JPS59197526A - 材質の均一性にすぐれた深絞用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
材質の均一性にすぐれた深絞用冷延鋼板の製造方法Info
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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】
本願発明は、超深絞性鋼板の製造法に関するものである
。超深絞用鋼板の製造方法に関するものとしては、極低
炭素系鋼板が知られている。
。超深絞用鋼板の製造方法に関するものとしては、極低
炭素系鋼板が知られている。
Ｎｂ添加系の超深絞鋼板としては、鋼中のＣ，Ｎ。
Ａｌ含有量に応じてＮｂを添加し、Ｎｂ（ａｔ係）／（
固溶Ｃ（ａｔ％）十固溶Ｎ（ａｔ％））をある範囲内に
制限することにより鋼板中の固溶Ｃ固溶Ｎをコントロー
ルしてさらに焼鈍後の冷却速度を制御することを特徴と
する方法（％開昭！５５−１４１５２６号、５５−１４
１５５５号公報）がある。
固溶Ｃ（ａｔ％）十固溶Ｎ（ａｔ％））をある範囲内に
制限することにより鋼板中の固溶Ｃ固溶Ｎをコントロー
ルしてさらに焼鈍後の冷却速度を制御することを特徴と
する方法（％開昭！５５−１４１５２６号、５５−１４
１５５５号公報）がある。
しかし々から、実際に調査検討してみるとかがる製造法
には次のような欠点がある。まず、熱延巻取己度、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°Ｃ）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°Ｃ
以下）では未再結晶部が残っていたシ、またＮｂ量の多
少にょって材質の変動が大きい。これはＡ７Ｎ、 Ｎｂ
Ｃ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°Ｃ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シである。これは、
ＮｂＣ，ＡｌＮ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。
には次のような欠点がある。まず、熱延巻取己度、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°Ｃ）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°Ｃ
以下）では未再結晶部が残っていたシ、またＮｂ量の多
少にょって材質の変動が大きい。これはＡ７Ｎ、 Ｎｂ
Ｃ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°Ｃ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シである。これは、
ＮｂＣ，ＡｌＮ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
９酸洗能率を極端に落とすだけでなく、コイル端部（ｒ
ｉ ｈ加速度が速いために通常の巻取温度と同じ温度の
材質とな９十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。一方、Ｔｉ添加
鋼はＴ１添加量が、Ｃ，Ｎの当量よりかなり多い場合は
窒化物及び炭化物・硫化物等の形成傾向が強く、鋼の純
イヒ作用が強いために、低温巻取でも容易に製造できる
。しかし化成処理性を考慮して添加量をＣとＮの当量又
はそれ以下にした場合には、炭化物（ＴｉＣ）が微細に
析出するために材質が著しく劣化する傾向がある。
９酸洗能率を極端に落とすだけでなく、コイル端部（ｒ
ｉ ｈ加速度が速いために通常の巻取温度と同じ温度の
材質とな９十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。一方、Ｔｉ添加
鋼はＴ１添加量が、Ｃ，Ｎの当量よりかなり多い場合は
