JPS62185834A - プレス加工性に優れた冷延鋼板の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、高延性並びに深絞り性を具備したプレス加工
用冷延鋼板の製造法に関する。

〔従来の技術〕

例えば自動車のクォータパネル、フェンダ−１オイルパ
ン等の材料としては、加工性の非常に優れた冷延鋼板が
要求される。このような深絞り性冷延鋼板を製造するた
めの従来の技術を鋼成分の観点から見ると、Ｔｉ、Ｎｂ
などを単独或いは複合添加することによって鋼中のＣや
Ｎを固定して延性を高め且つ非時効性を確保すると共に
Ｔ　＋　＋　Ｎ　ｂの炭窒化物の作用によって深絞り性
の向上に有効な（１１１１方位の再結晶集合組織を発達
させた深絞り用鋼板が提案されている。例えば、特公昭
４４−１８０６６号公報、特開昭５９−６７３２２号公
報および特開昭５９−８９７２７号公報等にはかような
Ｔｉ添加鋼が開示され、特公昭５４−１２４５号公報、
特公昭５９−３４７７８号公報および特開昭５８−８１
９５２号公報等にはＮｂ添加鋼が開示され、特開昭５９
−６７３１９号公報にはＴｉ−Ｎｂ添加鋼が開示され、
そして特開昭５９−１２３７２０号公報にはＴ　ｉ＋　
Ｎｂ、　Ｃｒ添加鋼が開示されている。

次に、このような深絞り用冷延鋼板を製造するための従
来の技術を熱間圧延工程に着目すると。

次のとおりである。

熱間圧延されるスラブは溶鋼を連続鋳造もしくは造塊後
分塊圧延することによって製造され、スラブはいったん
常温まで冷却されて精整工程で手入れされてから再び加
熱炉で所定の温度まで加熱され、しかるのちに熱間圧延
するという、冷えたスラブを加熱炉に装入する冷片装入
法（コールドチャージ法、以下ＣＣＲ法と呼ぶ）が通常
であった。そのさいのスラブ加熱温度は１２００℃付近
のかなり高温域が選ばれていた。高温に加熱する理由は
、ＴｉやＮｂでＣが固定されている鋼は通常の低炭素鋼
よりもγ相からα相へ変態するＡｒ３変態点が約９００
℃付近と高く、このγ相温度域で熱延を終了させないと
材質が劣下するので、熱延での仕上圧延出側温度を高温
に保持する必要があるためであった。

別の方法として、近年、連続鋳造したスラブを常温まで
冷却せずにそのま＼加熱炉に装入する熱片装入法（ホッ
トチャージ法、以下ＨＣＲ法と呼ぶ）や、更に進んで、
加熱炉を省略して連続鋳造したスラブをそのま＼、もし
くは保熱処理を施して熱間圧延する連続鋳造−直接圧延
法（以下ＣＣ−ＤＲ法と呼ぶ）が開発され、既に実用化
されている０例えば、特公昭６０−４５６９２号公報は
、ＣＣ−ＤＲ法をＴｉ、Ｎｂ等を添加した極低炭素鋼に
適用し、６００℃以上９００℃未満のスラブ表面温度の
もとで熱間圧延を開始する方法を開示する。また。

特公昭６０−４５６８９号公報は８００℃以上１０００
℃未満の温度にＴｉ、Ｎｂ等を添加した極低炭素鋼スラ
ブを均熱して熱間圧延する方法が記載され、連続鋳造の
場合には特別の加熱炉を必要とせずに冷却速度の制御の
みでプレス成形性のよい鋼板が製造できるとされている
。

〔発明が解決しようとする問題点〕

Ｔｉ、ＩＩＪＩ）等の炭窒化物形成元素を添加した極低
炭素鋼では、この炭窒化物の作用によって冷延焼純後に
（１１１）方位の再結晶集合ｍｍを発達させるものであ
るから、熱延板の段階で炭窒化物の大きさと分布状態を
適切に制御しておくことが重要となる。そして、省エネ
ルギー・省工程の観点から最も好ましい熱延技術と思わ
れるＣＣ−ＤＲ法においても、熱延板での炭窒化物の大
きさと分布状態の制御を適切に行うことが加工性の良い
深絞り用冷延鋼板を製造する上で重要であることは変わ
りはない。

