JPS6230259B2 - - Google Patents
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- JPS6230259B2 JPS6230259B2 JP2283179A JP2283179A JPS6230259B2 JP S6230259 B2 JPS6230259 B2 JP S6230259B2 JP 2283179 A JP2283179 A JP 2283179A JP 2283179 A JP2283179 A JP 2283179A JP S6230259 B2 JPS6230259 B2 JP S6230259B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は遅時効性冷延鋼板に係り、特に極低炭
Alキルド冷延鋼板の結晶粒径を小さくして、Ｃ
原子を粒界に収蔵させた遅時効性の冷延鋼板に関
するものである。 連続焼鈍法により極低炭素鋼を用いて冷延鋼板
を製造する方法として特公昭51−17490号に記載
の例がある。この方法は、(1)真空脱ガス処理によ
りＣ0.010％、Mn0.40％、solAl0.020％鋼
を溶製し、造塊あるいは連続鋳造後、熱間圧延で
630℃以上の高温で巻取り、冷間圧延後650℃以上
の温度で連続焼鈍の如き急速加熱短時間の焼鈍を
することにより、絞り性のすぐれた冷延鋼板を製
造する方法、(2)従来の真空脱ガス法と取鍋下に設
置したポーラスレンガより不活性ガスをその他脱
炭反応を促進するガスを吹込む方法を組合せた真
空脱ガス処理により、Ｃ0.010％、Mn0.40
％、solAl0.020％の鋼を溶製し、造塊又は続焼
鋳造後、熱間圧延工程で630℃以上の高温で巻取
り、冷間圧延後650℃以上の温度で連続焼鈍の如
き急速加熱、短時間処理により絞り性のすぐれた
冷延鋼板を製造する方法とされている。ところが
上記文献の実施例に示されているとおり、鋼板の
遅時効性を表わす時効指数（この値が小さいほど
遅時効性がすぐれている）は(1)の方法では6.4Kg/
mm2となり、(2)の方法でも4.2Kg/mm2とするのが限界
である。しかしながら時効指数が３Kg/mm2以上で
は、鋼板は製造後短時間で歪時効が進行し、プレ
ス加工などの成形加工を施すと、成形後の鋼板表
面にストレツチヤ・ストレインが生ずる。したが
つて上記文献の方法では深絞り用鋼板として具備
すべき重要な特性の一つである遅時効性をすぐれ
たものにすることができない。これに対し、合金
元素を添加する方法として特公昭50−31531号に
記載の方法がある。C0.001〜0.020％、Mn0.30〜
0.60％を基本成分とし、これにAlついでTiを添加
してsolAl0.01％及びTi／Ｃ４に調整した鋼
を用い連続焼鈍により非時効性超深絞り鋼板を製
造するというものである。この方法で製造された
鋼板の時効指数はいずれも０Kg/mm2で遅時効性は
すぐれているがTiを特別に添加するため溶融亜
鉛メツキ工程でのメツキ性が悪くなる他、コスト
高となる欠点もある。 本発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、Ｃ固定元素としてのTiなど特殊元素の添加
を必要とせずして遅時効性を格段に向上させた極
低炭素冷延鋼板を提案することを目的とする。 すなわち本発明は、Ｃ：0.006％以下、Mn：
0.05〜0.3％およびAl：0.02〜0.1％を含み、残部
はFeおよび不可避不純物の組成になる極低炭Al
キルド鋼であつて、結晶粒径ｄ（μ）と鋼中Ｃ量
（ppm）とがＣ370／ｄの関係を満足すること
を特徴とする遅時効性冷延鋼板である。 以下、本発明を具体的に説明する。 一般に連続焼鈍法に極低炭素鋼を用いる最大の
理由は、たとえば特公昭51−17490号公報に記載
のように焼鈍後の結晶粒径を大きくし、絞り性、
軟質性をすぐれたものにするためである。 これに対し本発明は、焼鈍後の結晶粒径を大き
