JPS5967319A - 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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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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- C21—METALLURGY OF IRON
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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】
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Ｎｂキルド鋼板（特公昭５４
−１２４５号公報）の２つの系統のものが知られて（・
る。例えば、Ｎｂキルド鋼板は前記特許出Ｈ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 ＜ ５ ０ 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し・炭素量、ｌ’Ｊ
ｂ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ｒｉあるいは歯を添加し
て、侵入型元素ＣＸＮ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Ｎｂキルド鋼板（特公昭５４
−１２４５号公報）の２つの系統のものが知られて（・
る。例えば、Ｎｂキルド鋼板は前記特許出Ｈ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 ＜ ５ ０ 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し・炭素量、ｌ’Ｊ
ｂ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ｒｉあるいは歯を添加し
て、侵入型元素ＣＸＮ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、Ｔｉ添加量がＣ
，Ｈ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℃・欠点も
ある。しかし、この鋼種は熱延巻取温度が、通常の６０
０〜６５０℃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、Ｔｉ添加量がＣ
，Ｈ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℃・欠点も
ある。しかし、この鋼種は熱延巻取温度が、通常の６０
０〜６５０℃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、Ｎｂキルド鋼は熱延で篩部巻取（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っていた
り、またＮｂ量の多少によって材質の変動が太きい。
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っていた
り、またＮｂ量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、高温巻取を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洛とすだけでなく、コイル端部は
冷却速度が速いために十分な材質が侍られないので、歩
留の低下はＮｂキルド鋼では時に太きいものがある。
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、高温巻取を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洛とすだけでなく、コイル端部は
冷却速度が速いために十分な材質が侍られないので、歩
留の低下はＮｂキルド鋼では時に太きいものがある。
本発明者寺は、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
屋化物形成元素であり、熱延の加熱炉中ですでにＴｉＮ
が形成されている。
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
屋化物形成元素であり、熱延の加熱炉中ですでにＴｉＮ
が形成されている。
炭化物は蟹化物と比較すると、析出温度は低いものの、
霊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、ホットコイル中で大
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。
霊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、ホットコイル中で大
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Ｃ，Ｎがほとんど析出してしま
っ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ギルド鋼では、合金化
亜鉛めつ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。
っ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ギルド鋼では、合金化
亜鉛めつ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、蟹化物形成能が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。Ａ１．Ｎは低温