ＣＣＲ法により、いったん室温まで冷却されたスラブで
は炭窒化物は比較的大きなものが充分に析出しており、
これを加熱温度まで昇温しで保持すると、一部は再固溶
するものの溶は残ったものは核として存在し、その後の
熱間圧延中および巻取られたのちに好ましい分布状態で
再析出するものと思われる。このことは、後に例示する
ようにＣＣＲ法でも加熱温度が低いものの方が、すなわ
ち溶は残りの炭窒化物の多いものの方が、冷延鋼板のＹ
値が高いという事実から説明される。

一方、’ＨＣＲ法やＣＣ−ＤＲ法では、スラブの段階で
低温域までは冷却されないので炭窒化物の析出が充分で
ないうちに加熱炉に装入される（ＨＣＲ法）か、熱間圧
延される（ＣＣ−ＤＲ法）ことになる、その結果として
、熱延鋼板中に析出している炭窒化物は非常に微細のも
のが数多く存在するようになる。言うまでもな（、これ
らの炭窒化物は５深絞り性に好ましい集合組織をもたら
すと言う意味では、決して望ましいものではない。

したがって、ＨＣＲ法やＣＣ−ＤＲ法で得られる熱延板
は、ＣＣＲ法で得られる熱延板よりも、深絞り用鋼板の
母材としては劣るものであることは否定できない事実で
ある。

ところで、スラブを高温に加熱する理由としては、先に
γ域で熱間圧延を終了する必要性を挙げたが、これも冷
延鋼板の再結晶集合組織を深絞り性に好ましいものとす
るための手段である。すなわち、α域圧延になると加工
組織の残留した熱延鋼板となり、この熱延鋼板における
加工＆Ｉｉ織は冷延焼純後のＴｌ１１１方位の再結晶集
合組織の形成を著しく抑制すると考えられているからで
ある。

しかし、これまでのＣＧ−ＤＲ法では、α域での仕上熱
延技術が提案されている０例えば、先の特公昭６０−４
５６８９号公報はその実施例に示される如くＡｒ＋点以
下の７７０℃以下で仕上圧延を行うことが示されている
０本発明者らは２本発明で提案する鋼成分をもつ鋼をこ
の特公昭６０−４５６８９号公報が教えるようなＡｒｚ
点以下の温度でＣＣ−ＤＲ法に従って仕上圧延すること
を！Ｉ！　’ｔＩＦ研究して見たが、おそらくは鋼成分
の相違によるｔ、のとも考えられるが、冷延焼純後のＹ
値が大きく低下した。また。

同様のことを先の特公昭６０−４５６９２号公報に示さ
れるＣＣ−ＤＲ法による低温圧延技術についても適用し
てみたが、やはり高Ｙ値を得ることは困難であった・ 以上の事実は、ＣＧ−ＤＲ法では、前に述べたように、
（１）熱延板に析出する炭窒化物の大きさと分布が適切
とはならないこと、（２）低温仕上圧延による加工組織
が残留すること、の二点が相乗されて冷延焼純後のＹ値
が低下したものであると考えられる。

本発明の目的は、このような問題点を解決することにあ
り、深絞り用鋼板として充分な高Ｙ値と高延性を具備す
る冷延鋼板の製造法を提供するものである。

〔問題点を解決する手段〕

本発明は、前記の目的を達成する冷延鋼板の製造方法と
して。

重量％において。

Ｃ：　０．００１〜０．０１％。

Ｓｉ：０．１％以下。

Ｍｎ：０．５％以下。

Ｓｏｌ、Ａ　１　：　０．０１〜０．１０％。

Ｐ：０．０３％以下、。

ｓ　：　ｏ、ｏｔｓ％以下。

Ｎ　：　０．００７％以下。

０　：　０．０１％以下。

Ｔｉ：下式（１）に従う〔有効Ｔｉ量〕が４ＸＣ％以上
で且つこの〔有効Ｔｉ量〕が０．１５％以下。

〔有効Ｔｉ量〕−全Ｔｉ１ｌ　　〔Ｎ％×　（４８／１
４）　＋Ｓ％×　（４８／３２）　＋　Ｏ％×　（４８
／１６）　Ｘ　’Ａ　）　　　・・＋１）Ｎｂ　；　０
．０３％以上で且つ〔有効Ｔｉ量〕との関連で。

