en) * | 1987-09-14 | 1989-03-17 | Kawasaki Steel Co | Hot-rolled steel plate for superdrawing excellent in resistance to secondary working brittleness |
| JPH0668129B2 (ja) * | 1988-07-13 | 1994-08-31 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0225518A (ja) * | 1988-07-13 | 1990-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0670255B2 (ja) * | 1988-11-21 | 1994-09-07 | 川崎製鉄株式会社 | 表面性状に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法 |
| JPH02141529A (ja) * | 1988-11-21 | 1990-05-30 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法 |
| JPH02173242A (ja) * | 1988-12-26 | 1990-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 加工用高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH03199343A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | 化成処理性，溶接性，打ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
| US5279683A (en) * | 1990-06-20 | 1994-01-18 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| EP0462380A2 (en) * | 1990-06-20 | 1991-12-27 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| JPH0480323A (ja) * | 1990-07-19 | 1992-03-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度焼付硬化性鋼板の製造方法 |
| JPH04354849A (ja) * | 1991-05-29 | 1992-12-09 | Kobe Steel Ltd | 溶接部の強度特性に優れる加工用冷延鋼板 |
| JP2008069406A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 磁気特性及び耐バリ性に優れた冷延鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0128817B2 (ja) | 1989-06-06 |
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