巻取では形成され維く、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、降伏強度を筒＜シたり、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くるために、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。Ａ１．Ｎは低温
巻取では形成され維く、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、降伏強度を筒＜シたり、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くるために、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、Ｎｂは炭窒化物形成能がＴｉに比較して劣るた
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
歯は合金化亜鉛めっき鋼板製造時には、地鉄と溶融亜鉛
の合金化反応を１゛ｌはど促進する傾向はみられないた
め、Ｎｂキルド鋼では、パウダリングはＴｉキルド鋼に
比較して起こり難い。
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
歯は合金化亜鉛めっき鋼板製造時には、地鉄と溶融亜鉛
の合金化反応を１゛ｌはど促進する傾向はみられないた
め、Ｎｂキルド鋼では、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−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〔Ｔｌ、Ｎｂ″Ｉｃの複合
炭化物として析出させた鋼板が本発明の基本的な考え方
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−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〔Ｔｌ、Ｎｂ″Ｉｃの複合
炭化物として析出させた鋼板が本発明の基本的な考え方
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
添加をして高強度化した場合に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擾れて〜・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キルド
鋼に比較して、ＮをＡＩＮではなく ＴｉＮとして固定
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、Ｎｂキ
ルド鋼と比較して、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。
添加をして高強度化した場合に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擾れて〜・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キルド
鋼に比較して、ＮをＡＩＮではなく ＴｉＮとして固定
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、Ｎｂキ
ルド鋼と比較して、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。
更にＴ１、Ｎｂを複合添加した本発明鋼が、従来のＴｉ
キルド鋼、Ｎｂキルド鋼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値の異方性が極めて
小さいことである。一般に、Ｔｉキルド鋼やＮｂキルド
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°方向が〜・くらか
大きいｒ値を持っている。こうした異方性を持った高ｒ
値鋼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。特に四角筒絞り（
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ｌ」〜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値を３方向の平均値だけで見るだけでなく、本
発明鋼のような新調板の出現で、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。
キルド鋼、Ｎｂキルド鋼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値の異方性が極めて
小さいことである。一般に、Ｔｉキルド鋼やＮｂキルド
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°方向が〜・くらか
大きいｒ値を持っている。こうした異方性を持った高ｒ
値鋼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。特に四角筒絞り（
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ｌ」〜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値を３方向の平均値だけで見るだけでなく、本
発明鋼のような新調板の出現で、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添加量
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（％）−０，００２％（２０ｐｐ