〔有効Ｔｉ量）＋Ｎｂ≦０．２０％を満足する範囲。

を基本成分とし、さらに、必要に応じてＣｒ　：　０．
０６〜０．２０％。

Ｂ　：　０．０００５〜０．００２０％の一種または二
種を含み、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
の連鋳スラブを、常温まで冷却することなく、スラブ幅
方向中央における表面温度≧８００℃で加熱炉に装入し
。

１１００℃≧スラブ加熱温度≧１０００℃。

９３０℃≧仕上圧延仕上部延出側温０℃。

７３０℃≧熱延巻取温度≧６００℃。

の条件で熱間圧延を行い１次いで圧下率６０％以上の冷
間圧延を行い、そして再結晶温度以上９２０℃以下の温
度で焼純することを特徴とする。プレス加工性に優れた
冷延鋼板の製造法を提供するものである。

以下に本発明の内容を詳述する。

本発明者らは、前述の問題点を解決すべく、炭窒化物形
成元素を添加した極低炭素鋼について。

これをＨＣＲ法により熱間圧延することによって。

冷延焼純後の冷延ｆＩ４板の加工性を従来のＣＣＲ法と
同程度にまで向上させることを目的に広範な研究を重ね
た。ＣＣ−ＤＲ法ではなくＨＣＲ法を対象としたのは、
現在の連鋳技術では連鋳機出側のスラブ表面温度が幅方
向中央部でも約８６０℃付近にまで低下するので、これ
を直ちに熱間圧延したとしても、仕上圧延をＡｒｚ点以
上にすることが困難で、あると判断されるためである。

この研究の中で本発明者らは二つの重要な知見を得た。

その一つは、ＨＣＲ法においてもスラブ加熱温度の低い
方が冷延焼純後のＹ値が大きいことである。その二は、
スラブ加熱温度が同じでも熱延仕上温度が８５０℃まで
は仕上温度の低い方が冷延焼純後のＹ値が大きいことで
ある。これらの内容は後記の実施例において実証するが
、まず本発明で採用する鋼成分および製造条件について
個別に説明する。

鋼成分について。

Ｃは、その含有量が少ないほど冷延鋼板の延性を高める
うえで好ましく、また、　０．０１％を越える量より多
くなると、炭窒化物形成元素を多く必要とし且つ炭窒化
物の析出量の増大によりプレス成形性を劣化させるよう
になる。他方、実用規模の製鋼炉においてＣ含有量を０
．００１％未満にまで低減することは困難である。この
ような理由によりＣ含有量は０．００１〜０．０１％と
する。

Ｓｉは溶鋼の脱酸、Ｍｎは熱間脆性の防止を主目的とし
て添加されるが、ＳｔおよびＭｎはいずれも多量に添加
しすぎると延性を低下させる。本発明鋼においては３通
常の冷延１ｉｉＩ＋ｉに含まれる量のＳｉ≦０．１　％
、Ｍｎ≦０．５％までは許容され。

この量の範囲であれば既述の目的は十分に達成される。

ＡＩ！、は、溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その量
が鋼中のＳｏｌ、＾Ｅ（酸可溶Ａｌ）で０．０１％未満
となるような量ではその目的が十分に達成できない、ま
たＳｏｌ、Ａｇが０．１０％を越えるような量となると
その効果が飽和すると共に、かえって非金属介在物を増
加させて表面疵の原因となるのでＳｏｌ、八βの量とし
て０．０１〜０．１０％とする。