くすると、鋼板の遅時効性が著しく害されるとい
う知見に基づいている。 すなわち本発明では、冷延鋼板の結晶粒径を小
さくすることによつて結晶粒界量の増大を図り、
かかる結晶粒界量の指標としての結晶粒径とＣ量
との関係につき上掲式を満足させることによつ
て、鋼中固溶Ｃを結晶粒界に収蔵させ、もつて遅
時効性の格段の向上を実現したものである。 次に、本発明の成分組成を上記の範囲に限定し
た理由について説明する。 Ｃ：0.006％以下 本発明は、極低炭Alキルド鋼を対象鋼とし、
Ｃ量はできる限り少ないことが望ましい。Ｃ量が
多くなると遅時効性は次第に劣化するが、これは
後述する結晶粒径の制御で補償し得る。しかしな
がらＣ量が0.006％を超えた場合には、遅時効性
とするには結晶粒径を極端に小さくする必要が生
じ、実現が困難となる。よつてＣ量の上限は
0.006％に限定した。 Mn：0.05〜0.3％ Mnは、多量に含まれると伸びが劣化するほ
か、深絞りに好ましい方位の結晶粒が少なくなつ
て、深絞り性の劣化を招き、一方あまりに少なく
なるとＳによる熱間割れが生じ易くなる。従つて
本発明では、Mn量については、上記のおそれの
ない自明の範囲（たとえば特開昭48−70611号、
同50−14529号および特公昭51−6610号各公報）
すなわち0.05〜0.3％の範囲で添加することにし
た。 Al：0.02〜0.1％ Alは、遅時効性を害するＮ原子をAlNとして析
出固定させるのに有効に寄与する。AlNを析出さ
せるには、熱延後巻取りまでの過程を徐冷する方
法、巻取温度を高くする方法、あるいは焼鈍温度
を高くする方法など種々の方法があるが、いずれ
の方法によつても、焼鈍後にＮ原子をAlNとして
析出させ、遅時効性に害を及ぼさなくなるまで固
溶Ｎ量を低減させるためには、最低0.02％のAlが
必要である。しかしながらAl量が0.1％を超える
と、AlNの形成に対して過剰となるだけでなく固
溶Al量の増加によつて延性などが劣化するの
で、上限を0.1％にした。 以上基本成分について説明したが、上記の成分
組成範囲を満足しただけでは、必ずしも本発明で
所期した遅時効性が安定して得られるわけではな
く、さらにＣ量を結晶粒径ｄとの兼合いでＣ
370／ｄの範囲に規制することが肝要である。 このようにＣ量を結晶粒径によつて規制したの
は、一般に連続焼鈍の如き短時間加熱・冷却サイ
クルにおいては、焼鈍後の鋼板の固溶Ｃ量を低減
させるには焼鈍後急冷し過時効処理を行なうこと
が効果的とされているが、かかる方法では、急冷
処理によつてＣの過飽和度を高め、ついで過時効
処理によりセメンタイト析出核を高密度に形成さ
せることが必要不可欠の条件であるところ、極低
炭素鋼においてはもともとＣ量が少ないので急冷
処理によつても十分なＣの過飽和度が得られな
い。このため従来の極低炭素鋼においては、たと
え過時効処理を施したとしても固溶Ｃの十分な析
出は望み得ず、従つて満足いく遅時効性は得られ
なかつたため、Ti、NbさらにはSiなどの特殊元
素の添加を必要としたのである。 この点、発明者らの弛まぬ怒力により、結晶粒
径を小さくして結晶粒界を増大させてやれば、こ
の粒界中に固溶Ｃが効果的に収蔵され、かくして
所期した目的が効果的に達成され得ることが究明
されたのである。 そこで発明者らは次に、結晶粒界へのＣ原子の
収蔵能力を上回るＣ量は固溶Ｃとして粒内に残留
し鋼板の遅時効性を劣化させる原因となるのでＣ
含有量を結晶粒径に対してどの程度まで低減させ
ればよいかについて次のような研究を行なつた。 Ｃ：10〜80ppm、Al：0.05％のAlキルド鋼を
用い、熱延、冷延、焼鈍の各条件を変えて種々の
結晶粒径の鋼板を得たのち遅時効性を評価するた
め引張試験を行ない時効指数を測定した。時効指
数（Al）は7.5％歪後100℃で30min時効し再引張
後の降伏応力の増加量で表わした。遅時効性の限
界はAlが３Kg/mm2以下であれば十分であるので得
られた結果を結晶粒径とＣ量の組合せに対し３