ｍ））＜Ｔｉである。ＴｉをＮとの当量（即ち４ Ｂ／
１４ Ｎ（＠）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（するので、多くともＴｉ添加量はＣとＮと
の当量以下にすべきである。即ち、Ｔｉ（％［＜ （４
８／１２ Ｃ（＠＋ ４８／１４ Ｎ（＠）になる。
ｍ））＜Ｔｉである。ＴｉをＮとの当量（即ち４ Ｂ／
１４ Ｎ（＠）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（するので、多くともＴｉ添加量はＣとＮと
の当量以下にすべきである。即ち、Ｔｉ（％［＜ （４
８／１２ Ｃ（＠＋ ４８／１４ Ｎ（＠）になる。
一方ＮｂはＣとの関係で決まり、原子比でＣ量の０．３
倍以上、即ち Ｎｂ（％）＞ ０．３Ｘ ９３／１２Ｃ（９））＝ ２
．３３ Ｃ（イ）で、かつ０００３％以上で０．０２５
％未満の量添加することが望ましい。
倍以上、即ち Ｎｂ（％）＞ ０．３Ｘ ９３／１２Ｃ（９））＝ ２
．３３ Ｃ（イ）で、かつ０００３％以上で０．０２５
％未満の量添加することが望ましい。
Ｎｂ（％）／Ｃ（％）＜２．３３では（ＴｉＸＮｂ）Ｃ
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り、またＮｂ＞０．
０２５％では材質特性値は、従来のＮｂギルド鋼に類似
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り、本発明の原理からはずれること
になる。
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り、またＮｂ＞０．
０２５％では材質特性値は、従来のＮｂギルド鋼に類似
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り、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
を示したものである。
を示したものである。
第１図はＮｂ量を一定量（０，０２２％）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、ＩＶｌｎ；０．２５
、Ｐ；０．０２、ｓ：ｏ、ｏｉ、５ｏｌ−Ａｌ ： ０
．０６、Ｎ；０．００５（各チ）の試料について、熱間
圧延で７２０℃巻取を行ない、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％〕
〉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、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、Ｎｂ複合添加の効果
が小さい。逆にＴｉを、Ｃ，Ｈに対して当量以上添加し
た場合には、コイル前後端部の拐質劣化は非常に小さい
が、ｒ値の異方性は゛Ｆエキルトのそれとほとんど等し
いものとなる。即ちＴ１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
。
、Ｐ；０．０２、ｓ：ｏ、ｏｉ、５ｏｌ−Ａｌ ： ０
．０６、Ｎ；０．００５（各チ）の試料について、熱間
圧延で７２０℃巻取を行ない、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％〕
〉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、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、Ｎｂ複合添加の効果
が小さい。逆にＴｉを、Ｃ，Ｈに対して当量以上添加し
た場合には、コイル前後端部の拐質劣化は非常に小さい
が、ｒ値の異方性は゛Ｆエキルトのそれとほとんど等し
いものとなる。即ちＴ１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、Ｔｉｓ Ｎｂ単独添加鋼では得
られない集合組織にユろものである。
加を必須とするもので、Ｔｉｓ Ｎｂ単独添加鋼では得
られない集合組織にユろものである。
第２図はＴｉ量をＮ固定１−るに十分な量だけ一定量（
０，０２％）添加し、Ｎｂ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。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
性が非常に太＠℃・。さらにコイル前後端部の材質劣化
が太き（、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、ｒｅＯ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太きいとい
つ歯キルド鋼特有の特性に類似する。第２図からもＴｉ
ＸＮｂの適当な複合添加によってのみ、ｒ値の異方性か
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、Ｎｂ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。
０，０２％）添加し、Ｎｂ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。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
性が非常に太＠℃・。さらにコイル前後端部の材質劣化
が太き（、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、ｒｅＯ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太きいとい