窒化物及び炭化物・硫化物等の形成傾向が強く、鋼の純
イヒ作用が強いために、低温巻取でも容易に製造できる
。しかし化成処理性を考慮して添加量をＣとＮの当量又
はそれ以下にした場合には、炭化物（ＴｉＣ）が微細に
析出するために材質が著しく劣化する傾向がある。
本発明は以上のような従来技術の短所を考慮して低温巻
取製造による材質の均一性と化成処理性にすぐれた深絞
用鋼板の製造方法に関するものである。
取製造による材質の均一性と化成処理性にすぐれた深絞
用鋼板の製造方法に関するものである。
その骨子は、
（１） Ｃ：０．００７％以下、 Ｓｉ：０．８％
以下、 Ｍｎ：１．０％以下。
以下、 Ｍｎ：１．０％以下。
Ｐ ： ０．１５％以下、 Ａｌ：０．０１〜ｏ、１％
、 Ｎ：０．００８％以下及び他の不可避的不純物から
成シかっＴ１とＮｂを複合添加することを必須条件とし
ＴＩは−４１（Ｎ（％）−０，００２４ 係）＜ＴＩ％）（：４．ＤＣ（支））＋ ３．４３Ｎ（
係）を満たす範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞ ２
Ｃｆ％）でかつ０．００話以上００２５％未満の含有量
で、かっＮｂ（％）とＴｉ（％）の総量が０．０４％を
越えない量の成分の鋼を使用して、熱間圧延において、
７２９−８７０°Ｃで仕上圧延を行ない、６８０°Ｃ以
下で巻取った後、脱スケール処理、冷間圧延後再結晶焼
鈍を行なうことを特徴とする深絞性に優れた冷延鋼板の
製造方法 （２）熱延前のスラブ加熱温度を９５０°Ｃ〜１１７０
℃に制限することを特徴とする特許請求の範囲第１項記
載の深絞性に優れた冷延鋼板の製造方法本発明鋼が従来
のＮｂ添加鋼と比較して著しく優ねた材質特性を、６８
０°Ｃ以下の低温巻取時に示すのは、ＴｉをＮｌ）と共
に複合添加して鋼中のＮをＴｉによってＴｉＮとして、
既に熱延加熱炉中で析出固定しているからである。Ｔｉ
Ｎ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後の冷却速度によってその
析出形態は変わらない。
、 Ｎ：０．００８％以下及び他の不可避的不純物から
成シかっＴ１とＮｂを複合添加することを必須条件とし
ＴＩは−４１（Ｎ（％）−０，００２４ 係）＜ＴＩ％）（：４．ＤＣ（支））＋ ３．４３Ｎ（
係）を満たす範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞ ２
Ｃｆ％）でかつ０．００話以上００２５％未満の含有量
で、かっＮｂ（％）とＴｉ（％）の総量が０．０４％を
越えない量の成分の鋼を使用して、熱間圧延において、
７２９−８７０°Ｃで仕上圧延を行ない、６８０°Ｃ以
下で巻取った後、脱スケール処理、冷間圧延後再結晶焼
鈍を行なうことを特徴とする深絞性に優れた冷延鋼板の
製造方法 （２）熱延前のスラブ加熱温度を９５０°Ｃ〜１１７０
℃に制限することを特徴とする特許請求の範囲第１項記
載の深絞性に優れた冷延鋼板の製造方法本発明鋼が従来
のＮｂ添加鋼と比較して著しく優ねた材質特性を、６８
０°Ｃ以下の低温巻取時に示すのは、ＴｉをＮｌ）と共
に複合添加して鋼中のＮをＴｉによってＴｉＮとして、
既に熱延加熱炉中で析出固定しているからである。Ｔｉ
Ｎ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後の冷却速度によってその
析出形態は変わらない。
更に’Ｉ”ｉ、Ｎｂを俊合添加することにより（Ｔｉ、
Ｎｂ）Ｃ７のような複合析出物が熱間圧延の仕上時に形
成されて疎らに析出するために巻取温度が低目でも良好
な材質にすることができる。しかし、上記析出物を熱延
仕上時に十分析出させるためには仕上温度はＡ３点以下
の低温仕上気味にする必要があり、８７０°Ｃ以下７２
０ ’Ｃまでとする。仕上温度が７２０℃を切る場合に
はＧｏ’ｓｓ方位の発達が起こり始めてｒ値は落ちる傾
向になる。
Ｎｂ）Ｃ７のような複合析出物が熱間圧延の仕上時に形
成されて疎らに析出するために巻取温度が低目でも良好
な材質にすることができる。しかし、上記析出物を熱延