Kg/mm2をこえる範囲と３Kg/mm2以下になる範囲に区
別して第１図に示した。図中の曲線はＣ＝370／
ｄ（ｃ：ppm、ｄ：μ）にしたがつて描いたも
のである。したがつて、すぐれた遅時効性を得る
にはＣ370／ｄの条件を満足するようにＣ量ま
たは結晶粒径を規制すればよいことがわかる。 次に、本発明鋼板の製造法について説明する。 スラブ加熱温度は高い方が結晶粒の微細化にと
つて有利である。とくにスラブ加熱温度が、1200
℃に満たないと析出物が粗大化し焼鈍時に粒成長
し易くなるので、スラブ加熱温度は1200℃以上に
設定するのが好ましい。 熱間圧延については、結晶粒界が最も細かくな
るAr3点直上で仕上げることが好ましい。なおこ
のとき、連鋳スラブを直接熱間圧延に供するいわ
ゆるダイレクトローリング方式で行うと、析出物
が微細になるので一層好ましい。 熱延後の巻取りは、できるだけ低い温度具体的
には630℃以下とするのが、細粒化にとつて好ま
しい。 さらに冷間圧延における圧下率は、細粒化のた
めには高ければ高いほぼ好ましく、76％以上とす
るのが望ましい。 以下本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 表１は試験鋼の化学組成を示し、表２は表１の
鋼の冷延鋼板に関する圧延、焼鈍の各条件および
結晶粒径、時効指数の測定値、限界Ｃ量のCcの
計算値を示したものである。
Alキルド冷延鋼板の結晶粒径を小さくして、Ｃ
原子を粒界に収蔵させた遅時効性の冷延鋼板に関
するものである。 連続焼鈍法により極低炭素鋼を用いて冷延鋼板
を製造する方法として特公昭51−17490号に記載
の例がある。この方法は、(1)真空脱ガス処理によ
りＣ0.010％、Mn0.40％、solAl0.020％鋼
を溶製し、造塊あるいは連続鋳造後、熱間圧延で
630℃以上の高温で巻取り、冷間圧延後650℃以上
の温度で連続焼鈍の如き急速加熱短時間の焼鈍を
することにより、絞り性のすぐれた冷延鋼板を製
造する方法、(2)従来の真空脱ガス法と取鍋下に設
置したポーラスレンガより不活性ガスをその他脱
炭反応を促進するガスを吹込む方法を組合せた真
空脱ガス処理により、Ｃ0.010％、Mn0.40
％、solAl0.020％の鋼を溶製し、造塊又は続焼
鋳造後、熱間圧延工程で630℃以上の高温で巻取
り、冷間圧延後650℃以上の温度で連続焼鈍の如
き急速加熱、短時間処理により絞り性のすぐれた
冷延鋼板を製造する方法とされている。ところが
上記文献の実施例に示されているとおり、鋼板の
遅時効性を表わす時効指数（この値が小さいほど
遅時効性がすぐれている）は(1)の方法では6.4Kg/
mm2となり、(2)の方法でも4.2Kg/mm2とするのが限界
である。しかしながら時効指数が３Kg/mm2以上で
は、鋼板は製造後短時間で歪時効が進行し、プレ
ス加工などの成形加工を施すと、成形後の鋼板表
面にストレツチヤ・ストレインが生ずる。したが
つて上記文献の方法では深絞り用鋼板として具備
すべき重要な特性の一つである遅時効性をすぐれ
たものにすることができない。これに対し、合金
元素を添加する方法として特公昭50−31531号に
記載の方法がある。C0.001〜0.020％、Mn0.30〜
0.60％を基本成分とし、これにAlついでTiを添加
してsolAl0.01％及びTi／Ｃ４に調整した鋼
を用い連続焼鈍により非時効性超深絞り鋼板を製
造するというものである。この方法で製造された
鋼板の時効指数はいずれも０Kg/mm2で遅時効性は
すぐれているがTiを特別に添加するため溶融亜
鉛メツキ工程でのメツキ性が悪くなる他、コスト
高となる欠点もある。 本発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、Ｃ固定元素としてのTiなど特殊元素の添加
を必要とせずして遅時効性を格段に向上させた極
低炭素冷延鋼板を提案することを目的とする。 すなわち本発明は、Ｃ：0.006％以下、Mn：