つ歯キルド鋼特有の特性に類似する。第２図からもＴｉ
ＸＮｂの適当な複合添加によってのみ、ｒ値の異方性か
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、Ｎｂ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Ｔｉ単独添加に比べ
て少ない合金元累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。
高い安定した材質が出ること、及びＴｉ単独添加に比べ
て少ない合金元累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ＴｉとＮｂの添加量をバランスよく
含んだ場合には、（’ｌ’ｉ、Ｎｂ）Ｃの複合析出物が
出来るが、これはＴｉＣ、ＮｂＣ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℃・ると考えられる
。それに対してＮｂ添加鋼又はＮｂ＞０．０２５係添加
した場合は、生成するのはＮｂＣであり、巻取温度によ
って析出状態が太きく変化して、低温巻取の場合は、微
細なＮｂＣが連続焼鈍時の再結晶温度を上げるために材
質は太き（劣化する。またＴｉの単独添加では、Ｔｉと
Ｃ＋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Ｔ、 Ｃの析出
が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
。
含んだ場合には、（’ｌ’ｉ、Ｎｂ）Ｃの複合析出物が
出来るが、これはＴｉＣ、ＮｂＣ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℃・ると考えられる
。それに対してＮｂ添加鋼又はＮｂ＞０．０２５係添加
した場合は、生成するのはＮｂＣであり、巻取温度によ
って析出状態が太きく変化して、低温巻取の場合は、微
細なＮｂＣが連続焼鈍時の再結晶温度を上げるために材
質は太き（劣化する。またＴｉの単独添加では、Ｔｉと
Ｃ＋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Ｔ、 Ｃの析出
が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５ ＫＮｂ ＜ ０．０２５％にして、
ＮｂとＴｉ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。
ＮｂとＴｉ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、本発明鋼の成分範囲は、Ｔｉ添加量は
鋼中のＮ量に依存し、Ｔｉ （％） ＞ ４８／１４（
Ｎ（％） −ｏ、 ｏ ０２％〕かツＴｉ （％）＜
（４８／１２ Ｃ（％）＋、＋ ８／］−４Ｎ（％）
）を満たす量含有し、Ｎｂ添加量は鋼中Ｃ量で決まり、
Ｎｂ（％）＞０．３Ｘ９３／１２Ｃ＝２．３３０（％）
かつ０．００３係＜Ｎｂ （鋤＜０．０２５係を満たす
量含有するというものである。
鋼中のＮ量に依存し、Ｔｉ （％） ＞ ４８／１４（
Ｎ（％） −ｏ、 ｏ ０２％〕かツＴｉ （％）＜
（４８／１２ Ｃ（％）＋、＋ ８／］−４Ｎ（％）
）を満たす量含有し、Ｎｂ添加量は鋼中Ｃ量で決まり、
Ｎｂ（％）＞０．３Ｘ９３／１２Ｃ＝２．３３０（％）
かつ０．００３係＜Ｎｂ （鋤＜０．０２５係を満たす
量含有するというものである。
しかし、ＮｂとＴｉの総量に対しては、化成処理性の面
から以下のような制限を設ける必要がある。化成処理性
（リン酸塩処理性）は鋼板の表面状態に依存するが、例
えば自動車外板パネルは、成形、組立後局部的にグライ
ンダー手入を受けて、鋼板内部が露出した状態で使用さ
れることを考えると、鋼板自体の化成処理性がよくなけ
ればならない。しかし、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素
鋼は、化成処理性が劣り、リン酸塩皮膜が局部的に出来
ない場合がある。本発明者等は、リン酸塩皮膜を一様に
生成するためには、（Ｎｂ＋Ｔｉ）量が０．０４％未満
にする必要があるとの新規の知見を得た。
から以下のような制限を設ける必要がある。化成処理性
（リン酸塩処理性）は鋼板の表面状態に依存するが、例
えば自動車外板パネルは、成形、組立後局部的にグライ
ンダー手入を受けて、鋼板内部が露出した状態で使用さ
れることを考えると、鋼板自体の化成処理性がよくなけ
ればならない。しかし、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素
鋼は、化成処理性が劣り、リン酸塩皮膜が局部的に出来
ない場合がある。本発明者等は、リン酸塩皮膜を一様に
生成するためには、（Ｎｂ＋Ｔｉ）量が０．０４％未満
にする必要があるとの新規の知見を得た。
Ｔｉｙ Ｎｂ以外の成分範囲はＣ：０．００７係以下、
Ｓｉ：０．８％以下、胤、１．０％以下、Ｐ：Ｏ，１％
以下、Ａｔ ： ０．０１〜０．１ ％、Ｎ ： ８０
ｐｐｍ以下及び池の不可避的不純物から成るものであ
る。
Ｓｉ：０．８％以下、胤、１．０％以下、Ｐ：Ｏ，１％
以下、Ａｔ ： ０．０１〜０．１ ％、Ｎ ： ８０
ｐｐｍ以下及び池の不可避的不純物から成るものであ
る。
Ｃ量か多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ量がそれ
だけ多く必要となり、（Ｔｊ、、Ｎｂ）Ｃの生成量が増
えろため、結晶粒の成長を阻害し、１−１゛直の低下、
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％以下とす
る。
だけ多く必要となり、（Ｔｊ、、Ｎｂ）Ｃの生成量が増
えろため、結晶粒の成長を阻害し、１−１゛直の低下、
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％以下とす