仕上時に十分析出させるためには仕上温度はＡ３点以下
の低温仕上気味にする必要があり、８７０°Ｃ以下７２
０ ’Ｃまでとする。仕上温度が７２０℃を切る場合に
はＧｏ’ｓｓ方位の発達が起こり始めてｒ値は落ちる傾
向になる。
しかし、上記条件と同様な熱間圧延をしたとしても、前
述の如（Ｎｂ添加鋼では、窒化物は熱延板中では析出せ
ずに、再結晶時に微細に析出するために良好な材質が望
めない。また、Ｎｂ添加量が増えるとＮｂＣが微細多量
に析出するので低温巻取では再結晶温度が高くなりすぎ
て硬質でかつ延性に劣る材質になる。
述の如（Ｎｂ添加鋼では、窒化物は熱延板中では析出せ
ずに、再結晶時に微細に析出するために良好な材質が望
めない。また、Ｎｂ添加量が増えるとＮｂＣが微細多量
に析出するので低温巻取では再結晶温度が高くなりすぎ
て硬質でかつ延性に劣る材質になる。
Ｔｉ添加鋼では、Ｔ１添加量が００４％以上添加した場
合には良好な材質を容易に得ることができるがＴｉ量が
少なくなると、ＴｉＣが微細に析出するために硬質化、
延性の劣化、及びｒ値の劣化特に４５゜方向ｒ値の低下
が著しくなる。
合には良好な材質を容易に得ることができるがＴｉ量が
少なくなると、ＴｉＣが微細に析出するために硬質化、
延性の劣化、及びｒ値の劣化特に４５゜方向ｒ値の低下
が著しくなる。
従って後に述べるようにリン酸塩処理性に優れた材料を
得る見地からＴｉ、Ｎｂ添加量の少ない範囲で低温巻取
適性のある成分系を求めるとＮｂとＴｉの複合添加系が
最も優れた材質になる。その適正成分系は、ＴｉはＮを
固定してその害をなくすため８ 一ノニ限は一〇（％Ｊ ＋４８ Ｎ＜％）未満とする。
得る見地からＴｉ、Ｎｂ添加量の少ない範囲で低温巻取
適性のある成分系を求めるとＮｂとＴｉの複合添加系が
最も優れた材質になる。その適正成分系は、ＴｉはＮを
固定してその害をなくすため８ 一ノニ限は一〇（％Ｊ ＋４８ Ｎ＜％）未満とする。
１２ １４
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．ＣｌＯ３係未満で
はその効果はなく、００２５％以上では、ＮｂＣの組成
に近い析出物になり前述の如きＮｂ添加鋼の持つ性質が
如実に現われることになる。
）以上の添加を必要とし、かつ、０．ＣｌＯ３係未満で
はその効果はなく、００２５％以上では、ＮｂＣの組成
に近い析出物になり前述の如きＮｂ添加鋼の持つ性質が
如実に現われることになる。
さて、以上述べたように本願発明の鋼種は、低温仕上、
低温巻取により、コイル全長に渡って均一でかつ良好な
材質を得るに適した成分に々っているが、これにスラン
加熱温度の制限を入れると更に安定して良好な材質にな
る。スラブの加熱温度が１１７０°Ｃ以上に高くなると
Ｎｂ、Ｔｉ等が均一に鋼中に拡散するために（Ｎｂ、Ｔ
ｉ）Ｃの析出が遅れたり微細になるので硬質で、かつ延
性が落ちる。オだ９５０ ’Ｃ未満の加熱では、前述の
仕上温度条件を守ることがむずかしくなる。
低温巻取により、コイル全長に渡って均一でかつ良好な
材質を得るに適した成分に々っているが、これにスラン
加熱温度の制限を入れると更に安定して良好な材質にな
る。スラブの加熱温度が１１７０°Ｃ以上に高くなると
Ｎｂ、Ｔｉ等が均一に鋼中に拡散するために（Ｎｂ、Ｔ
ｉ）Ｃの析出が遅れたり微細になるので硬質で、かつ延
性が落ちる。オだ９５０ ’Ｃ未満の加熱では、前述の
仕上温度条件を守ることがむずかしくなる。
また鋼板は、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Ｔ
ｉを添加するとボンデ性が大きく劣化する性質がある。
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Ｔ
ｉを添加するとボンデ性が大きく劣化する性質がある。
これら添加量とボンデ性の関係を調べるとＴｉ 十Ｎｂ
＜ ０．０４％ が必要であることかわかった。
＜ ０．０４％ が必要であることかわかった。
次にＮｂ、Ｔｉ以外の元素の範囲について記す。
Ｃは、量が多いとＣを固定するだめのＮｂ量は多くな９