0.05〜0.3％およびAl：0.02〜0.1％を含み、残部
はFeおよび不可避不純物の組成になる極低炭Al
キルド鋼であつて、結晶粒径ｄ（μ）と鋼中Ｃ量
（ppm）とがＣ370／ｄの関係を満足すること
を特徴とする遅時効性冷延鋼板である。 以下、本発明を具体的に説明する。 一般に連続焼鈍法に極低炭素鋼を用いる最大の
理由は、たとえば特公昭51−17490号公報に記載
のように焼鈍後の結晶粒径を大きくし、絞り性、
軟質性をすぐれたものにするためである。 これに対し本発明は、焼鈍後の結晶粒径を大き
くすると、鋼板の遅時効性が著しく害されるとい
う知見に基づいている。 すなわち本発明では、冷延鋼板の結晶粒径を小
さくすることによつて結晶粒界量の増大を図り、
かかる結晶粒界量の指標としての結晶粒径とＣ量
との関係につき上掲式を満足させることによつ
て、鋼中固溶Ｃを結晶粒界に収蔵させ、もつて遅
時効性の格段の向上を実現したものである。 次に、本発明の成分組成を上記の範囲に限定し
た理由について説明する。 Ｃ：0.006％以下 本発明は、極低炭Alキルド鋼を対象鋼とし、
Ｃ量はできる限り少ないことが望ましい。Ｃ量が
多くなると遅時効性は次第に劣化するが、これは
後述する結晶粒径の制御で補償し得る。しかしな
がらＣ量が0.006％を超えた場合には、遅時効性
とするには結晶粒径を極端に小さくする必要が生
じ、実現が困難となる。よつてＣ量の上限は
0.006％に限定した。 Mn：0.05〜0.3％ Mnは、多量に含まれると伸びが劣化するほ
か、深絞りに好ましい方位の結晶粒が少なくなつ
て、深絞り性の劣化を招き、一方あまりに少なく
なるとＳによる熱間割れが生じ易くなる。従つて
本発明では、Mn量については、上記のおそれの
ない自明の範囲（たとえば特開昭48−70611号、
同50−14529号および特公昭51−6610号各公報）
すなわち0.05〜0.3％の範囲で添加することにし
た。 Al：0.02〜0.1％ Alは、遅時効性を害するＮ原子をAlNとして析
出固定させるのに有効に寄与する。AlNを析出さ
せるには、熱延後巻取りまでの過程を徐冷する方
法、巻取温度を高くする方法、あるいは焼鈍温度
を高くする方法など種々の方法があるが、いずれ
の方法によつても、焼鈍後にＮ原子をAlNとして
析出させ、遅時効性に害を及ぼさなくなるまで固
溶Ｎ量を低減させるためには、最低0.02％のAlが
必要である。しかしながらAl量が0.1％を超える
と、AlNの形成に対して過剰となるだけでなく固
溶Al量の増加によつて延性などが劣化するの
で、上限を0.1％にした。 以上基本成分について説明したが、上記の成分
組成範囲を満足しただけでは、必ずしも本発明で
所期した遅時効性が安定して得られるわけではな
く、さらにＣ量を結晶粒径ｄとの兼合いでＣ
370／ｄの範囲に規制することが肝要である。 このようにＣ量を結晶粒径によつて規制したの
は、一般に連続焼鈍の如き短時間加熱・冷却サイ
クルにおいては、焼鈍後の鋼板の固溶Ｃ量を低減
させるには焼鈍後急冷し過時効処理を行なうこと
が効果的とされているが、かかる方法では、急冷
処理によつてＣの過飽和度を高め、ついで過時効
処理によりセメンタイト析出核を高密度に形成さ
せることが必要不可欠の条件であるところ、極低
炭素鋼においてはもともとＣ量が少ないので急冷
処理によつても十分なＣの過飽和度が得られな
い。このため従来の極低炭素鋼においては、たと
え過時効処理を施したとしても固溶Ｃの十分な析
出は望み得ず、従つて満足いく遅時効性は得られ
なかつたため、Ti、NbさらにはSiなどの特殊元
素の添加を必要としたのである。 この点、発明者らの弛まぬ怒力により、結晶粒
径を小さくして結晶粒界を増大させてやれば、こ
の粒界中に固溶Ｃが効果的に収蔵され、かくして
所期した目的が効果的に達成され得ることが究明
されたのである。 そこで発明者らは次に、結晶粒界へのＣ原子の
収蔵能力を上回るＣ量は固溶Ｃとして粒内に残留
し鋼板の遅時効性を劣化させる原因となるのでＣ