Ｐは、余り多く添加すると、降伏強度および引張強度を
高めるようになるし、また極低Ｃ鋼においては１粒界へ
の偏析を起こして二次加工割れの原因となるので、その
含有量の上限を０．０３％とする。

Ｎは、少なければ少ないほど、Ｔｉ添加量が少なくてす
むので望ましく、またＮが多くなり過ぎると〔を効Ｔｉ
量〕を減少させ且つ最終製品のプレス成形性を劣化させ
るので、その許容限度としてＮ≦０．００７　％とする
。

Ｓ、０は、いずれも〔有効Ｔｉ量〕を減少させこれらが
多くなると〔有効Ｔｉ量〕を確保するための全Ｔｉ量が
増加するようになり、且つ表面性状を劣化させることか
ら、８．０の許容限度をそれぞれＳ≦０．０１５％、０
≦０．０１％とする。

Ｔｉは、ＣおよびＮを固定することによって冷延鋼板の
非時効性を確保させると共に、生成したＴｉＣが、深絞
り性の向上に有効な（１１１）方位の再結晶集合Ｍｎ織
にする作用を供する。このためには、前述の＋１）式で
示される〔有効Ｔｉ量〕が、４×Ｃ％以上必要である。

しかし、Ｔｉ量が０．１５％を越えるようになると、フ
ェライト中に固溶するＴｉ量が多くなって降伏強度の上
昇および延性の低下をもたらす。そして、製造原価を高
めることにもなる。従って、Ｔｉは〔有効Ｔ　ｉ　量）
が４×Ｃ％以上で且つ０．１５％以下とする。なお１本
発明鋼においては、Ｔｔに加えてＮｂを複合添加するこ
とによって、少ないＴｉ添加量でもγ値の面内異方性を
改善するものであり、Ｎｂとの関連した〔有効Ｔｉ量〕
の上限が存在し、Ｃ有効Ｔｉ量）＋Ｎｂの合計量が、後
述のように０．２０％までとする。

Ｎｂは＋Ｔｉと複合添加することによって、Ｃ含有量お
よびＴｉ含有量を本発明のように低下させても、Ｙ値の
面内異方性を著しく改善させることができる。このよう
な効果は、Ｎｂ量が（０，２％−〔有効Ｔｉ量〕）以下
の量で達成され、これ以上のＮｂ量を添加すると再結晶
温度の上昇および延性の低下をもたらす、従って〔を効
Ｔ　ｉ　Ｉ　）＋Ｎｂ≦０．２　％以下とする。しかし
Ｎｂｆｉｔカ０．０３％未満ではＹ値の面内異方性改善
効果が得られない。

Ｃｒは、これ単独では本発明が目的とする好ましい結果
が得られないが、ＴｉおよびＮｂと複合添加することに
よって、深絞り性に好ましい延性の向上および降伏応力
の低下が見られるようになる。したがって、と（に軟質
な材料を得る場合に有効な元素である。しかし、Ｃｒ含
有量が０．０６％未満ではこのような効果がなく、また
０、２０％を超えるような看ではこの効果が飽和し製造
原価を高めるだけになる。したがって、とくに降伏応力
の低い材料が要求される場合には０．０６〜０．２０％
の範囲でＣｒを含有させる。

Ｂは、ＴｉおよびＮｂと複合添加された場合には粒界強
度を向上させる効果が認められる。したがって、とくに
深絞り用鋼で問題とされる耐二次加工割れ性の改善に有
効である。しかし、Ｂ含有量がｏ−ｏｏｏｓ％未満では
このような効果はなく、また０、００２０％を超えると
結晶粒が細粒になって硬質化するとともにγ値の劣下が
顕著となる。したがって、耐二次加工割れ性の要求され
る場合には。