、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、析出強化要素が大きくなり材質の低下を招く
。このため０．００７％以下とする。
、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、析出強化要素が大きくなり材質の低下を招く
。このため０．００７％以下とする。
Ｓｉは、高強度鋼板にする場合添加をする場合があるが
、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、０８％以下にすべきである。Ｍｎも高
強度化するに際して、使用することができる。しかしｒ
値を劣化させる働きがあることと、合金鉄のコストが高
いことから１チ以下にする。Ｐは、最も強化能の大きな
元素であり、高強度化をする場合添加されるかつ、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０．１５％とする。
、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、０８％以下にすべきである。Ｍｎも高
強度化するに際して、使用することができる。しかしｒ
値を劣化させる働きがあることと、合金鉄のコストが高
いことから１チ以下にする。Ｐは、最も強化能の大きな
元素であり、高強度化をする場合添加されるかつ、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０．１５％とする。
ＡｌはＴｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、
Ｔｉ、Ｎｂの歩留を良くするためには０．０１％以上の
添加が必要である。またあまり加えすぎるとコストアッ
プになるのでその上限は０１係にする。
Ｔｉ、Ｎｂの歩留を良くするためには０．０１％以上の
添加が必要である。またあまり加えすぎるとコストアッ
プになるのでその上限は０１係にする。
Ｎは、ＴｉＮとしてＴｉに大部分は固定されるがＮ含有
量が多いとＴｉ量も多く必要になるのでＯ，ＤＤ８’Ｚ
以下にしたい。
量が多いとＴｉ量も多く必要になるのでＯ，ＤＤ８’Ｚ
以下にしたい。
Ｔ１とＮｂを複合添加する極低炭素鋼板としては特公昭
５４−１２８８３が知られている。しかし、該特許にお
いてはＮｌ）添加量は０．０２５％以上でかつ固溶Ｎｂ
−１ｐ（が０．０２５％以上含１れる鋼板であり、本願
発明とは異なる成分範囲である。
５４−１２８８３が知られている。しかし、該特許にお
いてはＮｌ）添加量は０．０２５％以上でかつ固溶Ｎｂ
−１ｐ（が０．０２５％以上含１れる鋼板であり、本願
発明とは異なる成分範囲である。
かつ該特許のＴ１察加量は００１５％以上でありＴｉ＋
Ｎｂの和は０．０４％以上になるので化成処理性の見地
からＯ０４係未満とした本願発明の成分範囲とは異なる
ものであり、かつ、本願発明では添加した少量のＮｂ、
Ｔｉを有効に生かしてＣ，Ｎの析出させるだめに熱延条
件に制約を設けている。
Ｎｂの和は０．０４％以上になるので化成処理性の見地
からＯ０４係未満とした本願発明の成分範囲とは異なる
ものであり、かつ、本願発明では添加した少量のＮｂ、
Ｔｉを有効に生かしてＣ，Ｎの析出させるだめに熱延条
件に制約を設けている。
以上本願発明の骨子をなす、成分系及び熱延条件につい
て詳細に勝１明したが、それ以後の工程は、熱延板の脱
スケール処理、冷間圧延、再結晶焼鈍の通常の工程を経
て冷延鋼板にする。本願発明品は低温仕上圧延によって
６０〜７５％の低冷延率において高温仕上材に比べてｒ
値が改善される傾向が著しい。
て詳細に勝１明したが、それ以後の工程は、熱延板の脱
スケール処理、冷間圧延、再結晶焼鈍の通常の工程を経
て冷延鋼板にする。本願発明品は低温仕上圧延によって
６０〜７５％の低冷延率において高温仕上材に比べてｒ
値が改善される傾向が著しい。
再結晶焼鈍は、二次加工性等の特性を考えると箱型焼鈍
よりも急速冷却が可能な連続型の焼鈍プロセスによるの
が望せしい。その理由は二次加工性はＰ等の粒界脆化元