含有量を結晶粒径に対してどの程度まで低減させ
ればよいかについて次のような研究を行なつた。 Ｃ：10〜80ppm、Al：0.05％のAlキルド鋼を
用い、熱延、冷延、焼鈍の各条件を変えて種々の
結晶粒径の鋼板を得たのち遅時効性を評価するた
め引張試験を行ない時効指数を測定した。時効指
数（Al）は7.5％歪後100℃で30min時効し再引張
後の降伏応力の増加量で表わした。遅時効性の限
界はAlが３Kg/mm2以下であれば十分であるので得
られた結果を結晶粒径とＣ量の組合せに対し３
Kg/mm2をこえる範囲と３Kg/mm2以下になる範囲に区
別して第１図に示した。図中の曲線はＣ＝370／
ｄ（ｃ：ppm、ｄ：μ）にしたがつて描いたも
のである。したがつて、すぐれた遅時効性を得る
にはＣ370／ｄの条件を満足するようにＣ量ま
たは結晶粒径を規制すればよいことがわかる。 次に、本発明鋼板の製造法について説明する。 スラブ加熱温度は高い方が結晶粒の微細化にと
つて有利である。とくにスラブ加熱温度が、1200
℃に満たないと析出物が粗大化し焼鈍時に粒成長
し易くなるので、スラブ加熱温度は1200℃以上に
設定するのが好ましい。 熱間圧延については、結晶粒界が最も細かくな
るAr3点直上で仕上げることが好ましい。なおこ
のとき、連鋳スラブを直接熱間圧延に供するいわ
ゆるダイレクトローリング方式で行うと、析出物
が微細になるので一層好ましい。 熱延後の巻取りは、できるだけ低い温度具体的
には630℃以下とするのが、細粒化にとつて好ま
しい。 さらに冷間圧延における圧下率は、細粒化のた
めには高ければ高いほぼ好ましく、76％以上とす
るのが望ましい。 以下本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 表１は試験鋼の化学組成を示し、表２は表１の
鋼の冷延鋼板に関する圧延、焼鈍の各条件および
結晶粒径、時効指数の測定値、限界Ｃ量のCcの
計算値を示したものである。
【表】
【表】
本実施例は表１に示す組成の鋼を用いて連続焼
鈍を行つた。鋼１〜３はＣ量の異なる鋼で、鋼４
はAl量の低い比較例である。上記１〜４の鋼を
表２に示す熱延条件で２〜５mmの熱延板とし冷延
率を変えてすべて0.8mmの冷延板とした。この冷
延鋼板を表２に示した焼鈍温度で30sec〜5min間
均熱保持して焼鈍板としたのち、１〜1.5％の調
質圧延を施し結晶粒径および機械的性質を測定し
た。表２に結晶粒径、時効指数とともにそれぞれ
の結晶粒径に対して370／ｄで計算したＣ限界値
Ccを示した。これからわかるように鋼中のＣ量
がCcより低い本発明範囲内の実施例の材料（１
―１〜３―２）では十分低いAI値が得られる。
これに対して鋼中のＣ量がCcより低い比較材
（１―２〜３―３）あるいはAl量の低い材料
（４）ではAI値が３Kg/mm2より高い。なお参考の
ためにAI値以外の機械的性質を材料２―１につ
いて測定した結果を表３に示す。この結果から結
晶粒径が小さくても加工性にすぐれた鋼板が得ら
れることがわかる。
鈍を行つた。鋼１〜３はＣ量の異なる鋼で、鋼４
はAl量の低い比較例である。上記１〜４の鋼を
表２に示す熱延条件で２〜５mmの熱延板とし冷延
率を変えてすべて0.8mmの冷延板とした。この冷
延鋼板を表２に示した焼鈍温度で30sec〜5min間
均熱保持して焼鈍板としたのち、１〜1.5％の調
質圧延を施し結晶粒径および機械的性質を測定し
た。表２に結晶粒径、時効指数とともにそれぞれ
の結晶粒径に対して370／ｄで計算したＣ限界値
Ccを示した。これからわかるように鋼中のＣ量
がCcより低い本発明範囲内の実施例の材料（１
―１〜３―２）では十分低いAI値が得られる。
これに対して鋼中のＣ量がCcより低い比較材
（１―２〜３―３）あるいはAl量の低い材料
（４）ではAI値が３Kg/mm2より高い。なお参考の
ためにAI値以外の機械的性質を材料２―１につ
いて測定した結果を表３に示す。この結果から結
晶粒径が小さくても加工性にすぐれた鋼板が得ら
れることがわかる。