０．０００５〜０．００２０％の範囲でＢを含有させる
。

次に本発明の製造条件について説明する。

加熱炉装入温度： 本発明は前記の成分の鋼の連鋳スラブを常温まで冷却す
ることなく高温のま＼加熱炉に装入するＨＣＲ法を適用
するものであるが、連続鋳造機出側のスラブ表面温度は
スラブ幅中央部で約８６０℃付近であり、その後の加熱
炉までの搬送時間による温度低下を考慮して加熱炉装入
時のスラブ表面温度を８００℃以上とする。なお、８０
０℃未満にまで温度が低下すれば、ＣＣＲ法との区別が
つかなくなる場合もある。

スラブ加熱温度： 加熱炉でのスラブ加熱温度は次に述べる仕上圧延出側温
度と共に本発明において重要な要件である８本発明者ら
は、前述の本発明に従う成分の鋼のスラブをＨＣＲ法に
より加熱温度を種々変化させて熱間圧延を行い、コイル
に巻取り、以後、酸洗によって脱スケールし、冷延およ
び焼純して得た冷延焼純材の機械的性質を調べたが、加
熱温度が低いほど、より具体的には１１００℃以下とな
るとγ値および全伸びが大きくなることがわかった。

その理由は現時点では必ずしも明確ではないが。

加熱温度が低いほど炭窒化物の固溶限が低下するので、
加熱中に析出している炭化物が多くなることが関与して
いるものと推察される。延性が大きくなる理由について
も必ずしも明確ではないが。

γ値が大きくなるのでそれに付随して得られる効果であ
ると推察される。このようなことから１本発明法におい
ては、加熱炉でのスラブ加熱温度の上限をは１１００℃
とする。加！！８温度の下限については析出物の点から
はとくに限定されないが１次に述べる仕上圧延出側温度
が８５０　ｔ’より低くなると冷延焼純後のγ値が低下
するのでこの仕上圧延出側温度８５０℃を確保するため
に加熱温度の下限は１０００℃以上に規制されねばなら
ない、このことは１２００℃程度の加熱が通常であった
という前述の従来技術の説明と矛盾するようであるが、
そうではない、最近の熱間圧延技術および設備の進歩に
より９例えば、加速圧延、仕上圧延入側のホントバー厚
みを太き（する、仕上圧延前にホットバー加熱装置を設
ける。などにより、スラブ加熱温度の下限が１０００℃
の加熱でも仕上圧延出側温度８５０　’Ｃが確保できる
ようになったからである０以上の理由により本発明にお
いてスラブの加熱温度は１０００℃以上１１００℃以下
とする。

仕上圧延出側温度： 本発明者らは、適切な加熱温度との組み合わせにより、
仕上圧延出側温度を９６０〜７５０℃の範囲で変化させ
、コイルに巻取り以後、酸洗によって脱スケールし、冷
延および焼純して得た冷延焼純材の機械的性質を調べた
ところ、仕上圧延出側温度が９６０〜８５０℃までの範
囲では温度が低い方がγ値が高＜、８５０℃より低下す
るとγ値が低下するという知見を得た。この理由も現時
点では必ずしも明確ではないが、前者については、同じ
加熱温度の場合には仕上圧延出側温度が低いほど炭窒化
物の析出が促進されるためと思われる。後者の仕上圧延
出側温度が８５０℃未満になるとγ値が低下する理由と
しては、炭窒化物の析出によるγ値の向上効果よりも、
α域圧延による（１１１）方位集合組織の発達を抑制す
る効果の方が大きくなるためと推察される。このことか
ら仕上圧延出側温度は８５０℃以上とすることが本発明
の目的を達成するうえで重要となる。また９本発明にお
いて仕上圧延出側温度の上限を９３０℃としたのは、（
１）９３０℃を超える温度ではγ値の低下が大きくなる
こと、および（２）スラブ加熱温度の上限を１１００℃
としたので９３０℃を超える仕上圧延出側温度を安定し
て確保することが困難となること、による。

熱延巻取１県度： 本発明に従う組成のスラブについて本発明に従う加熱炉
装入温度、加熱温度および仕上圧延出側温度のもとて熱
間圧延し、その巻取温度を種々変化させ１次いで酸洗に
よって脱スケールし冷延および焼純を行って得た冷延焼
純板の機械的性質を調べたところ、そのγ値は巻取温度
の上昇とともに向上することがわかった。＠取温度が高
いほどＴ値が向上するのはコイルに巻取られた後にａ集
肥大する炭窒化物の量が多くなるためと推察される６巻
取温度を６００℃以上とするとＴ値は深絞り用鋼板とし
ての要件を実質的に満足する値になる。