る。
Ｓｌは浴融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、めっき層成
Ｊ摸の密着性を低下させる傾向を有するため０８％以下
とする。特に合金化処理を実施しなし・場合には０３％
以下が望ましい。
Ｊ摸の密着性を低下させる傾向を有するため０８％以下
とする。特に合金化処理を実施しなし・場合には０３％
以下が望ましい。
１Ｖｆｎは多量に加えるとｒ値の劣化が著し℃・ため１
．０％を」二限とするが、高ｒ値の観点から低し・方が
望ましい。
．０％を」二限とするが、高ｒ値の観点から低し・方が
望ましい。
本発明鋼は、ＴｉｙＮｂ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、粒界に脆化させ、二次加工割れを助長するた
め、Ｐの」二限を０．１係とする。
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、粒界に脆化させ、二次加工割れを助長するた
め、Ｐの」二限を０．１係とする。
ＡＩは’Ｌ ｊｚ 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、ＡＩによる脱酸が十分に行
なわれず、Ｔ１、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔ＋
％ Ｎｂの歩留低下が著しくなる。逆に多量に加えると
Ａ１２０ａ介在物が増加して好ましくない。以上の理由
により、ＡＩは０．０１〜０．１係とする。
るが、少量すぎる場合には、ＡＩによる脱酸が十分に行
なわれず、Ｔ１、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔ＋
％ Ｎｂの歩留低下が著しくなる。逆に多量に加えると
Ａ１２０ａ介在物が増加して好ましくない。以上の理由
により、ＡＩは０．０１〜０．１係とする。
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℃・た供試鋼の
化学成分を示したものである。
化学成分を示したものである。
上記の供試鋼を熱間仕上は温度９１０℃、巻取温度７２
０℃、６２０℃の２水準で、板厚４．０朋に熱間圧延し
、０８闘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〜
ｂ ｓｅｃ保定し、約４００℃までの冷却速度５〜１００℃
／ｓｅｃとした。
０℃、６２０℃の２水準で、板厚４．０朋に熱間圧延し
、０８闘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〜
ｂ ｓｅｃ保定し、約４００℃までの冷却速度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。
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：″ｒｌ、Ｎｂ添加Ｘｆ
？！（供試鋼２ ） Ｂ ： Ｔｉキルド鋼（６）Ｃ：
Ｎｂキルド鋼（４）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：″ｒｌ、Ｎｂ添加Ｘｆ
？！（供試鋼２ ） Ｂ ： Ｔｉキルド鋼（６）Ｃ：
Ｎｂキルド鋼（４）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Ｔ、＋ ＸＮｂ複合添
加鋼が従来のＴｉギルド鋼、Ｎｂキルド鋼に比較して極
めて優れた材質特性を南１−ることか明らかである。
加鋼が従来のＴｉギルド鋼、Ｎｂキルド鋼に比較して極
めて優れた材質特性を南１−ることか明らかである。
Ｎｂギルド鋼は通常の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か高く、伸
びが低い。巻取温度７２０℃の尚温巻取材においても、
コイル端部では冷却速度が太きいため、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つ＝果を得
た。
温度が非常に高くなり、結果として降伏強度か高く、伸
びが低い。巻取温度７２０℃の尚温巻取材においても、
コイル端部では冷却速度が太きいため、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つ＝果を得
た。
これに対して、Ｔｉキルド鋼はＣ，Ｎを析出させるのに
十分なＴｉを添加した場合（６）には、コイル長方向に
優れた材質の均一性を有ず。しかし、Ｔｉ添加量がＣ，
Ｎを析出させる量よりも不足する場合、即ちＴｉ／Ｃ＋
Ｎ（原子比）〈１の場合（力には著しく材質が劣化する
。これに対し、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼は、十分なＴｉ量
を添加したＴｉキルド鋼とほぼ同様の優れた材質の均一
性を示した。
十分なＴｉを添加した場合（６）には、コイル長方向に
優れた材質の均一性を有ず。しかし、Ｔｉ添加量がＣ，
Ｎを析出させる量よりも不足する場合、即ちＴｉ／Ｃ＋
Ｎ（原子比）〈１の場合（力には著しく材質が劣化する
。これに対し、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼は、十分なＴｉ量
を添加した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（叔り比３０）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、Ｔｉ５Ｎｂ添加鋼に比較して約３０℃高
いという欠点を有することか明らかになった。これに対
し、’ｌ？ｉ 、 Ｎｂ添加鋼はＮ’ｂキルド鋼と同等
の良好なレベルである。
、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、Ｔｉ５Ｎｂ添加鋼に比較して約３０℃高