素の拡散を抑制するためには、再結晶焼鈍時の冷却は急
速冷却が望ましいからである。またＰ、Ｓｉ等の脆化元
素が多くなったり、二次加工性に万全を期すには、Ｂを
数ｐｐｍ〜６０ｐｐｍ添加すれはよい。しかし３０ ｐ
ｐｍ以上の添加はｒ値を落とすので利点はない。
よりも急速冷却が可能な連続型の焼鈍プロセスによるの
が望せしい。その理由は二次加工性はＰ等の粒界脆化元
素の拡散を抑制するためには、再結晶焼鈍時の冷却は急
速冷却が望ましいからである。またＰ、Ｓｉ等の脆化元
素が多くなったり、二次加工性に万全を期すには、Ｂを
数ｐｐｍ〜６０ｐｐｍ添加すれはよい。しかし３０ ｐ
ｐｍ以上の添加はｒ値を落とすので利点はない。
以上述べたように本願発明の対象製品はその主旨からい
って単に冷延鋼板だけでなく、連続型焼鈍プロセスによ
って再結晶焼鈍のできる溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アル
ミメッキ鋼板等の表面処理鋼板も含むことは言うまでも
ない。
って単に冷延鋼板だけでなく、連続型焼鈍プロセスによ
って再結晶焼鈍のできる溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アル
ミメッキ鋼板等の表面処理鋼板も含むことは言うまでも
ない。
以下実施例について述べる。
実施例（１）
第１表に示−すような成分のＮｂ、Ｔｉを添加した極低
炭素鋼と比較例としてＮｂ添加（供試材Ｎ０．７ ）、
及びＴ１添加（供試材Ｎｏ、 ６ ）極低炭素鋼を連続
鋳造によやスラブ鋳片となした。熱延に際して、スラブ
の表面加熱温度を１１５０”Ｃ１仕上温度を７４０°Ｃ
〜８６０°Ｃの間で仕上圧延を行ない６５０°Ｃで巻取
った。６２Ｒ７πの熱延板を酸洗後冷間圧延を行なって
０．８ ｍｍの冷延板に圧延して、連続焼鈍炉にて８３
０°Ｃ×３５秒の再結晶焼鈍を行なった。０８％のスキ
ンパスの後その材質及び化成処理性の測定を行なって第
２表のような結果を得た。
炭素鋼と比較例としてＮｂ添加（供試材Ｎ０．７ ）、
及びＴ１添加（供試材Ｎｏ、 ６ ）極低炭素鋼を連続
鋳造によやスラブ鋳片となした。熱延に際して、スラブ
の表面加熱温度を１１５０”Ｃ１仕上温度を７４０°Ｃ
〜８６０°Ｃの間で仕上圧延を行ない６５０°Ｃで巻取
った。６２Ｒ７πの熱延板を酸洗後冷間圧延を行なって
０．８ ｍｍの冷延板に圧延して、連続焼鈍炉にて８３
０°Ｃ×３５秒の再結晶焼鈍を行なった。０８％のスキ
ンパスの後その材質及び化成処理性の測定を行なって第
２表のような結果を得た。
比較例５ばＮｂ ＋ Ｔ、 ｉ−０，０４８％になって
化成処理性に劣る結果になった。丑たＮｌ）が高すぎる
ために降伏点高く、伸ひ率も低目になった。比較例６（
はＴｉを（Ｃ−ＩＮ）の当量より少なく添加したもので
あるか、延性に劣り硬質気味になし、ｒ値も十分でなか
った。特に４５°方向のｒ値が劣っていた。
化成処理性に劣る結果になった。丑たＮｌ）が高すぎる
ために降伏点高く、伸ひ率も低目になった。比較例６（
はＴｉを（Ｃ−ＩＮ）の当量より少なく添加したもので
あるか、延性に劣り硬質気味になし、ｒ値も十分でなか
った。特に４５°方向のｒ値が劣っていた。
比較例７は、Ｎｌ）を添加したものであるがｒ値は十分
高くなるものの、延性に劣りかつ硬質になり低温巻取に
よる製造法では十分な材質は得られんい。
高くなるものの、延性に劣りかつ硬質になり低温巻取に
よる製造法では十分な材質は得られんい。
第 ２ 表
オニリン酸塩処理方法
供試材は表面をグラインダー手入して新生面を露出させ
た場所について行なった。
た場所について行なった。
処理液は、フォスフオフイライト（Ｚｎ２Ｆｅ （ＰＯ
４）２ ）糸浸漬処理型薬剤で日本Ｒインド製ＧｒＳ−
Ｄ−２Ｌ１００を使用した。これをＴＡ、１６＋−１８
，Ｚｎ＋＋１０００士２００ｐｐｍ。
４）２ ）糸浸漬処理型薬剤で日本Ｒインド製ＧｒＳ−
Ｄ−２Ｌ１００を使用した。これをＴＡ、１６＋−１８
，Ｚｎ＋＋１０００士２００ｐｐｍ。
Ｆｅ””５０〜Ｉ ＤＤｐｐｍに調整したものに試料を
１２０秒浸漬して行なった。
１２０秒浸漬して行なった。