【表】
実施例 ２
表４は試験鋼の化学組成を示す。表５は表４の
鋼の冷延鋼板に関する圧延、焼鈍の各条件および
結晶粒径、時効指数の測定値、限界Ｃ量Ccの計
算値を示したものである。
鋼の冷延鋼板に関する圧延、焼鈍の各条件および
結晶粒径、時効指数の測定値、限界Ｃ量Ccの計
算値を示したものである。
【表】
【表】
表４に示す組成の冷延鋼板を用いて連続溶融亜
鉛メツキを行なつた。鋼５〜７はＣ量の異なる鋼
で、Al量の低い鋼８は比較鋼である。５〜８の
鋼を表５に示す熱延条件で２〜５mmの熱延板とし
冷延率を変えてすべて0.8mmの冷延板とした。こ
れを表５に示した焼鈍温度に30sec〜5min間保持
して再結晶焼鈍し、ついで溶融亜鉛メツキを施し
た。メツキ板には１〜1.5％の調質圧延を施し結
晶粒径および機械的性質を測定した。表５に結晶
粒径、時効指数とともにそれぞれの結晶粒径に対
して370／ｄで計算したＣ限界値Ccを示した。 これからわかるように実施例１の場合と全く同
じく鋼５〜７でＣ370／ｄを満足するＣ量を含
む材料はAI値が３Kg/mm2以下となることがわか
る。また鋼５〜７でＣ量がCcより高い比較材で
はAI値が３Kg/mm2より高い。 比較材の鋼８ではＣ量がCcより低いが、Al含
有量が少ないため固溶Ｎが残り時効指数は３Kg/
mm2以上になることを示している。 なお、バツチ焼鈍法でも、通常の極低炭素鋼板
では遅時効性に劣るが、結晶粒径を小さくしてＣ
370／ｄの関係を保持させるならば、連続焼鈍
に限らずバツチ焼鈍でも遅時効性にすぐれた極低
炭Alキルド冷延鋼板を得ることは勿論である。 本発明の極低炭Alキルド冷延鋼板では、その
製造工程においてＣ量と結晶粒径とを調整してＣ
370／ｄの関係を保持させることによつて、
Ti，NbさらにはSiなどの特殊元素の添加を要せ
ずに、プレス加工などで鋼板表面に肌荒れを起さ
ない遅時効性のすぐれた冷延鋼板あるいは亜鉛メ
ツキ鋼板を製造することができて、塑性加工の分
野に大きな効果をもたらすものである。
鉛メツキを行なつた。鋼５〜７はＣ量の異なる鋼
で、Al量の低い鋼８は比較鋼である。５〜８の
鋼を表５に示す熱延条件で２〜５mmの熱延板とし
冷延率を変えてすべて0.8mmの冷延板とした。こ
れを表５に示した焼鈍温度に30sec〜5min間保持
して再結晶焼鈍し、ついで溶融亜鉛メツキを施し
た。メツキ板には１〜1.5％の調質圧延を施し結
晶粒径および機械的性質を測定した。表５に結晶
粒径、時効指数とともにそれぞれの結晶粒径に対
して370／ｄで計算したＣ限界値Ccを示した。 これからわかるように実施例１の場合と全く同
じく鋼５〜７でＣ370／ｄを満足するＣ量を含
む材料はAI値が３Kg/mm2以下となることがわか
る。また鋼５〜７でＣ量がCcより高い比較材で
はAI値が３Kg/mm2より高い。 比較材の鋼８ではＣ量がCcより低いが、Al含
有量が少ないため固溶Ｎが残り時効指数は３Kg/
mm2以上になることを示している。 なお、バツチ焼鈍法でも、通常の極低炭素鋼板
では遅時効性に劣るが、結晶粒径を小さくしてＣ
370／ｄの関係を保持させるならば、連続焼鈍
に限らずバツチ焼鈍でも遅時効性にすぐれた極低
炭Alキルド冷延鋼板を得ることは勿論である。 本発明の極低炭Alキルド冷延鋼板では、その
製造工程においてＣ量と結晶粒径とを調整してＣ
370／ｄの関係を保持させることによつて、
Ti，NbさらにはSiなどの特殊元素の添加を要せ
ずに、プレス加工などで鋼板表面に肌荒れを起さ
ない遅時効性のすぐれた冷延鋼板あるいは亜鉛メ
ツキ鋼板を製造することができて、塑性加工の分
野に大きな効果をもたらすものである。
第１図の曲線は鋼中のＣ量（ppm）と結晶粒
径ｄ（μ）との関係Ｃ＝370／ｄに従つて描いた
グラフである。
径ｄ（μ）との関係Ｃ＝370／ｄに従つて描いた
グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.006％以下 Mn：0.05〜0.3％および Al：0.02〜0.1％ を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成に
なる極低炭Alキルド鋼であつて、結晶粒径ｄ
（μ）と鋼中Ｃ量（ppm）とがＣ370／ｄの関
係を満足することを特徴とする遅時効性冷延鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2283179A JPS55115948A (en) | 1979-02-27 | 1979-02-27 | Delayed aging cold rolled steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2283179A JPS55115948A (en) | 1979-02-27 | 1979-02-27 | Delayed aging cold rolled steel sheet |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7343688A Division JPS63266025A (ja) | 1988-03-29 | 1988-03-29 | 遅時効性冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55115948A JPS55115948A (en) | 1980-09-06 |
| JPS6230259B2 true JPS6230259B2 (ja) | 1987-07-01 |
Family
ID=12093634
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2283179A Granted JPS55115948A (en) | 1979-02-27 | 1979-02-27 | Delayed aging cold rolled steel sheet |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55115948A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013133510A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5852436A (ja) * | 1981-09-19 | 1983-03-28 | Nippon Steel Corp | プレス加工性および時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58136721A (ja) * | 1982-02-09 | 1983-08-13 | Nippon Steel Corp | 加工性のすぐれた冷間圧延鋼板の製造方法 |
| JPS61525A (ja) * | 1984-06-13 | 1986-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 連続焼鈍による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| KR100478659B1 (ko) * | 2000-12-27 | 2005-03-23 | 주식회사 포스코 | 심가공성이 우수한 연질냉연강판의 제조방법 |
-
1979
- 1979-02-27 JP JP2283179A patent/JPS55115948A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013133510A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55115948A (en) | 1980-09-06 |
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