いという欠点を有することか明らかになった。これに対
し、’ｌ？ｉ 、 Ｎｂ添加鋼はＮ’ｂキルド鋼と同等
の良好なレベルである。
しかしながら箱焼鈍材のように、焼鈍後の冷却速度か遅
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、本発明鋼は連続焼鈍で製造するこ
とが必要である。
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、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、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、Ｎｂキ
ルド鋼では△ｒが非常に大きい。第６図に谷鋼種の７値
およびｒ値の面内異方性の代表値を示したが、゛１′ｉ
キルド鋼、Ｎｂキルド鋼のｉ４５°は行に尚温巻取材で
非常に低く、絞り成形時に問題となる可能性が高し・ｏ
それに対して’Ｉ”ｉ 、Ｎｂ ９Ｘ合添加鋼は、Ｎｂ
ギルド鋼のように低温巻取材の７値が１メ端に低いこと
もなくかつ異方性が極めて小さく、ｒ、ｒｃに比較して
ｒ４５ｏはほとんど等しいがあるいはわずかに大きい値
を示し、四角箇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、Ｎｂキ
ルド鋼では△ｒが非常に大きい。第６図に谷鋼種の７値
およびｒ値の面内異方性の代表値を示したが、゛１′ｉ
キルド鋼、Ｎｂキルド鋼のｉ４５°は行に尚温巻取材で
非常に低く、絞り成形時に問題となる可能性が高し・ｏ
それに対して’Ｉ”ｉ 、Ｎｂ ９Ｘ合添加鋼は、Ｎｂ
ギルド鋼のように低温巻取材の７値が１メ端に低いこと
もなくかつ異方性が極めて小さく、ｒ、ｒｃに比較して
ｒ４５ｏはほとんど等しいがあるいはわずかに大きい値
を示し、四角箇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値の皐動を
示したものである。図中ａ：巻取温＆７２０Ｕ、ｂ ：
巻取温１６２０℃の例である。
示したものである。図中ａ：巻取温＆７２０Ｕ、ｂ ：
巻取温１６２０℃の例である。
Ｔｌ ｓ Ｎｂ複合添加鋼はｒ値の異花性がＴｉ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
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’ｌ’ ｉ、Ｎｂ添加鋼は１゛ｉ
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。
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’ｌ’ ｉ、Ｎｂ添加鋼は１゛ｉ
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表に示す如く、ｒｉ、Ｎｂ複合添加鋼は優れた
加工硬化係数ｎ値を有し、Ｔｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼
と同様に非時効性を示している。
加工硬化係数ｎ値を有し、Ｔｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼
と同様に非時効性を示している。
さらに化成処理性の試験結果から、（Ｎｂ＋Ｔｉ ）量
が０．０４％を超える供試＠扁５．６．８は化成処理性
が劣る。それに対し本発明鋼は全て化成処理性が良好で
ある。
が０．０４％を超える供試＠扁５．６．８は化成処理性
が劣る。それに対し本発明鋼は全て化成処理性が良好で
ある。
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。
組成を示したものである。
上記の供試鋼は、本願発明のＴｉ、ＮｂｌｊＷ合添加鋼
、従来のＴｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼に合金元素（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４．０順に熱同圧延し、０、８ ｍｍまで冷間圧延し
た後、第３図に示す焼鈍ザイクルを用いて連続焼鈍ライ
ンにて焼鈍した。
、従来のＴｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼に合金元素（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４．０順に熱同圧延し、０、８ ｍｍまで冷間圧延し
た後、第３図に示す焼鈍ザ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 ％ Ｎ１：ｌ
複合添加鋼（供試鋼８．９）、Ｂ：Ｔ１キルト鋼（１１
）、Ｃ： Ｎｂキルト鋼（１０）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 ％ Ｎ１：ｌ
複合添加鋼（供試鋼８．９）、Ｂ：Ｔ１キルト鋼（１１
）、Ｃ： Ｎｂキルト鋼（１０）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、’ｌ ］ 、Ｎ
ｂ添加鋼、Ｎ’ｂキルト鋼に比べてコイル中心部でｒ値
か約０２劣ると（・う欠点を有する。また′１゛１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、コイル端部の利質劣化か者しい。とれもの従来
鋼に比較して、’Ｉ’ｉ、Ｎｂ複合添加鋼は、ｒ値のレ
ベルは、コイル長方向中心部でＮｂキルド鋼と同等に高
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 ＩＩｆｌ＋の異方性が倹