したがって本発明において巻取温度の下限を６００℃と
する。巻取温度の上限は機械的性質の面からは特に存在
しないと考えられるが、あまり高温になると酸洗性の低
下や巻取後のコイル変形などの悪影響が現れるので７３
０℃を上限とする必要がある。

冷延圧下率： 冷延圧延での圧下率は１本発明鋼のように高γ値を得る
ためには少なくとも６０％が必要である。

冷延圧下率が６０％以上であれば、連続焼純のように短
時間焼純でも再結晶するに充分な歪みを蓄積することが
できる。冷延圧下率の上限はとくに規制されないが冷延
作業性などを考慮すると８５％程度が望ましい。

焼純温度： 焼純温度は高い方が機械的性質が良くなるが。

あまり高くするとα−γ変態が生じてかえってγ値が低
下するので焼純温度範囲は再結晶温度以上９２０℃以下
とする。

以下に実施例を挙げて本発明の構成および効果をより具
体的に説明する。

実施例１ 本例は熱間圧延条件を規定するための営業生産規模の製
造実験である。

第１表に示す化学成分値の鋼を１８０ｔｏｎ　Ｌ　Ｄ転
炉および真空脱ガス処理装置を用いて溶製し、連続鋳造
によって鋼スラブとした。この鋼スラブを第２表に示す
各種の条件のもとて熱間圧延し４．Ｏａｕ＋の熱延コイ
ルとした。得られた熱延コイルはいずれも酸洗によって
脱スケールした後、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、各
冷延板を９００℃×１分の連続焼純に供した。その後、
伸び率０．８％の調質圧延を施した。これらの冷延焼鏡
板の機械的性質を第２表に併記した。

第２表の結果から次のことがわかる。

本発明で規定するよりもスラブ加熱温度が高い磁１（比
較例）に比べて、磁２〜４の本発明例では伸びが１．５
〜２．７％高いだけでなく、ｙ値も０．１８〜０．２７
高い。

本発明で規定する仕上圧延出側温度範囲よりも高い１ｌ
ｈ５（比較例）および低い嵐６〜７（比較例）に比べて
、Ｎ１２〜４の本発明例では伸びが１．６〜３．９％高
く、且つＴ値も０．２０〜０．３３高い。

本発明で規定するよりも巻取温度が低いＮＩＩＬ９〜１
０　（比較例）と比較して、−２〜４および陽８の本発
明例では伸びが２．０〜４．６％高く且つＴ値も０．０
８〜０．３１高い。

参考例として示す胤１１〜１３のＣＣＲ法の場合にも加
熱温度の低い方が冷延鋼板の機械的性質は良好である。

実施例２ 第３表に示す化学成分の鋼をそれぞれ３０ｋｇ真空溶解
炉で溶製し、加熱温度１２５０℃で熱間鍛造したあと、
各鍛造材から２４ｍｍ　Ｘ　５０＊ｍ　Ｘ　１５０＋ｓ
ｗ寸法の試験片を切り出した。ついでこの試験片を高周
波誘導加熱炉で１４５０℃に加熱することによってＴｉ
あるいはＮｂの炭窒化物を溶解させたあと、９００℃ま
で冷却した時点で加熱炉に装入した。

加熱温度１０５０℃で１時間保持し、仕上圧延出側温度
９１０℃で熱間圧延を行い、７１０℃まで１０℃／Ｓで
冷却し、７１Ｏ℃の塩浴炉に浸漬して巻取相当熱処理を
施し、板厚４．０１の熱延板とした。これらを酸洗した
あと、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、各冷延板を９０
０℃で１分間の連続焼純した。その後。