評価は走査型電子顕微鏡によ！ｌ） １０００倍の写真
でリン酸塩結晶の密度、サイズを判定することにより行
なった。
でリン酸塩結晶の密度、サイズを判定することにより行
なった。
良好 ○、 △ や＼不良、 Ｘ 不良実施例（２）
Ｃニロ００３％、 Ｓｉ ＝ ０．０２５％、 Ｍｎ
＝ ０．２３％。
＝ ０．２３％。
Ｐ−口０１５％、 Ｓ ＝ ０．００８％、 ５ｏ７Ａ
ｌ＝ ０．０４５％。
ｌ＝ ０．０４５％。
Ｎ二０．００４５係、 Ｔｉ２００１２％、 Ｎｂ２０
０１２％の成分の鋼を連続鋳造により、多数のスラブと
なし、そのスラブを第３表に示すような熱延のスラブ加
熱温度、仕上温度で６２０〜６５０°Ｃで３．２ ｍｍ
厚の熱延コイルとして巻取った。
０１２％の成分の鋼を連続鋳造により、多数のスラブと
なし、そのスラブを第３表に示すような熱延のスラブ加
熱温度、仕上温度で６２０〜６５０°Ｃで３．２ ｍｍ
厚の熱延コイルとして巻取った。
酸洗後、冷間圧延で０．８ ａｍの冷延板にして、連続
焼鈍プロセスにて８３０°Ｃ×６５秒の再結晶焼鈍を行
なった。０．８係のスキンパス圧延の後、その材質及び
化成処理性の測定を行なって第６表のような結果を得た
。
焼鈍プロセスにて８３０°Ｃ×６５秒の再結晶焼鈍を行
なった。０．８係のスキンパス圧延の後、その材質及び
化成処理性の測定を行なって第６表のような結果を得た
。
９１０°Ｃで仕上圧延を終了した供試材ＩＮｏ、 ６
、７は、（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｃの析出が熱延板中で十分に行
なわれ々いために硬質で延性に劣り、ｒ値も十分イ゛々
い。
、７は、（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｃの析出が熱延板中で十分に行
なわれ々いために硬質で延性に劣り、ｒ値も十分イ゛々
い。
供試材Ｎｏ、 ５は加熱温度が高いのでいくらか材質は
劣化する。供試材１〜４はスラブの低温加熱が行なわれ
たので本願発明の効果が十分すぎる程発現した結果にな
った。
劣化する。供試材１〜４はスラブの低温加熱が行なわれ
たので本願発明の効果が十分すぎる程発現した結果にな
った。
Claims (2)
- （１） Ｃ：０．００７％以下、ｓｉ：ｏ、ｓ％以下
、 Ｍｎ：１．０％以下。 Ｐ ： ０．１５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０１％、
Ｎ：０．００８係以下及び他の不可避的不純物から成
シ、かつＴｉとＮｂを複８ 合添加することを必須条件とし、Ｔｉは−Ｈ（Ｎ（％）
−〇、００２） （Ｔ ｉ （係）＜４Ｃ４％） ＋
３．４３Ｎ（％）を満たす範囲内で含有し、ＮｂはＮ１
〕（鉤）２Ｃ（俸）でかつ０００６％以上００２５％未
満の含有量で、かつＮｂ（ｑｂ）とＴｉ（％）の総量が
００４％を越えない骨の成分の鋼を使用して、熱間圧延
において７２０−８７０”Ｃ！で仕上圧延を行ない６８
０°Ｃ以下で巻取った後、脱スケール処理、冷間圧延後
再結晶焼鈍を行なうことを特徴とする深絞性に優れた〆
令延鋼板の製造方法 - （２） 熱延前のスラブ加熱温度を９５０°Ｃ〜１１
７０゛Ｃに制限することを特徴とする特許請求の範囲第
１項に記載する深絞性にすぐれた冷延鋼板の製造方法
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7193983A JPS59197526A (ja) | 1983-04-23 | 1983-04-23 | 材質の均一性にすぐれた深絞用冷延鋼板の製造方法 |
| US06/539,678 US4504326A (en) | 1982-10-08 | 1983-10-06 | Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability |
| EP83110039A EP0108268B1 (en) | 1982-10-08 | 1983-10-07 | Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7193983A JPS59197526A (ja) | 1983-04-23 | 1983-04-23 | 材質の均一性にすぐれた深絞用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59197526A true JPS59197526A (ja) | 1984-11-09 |
Family
ID=13474976
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7193983A Pending JPS59197526A (ja) | 1982-10-08 | 1983-04-23 | 材質の均一性にすぐれた深絞用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59197526A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6036624A (ja) * | 1983-08-09 | 1985-02-25 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| JPS6141722A (ja) * | 1984-08-06 | 1986-02-28 | Kawasaki Steel Corp | りん酸塩処理性の良好な極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
| JPS62207829A (ja) * | 1986-03-07 | 1987-09-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 異方性、化成処理性に優れた冷延板の製造法 |
| JPS63290224A (ja) * | 1987-05-21 | 1988-11-28 | Nippon Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH04236751A (ja) * | 1991-01-07 | 1992-08-25 | Nkk Corp | 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
| WO1996026300A1 (fr) * | 1995-02-23 | 1996-08-29 | Nippon Steel Corporation | 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 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPS58144430A (ja) * | 1982-02-19 | 1983-08-27 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-04-23 JP JP7193983A patent/JPS59197526A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPH04236751A (ja) * | 1991-01-07 | 1992-08-25 | Nkk Corp | 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
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| US5954896A (en) * | 1995-02-23 | 1999-09-21 | Nippon Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved homogeneity in workability and process for producing same |
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