めて小さ〜・と℃・う、Ｔｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼に
な℃・優れた特性を有している。このように合金元素を
添加して尚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。
ｂ添加鋼、Ｎ’ｂキルト鋼に比べてコイル中心部でｒ値
か約０２劣ると（・う欠点を有する。また′１゛１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、コイル端部の利質劣化か者しい。とれもの従来
鋼に比較して、’Ｉ’ｉ、Ｎｂ複合添加鋼は、ｒ値のレ
ベルは、コイル長方向中心部でＮｂキルド鋼と同等に高
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 ＩＩｆｌ＋の異方性が倹
めて小さ〜・と℃・う、Ｔｉキルド鋼、Ｎｂキルド鋼に
な℃・優れた特性を有している。このように合金元素を
添加して尚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。
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℃Ｘ ３０ ｓｅｃ保定し、（ａ）、約４５０℃ま
で冷却速度３〜１００℃４ｅｃで冷却しくｂ）、亜鉛浴
４５０〜５００℃（ｃ）で処理し、（イ）、仲）は約５
００〜５６０℃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つさ鋼板を製造す
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℃Ｘ ３０ ｓｅｃ保定し、（ａ）、約４５０℃ま
で冷却速度３〜１００℃４ｅｃで冷却しくｂ）、亜鉛浴
４５０〜５００℃（ｃ）で処理し、（イ）、仲）は約５
００〜５６０℃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つさ鋼板を製造す
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
た場合の洞室特性値を示す。
受けなかったが、第５表に（ロ）の合金化処理を行なっ
た場合の洞室特性値を示す。
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、溶融亜鉛めっき鋼板と
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、溶融亜鉛めっき鋼板と
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、谷鋼種とも製造した１０コイルにつき、各１
０ケ所、計１００ケ所からザンプルを切り出し、パウダ
リング試験を行なった結果を示したものである。
０ケ所、計１００ケ所からザンプルを切り出し、パウダ
リング試験を行なった結果を示したものである。
第６表
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
常に尚い。本発明のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼ではＮｂキル
ド鋼とほぼ同等のしくルにあり、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
材として最適である。
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
常に尚い。本発明のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼ではＮｂキル
ド鋼とほぼ同等のしくルにあり、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
材として最適である。
以上のようにＴＩ ％ Ｎｂを複合添加することにより
Ｔｉ５Ｎｂをそれぞれ単独に添加した材料では得られな
℃・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。
Ｔｉ５Ｎｂをそれぞれ単独に添加した材料では得られな
℃・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Ｔｉ５Ｎｂ複合添加鋼の材質特性に及ぼすＴｉ
’ｊｉｉ’、の影響を示１−説明図、第２図はＴｉ、
Ｎｂ複合添加鋼の材質特性に及ぼ−Ｊ−Ｎｂ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
図はコイル長方間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
１Ｗおよびｒ値の異方性を示す説明図、第７図はｒ値
の冷間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図は焼鈍サイ
クルを示す説明図である。 第１ 図 θ、θＵ θ、θ１０θ２ σ５ρ３ θθ
４Ｔｉ （岬 第２図 Ｎｂ（％〕 第３目 第４図 訂筒 中心部 １廣端 第ｑ図 時間 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 １、事件の表示 昭什５７年′持許願第１’ｉ’６３
４０号２発明の名称 超深叙り用鋼板の製造方法３、
補正をする者 事件との関係 特許出願人柱 所 東
京都千代［用区大手町２丁目６番３号名称 （６６５）
新日本製鉄株式会社代表者 武 １） 豊 ４代 理 人 ｙ １０３ 置 ２’７１−
６９５９住 所 東京都中央区日本橋３丁目３香３号
５、補正命令の日付 昭和 年 月 日（ｊＴ’５送
日）６補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄
、″・ ゛・′ 、コ−明、１ｌｌｌ 書