１．０％の１！質圧延を行った。

得られた冷延鋼板の機械的特性値を第４表に示した。ま
た、第４表には耐二次加工割れ限界温度も示した。この
耐二次加工割れ試験法としては。

試験材を９０＋ａｍφにブランク後、第１次絞り５ｏφ
。

第２次絞り４０φ、第３次絞り３３φの三段絞り　（最
柊絞り比＝２．７）でカップ成形し、得られたカップを
４０ｍ＋ｓの高さにトリムした後、各試験温度に調整し
た冷媒中にカップを置いて、頂角６０°の円錐コーン形
のポンチを押し込み、縦割れと称される脆性破壊の発生
しない下限の温度を測定し、この温度を耐二次加工割れ
限界温度としたものである。

第４表の結果から明らかなように、Ｎａｔ〜８の鋼はい
ずれも全伸びが４６．６％以上と高くそしてＹ値が１．
８７〜２．２８と高いばかりでなく、Δγが０．５５以
下となり、γｗｒｅｎであるγ、Ｓが１．７４以上とな
って面内異方性が著しく改善されている。

また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃのほぼ同等な魚３と陽６を比較し
た場合、　０．１５％Ｃｒを添加した隘６は＋　　Ｃｒ
無添加の磁３に比べて、　ｙ、ｓが小さく且つ全伸びが
大きくなっている。また、耐二次加工割れ性について、
Ｂ以外の鋼成分のほぼ等しい磁２および３とｌ１ｈ８を
比較すると、　Ｏ，０Ｏ１０％Ｂ添加鋼ノ階８の耐二次
加工割れ限界温度は−９０”Ｃと低く、優れた耐二次加
工割れ性を具備している。

これに対して比較綱患９〜１１　（Ｎｂ含有量が本発明
で規定するより低い）は全伸びは４９．７％以上と高い
が、Δγが０．６２〜０．７１と太き’Ｃ＋Ｔａｔｌｌ
　であるＴ４ｓが１．５７以下と低い値であり面内異方
性の点で深絞り性に問題がある。

また、Ｎｂ量とＴｉ量のそれぞれ多いＮ１１２と阻１３
の鋼は、Ｙは２．２４〜２．３１．　　γ＋Ｉｉｎ　　
は２．０８〜２．１０と高く、ΔＴも０．２８〜０．４
６と小さいので深絞り性は充分であるが、全伸びは４５
．６〜４６．０％と本発明鋼に比べて低い。

そして、Ｃ量の多い１ｌｋＬ１４の鋼は阻１２やＮａ１
３と同様に全伸びが低い。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％において、 Ｃ：０．００１〜０．０１％、 Ｓｉ：０．１％以下、 Ｍｎ：０．５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００７％以下、 Ｏ：０．０１％以下、 Ｔｉ：下式（１）に従う〔有効Ｔｉ量〕が４×Ｃ％以上
   で且つこの〔有効Ｔｉ量〕が０．１５％以下、〔有効Ｔ
   ｉ量〕＝全Ｔｉ量−〔Ｎ％×（４８／１４）＋Ｓ％×（
   ４８／３２）＋Ｏ％×（４８／１６）×１／２〕・・（
   １）Ｎｂ：０．０３％以上で且つ〔有効Ｔｉ量〕との関
   連で、〔有効Ｔｉ量〕＋Ｎｂ≦０．２０％を満足する範
   囲、を基本成分とし、さらに、必要に応じて Ｃｒ：０．０６〜０．２０％。 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％ の一種または二種を含み、残部：Ｆｅおよび不可避的不
   純物からなる鋼の連鋳スラブを、常温まで冷却すること
   なく、スラブ幅方向中央における表面温度≧８００℃で
   加熱炉に装入し、 １１００℃≧スラブ加熱温度≧１０００℃、９３０℃≧
   仕上圧延出側温度≧８５０℃、 ７３０℃≧熱延巻取温度≧６００℃、 の条件で熱間圧延を行い、次いで圧下率６０％以上の冷
   間圧延を行い、そして再結晶温度以上９２０℃以下の温
   度で焼純することからなるプレス加工性に優れた冷延鋼
   板の製造法。