： ５頁７行「地金」を「地鉄」と訂正する。 ２、同１３面１１行Ｉ Ｔ−０１を「Ｔｌｃ」 と削
正する。 ３ 同１９頁第２表−（１） 供試’Ｔｈ１ｔ１１ 番号８ コイル長方向中心部ｎの
欄［ｏ、ｓ Ｊを［０，２８ｊと、ｒＬのＭａｙ ｒ
１．５７ Ｊを「１．９７ ｊとそれぞれ削正する。 ４ 同２０頁第２表−（２） 供試鋼番号７ コイル長方向中心部Δｒの欄［０，］、
６ｊを「０．４６ｊ と削正する。 ５ 同２０頁下から２行目の「１００℃／ｈｒ時効」を
「１００ Ｘ １ ｈｒ時効」と削正する。 ６ 同２３頁６行［極めて小さく−ｒ−ｊを「極めて小
さく−ｒ、ｇと削正する。 ７、 同第２７頁 第４表コイル前後端部平均のＹＰの
欄中−［１，９４ｊを［１９，４ｊと、［２、ｏ４ｊを
［２０，４Ｊと−［２，６２ｊを「２６．２」と、「１
．９０」を［１９，ＯＪとそれぞれ訂正する。 ８ 同３０頁 第５表中供試調香号１０ コイル前後
端部平均のＹＰの欄の［６，６ｊを［２６，１と訂正す
る。 以上
’ｊｉｉ’、の影響を示１−説明図、第２図はＴｉ、
Ｎｂ複合添加鋼の材質特性に及ぼ−Ｊ−Ｎｂ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
図はコイル長方間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
１Ｗおよびｒ値の異方性を示す説明図、第７図はｒ値
の冷間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図は焼鈍サイ
クルを示す説明図である。 第１ 図 θ、θＵ θ、θ１０θ２ σ５ρ３ θθ
４Ｔｉ （岬 第２図 Ｎｂ（％〕 第３目 第４図 訂筒 中心部 １廣端 第ｑ図 時間 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 １、事件の表示 昭什５７年′持許願第１’ｉ’６３
４０号２発明の名称 超深叙り用鋼板の製造方法３、
補正をする者 事件との関係 特許出願人柱 所 東
京都千代［用区大手町２丁目６番３号名称 （６６５）
新日本製鉄株式会社代表者 武 １） 豊 ４代 理 人 ｙ １０３ 置 ２’７１−
６９５９住 所 東京都中央区日本橋３丁目３香３号
５、補正命令の日付 昭和 年 月 日（ｊＴ’５送
日）６補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄
、″・ ゛・′ 、コ−明、１ｌｌｌ 書
： ５頁７行「地金」を「地鉄」と訂正する。 ２、同１３面１１行Ｉ Ｔ−０１を「Ｔｌｃ」 と削
正する。 ３ 同１９頁第２表−（１） 供試’Ｔｈ１ｔ１１ 番号８ コイル長方向中心部ｎの
欄［ｏ、ｓ Ｊを［０，２８ｊと、ｒＬのＭａｙ ｒ
１．５７ Ｊを「１．９７ ｊとそれぞれ削正する。 ４ 同２０頁第２表−（２） 供試鋼番号７ コイル長方向中心部Δｒの欄［０，］、
６ｊを「０．４６ｊ と削正する。 ５ 同２０頁下から２行目の「１００℃／ｈｒ時効」を
「１００ Ｘ １ ｈｒ時効」と削正する。 ６ 同２３頁６行［極めて小さく−ｒ−ｊを「極めて小
さく−ｒ、ｇと削正する。 ７、 同第２７頁 第４表コイル前後端部平均のＹＰの
欄中−［１，９４ｊを［１９，４ｊと、［２、ｏ４ｊを
［２０，４Ｊと−［２，６２ｊを「２６．２」と、「１
．９０」を［１９，ＯＪとそれぞれ訂正する。 ８ 同３０頁 第５表中供試調香号１０ コイル前後
端部平均のＹＰの欄の［６，６ｊを［２６，１と訂正す
る。 以上
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ： ０．００７ ％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ
。 １、０係以下、Ｐ：０．１％以下、ＡＩ：０．０１〜０
１係、Ｎ：８０ｐｐｍ以下及び他の不可避的不純物から
成り、かつＴ１とＮｂを添加し、Ｔｉは４８／１．４（
Ｎ（係）−０，００２％）＜Ｔｉ、かつＴｉ （＠＜
（４，００Ｃ（％）＋３．４３Ｎ（＠）を満たす範囲内
で含有し、ＮｂはＮｂ （＠＞ ２．３３ Ｃ（係）で
、かつ０．００３％以上で０．０２５係未満の量を添加
し、かつＮｂ −１−Ｔｉ ＜ ０．０４％を満たす成
分の鋼を、熱間圧延および冷間圧延後、７００℃以上Ａ
ｃ３変態点以下の温度で連続焼鈍することを特徴とする
超深絞り用鋼板の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17634082A JPS5967319A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| 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 |
|---|---|---|---|
| JP17634082A JPS5967319A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5967319A true JPS5967319A (ja) | 1984-04-17 |
Family
ID=16011866
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17634082A Pending JPS5967319A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5967319A (ja) |
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-
1982
- 1982-10-08 JP JP17634082A patent/JPS5967319A/ja active Pending
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