JPH0220695B2 - - Google Patents
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- JPH0220695B2 JPH0220695B2 JP59149841A JP14984184A JPH0220695B2 JP H0220695 B2 JPH0220695 B2 JP H0220695B2 JP 59149841 A JP59149841 A JP 59149841A JP 14984184 A JP14984184 A JP 14984184A JP H0220695 B2 JPH0220695 B2 JP H0220695B2
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- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、アルミニウムキルド低マンガン深
絞り鋼の改良製造法に関するものであり、特に少
なくとも550〓（288℃）の高温に露出されたとき
にも非時効状態に留まるすぐれた平均塑性ひずみ
比（γn値）を有する製品を生じる方法に関する
ものであり、またこの方法は生産性の増大と、エ
ネルギーとコスト節約をもたらす。 先行技術の研究者は深絞り用として、約0.27％
〜約0.40％の通常マンガン含有量を有するリムド
鋼とキルド鋼とを製造していた。リムド鋼は製造
コストが安く、インゴツト状および圧延状できれ
いな表面特性を有する。焼鈍後の少量の調質圧延
は焼鈍状態での降伏点伸び（YPE）を除去する
が、この鋼はなお常温（約23℃）で約２カ月間時
効し、その結果、有害な降伏点伸びが復帰する。
これに対してアルミニウムキルド鋼は、冷間加工
後に高温に露出されないかぎり、焼鈍に続く少量
の調質圧延ののち恒常的に非時効となる。しかし
もしこの鋼が調質圧延後に約400〓（205℃）程度
の低い温度に露出されるとアルミニウムキルド鋼
の非時効性が破壊されうる。 業界公知のように、深絞り中の鋼板の行動は平
均塑性ひずみ比γnから合理的に正確に予言する
ことができる。平均γn値は原則として、試料片
の圧延方向に対して通常0゜、45゜および90゜の角度
でとられた数試料片についての引張テストから得
られる。γ値は各テスト方向において幅ひずみと
厚さひずみの比として取られた。この場合、平均
塑性ひずみ比は下記の式から計算される。 γn＝γ0゜＋γ90゜＋2γ45゜／４ 約0.27％〜約0.40％の通常マンガン含有量を有
するリムド鋼は約1.2のγnを示す。同一の通常マ
ンガン含有量を有するアルミニウムキルド鋼は約
1.6のγnを示す。これら両型の絞り性鋼について、
熱延製品と冷延製品に対して箱焼鈍を実施した。
通常キルド鋼の箱焼鈍は、臨界コイル（通常、単
一堆積列の中の最下コイル）の最冷温度が1280〓
（693℃）を超えるように実施された。通常のキル
ド鋼の場合には、γnが温度と均熱時間との関数
であることを先行技術は認めている。通常キルド
鋼の焼鈍サイクルの先行技術例は、16時間または
これ以上の均熱時間を伴なう約1300〓（704℃）
またはこれ以上であつた。 さらに最近になつて、先行技術の研究者は約
0.24％までのマンガン含有量を有する低マンガン
リムド鋼およびアルミニウムキルド鋼に注意を向
けた。このような低マンガンリムド鋼とアルミニ
ウムキルド鋼に対して、通常マンガンリムド鋼と
アルミニウムキルド鋼の場合と同一の熱延、冷
延、焼鈍および調質圧延を実施した。一般に先行
技術研究者は箱焼鈍中のコールドスポツトが約
1280〓（693℃）を超えなければならないことを
認めていた。低マンガンアルミニウムキルド鋼の
代表的標準箱焼鈍サイクルは、少なくとも約1280
〓（693℃）のコールドスポツトを生じる16時間
の均熱を伴う1300〓（704℃）であつた。低マン
ガンリムド鋼は約1.5のγn値を示し、低マンガン
アルミニウムキルド鋼は少なくとも1.7のγn値を
示した。 たとえば米国特許第3668016号は、約0.04〜約
0.20％のマンガン含有量を有するコアキルド鋼を
教示している。この引用文献は、４〜５時間の均
熱時間を伴う1290〓（700℃）または1310〓（710
℃）での箱焼鈍について述べている。米国特許第
3709744号は0.15％のマンガン含有量を有する真
空脱ガス鋼を教示している。この引用文献は、少
なくとも12時間の均熱を伴う約1200〓（659℃）
〜約1350〓（732℃）の焼鈍温度を教示している。
この引用文献による好ましい焼鈍は、最小限12時
間、好ましくは約20時間の約1300〓（704℃）で
の均熱である。米国特許第3239390号は、ホウロ
ウ仕上げ用の低マンガンアルミニウムキルド鋼を
教示している。この引用文献は、５時間の均熱を
伴う1290〓（700℃）の温度での焼鈍について述
べている。これらすべての引用文献は、通常の焼
鈍を受けた先行技術の低マンガン鋼の例である。 近年、顧客の製造工程に先立つてメーカが予め
塗装しコイル状で供給する深絞り用、アルミニウ
ムキルド通常マンガン鋼が提供された。塗装され
たコイル状ストリツプは約400〓（214℃）、通常
は490〓（254℃）の温度での焙焼によつて硬化さ
れる。リムド鋼はその時効特性の故に、予め塗装
された形では提供できない。予め塗装されたアル
ミニウムキルド通常マンガン鋼でさえも、次の形
成操作中のひずみ線の結果として多数の廃品を生
じる。このようなひずみ線は、調質圧延は続く塗
装焙焼中の時効によつて生じ、炭化物集合体、窒
素ピツクアツプ、またはその両者に関連してい
る。 この発明は、深絞り用低マンガンアルミニウム
キルド鋼のγn値が通常マンガン含有量の深絞り
用アルミニウムキルド鋼と異なり、焼鈍温度およ
びまたは時間と共に改良されないという発見に基
づいている。実際上、低マンガンアルミニウムキ
ルド鋼の場合、完全再結晶の直後に最大γn値が
得られる。また公知のように、マンガン含有量の
低下は再結晶温度を低下させる。故に、通常マン
ガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼につ
いての通常箱焼鈍の高い温度と均熱時間を、低マ
ンガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼に
応用した場合、γn値を改良することなくむしろ
望ましくない結晶粒成長、窒素ピツクアツプおよ
び炭化物の集合を促進する。このような結果は、
金属の形成操作中に、その時効とひずみを促進す
る傾向がある。望ましくない結晶粒成長は成形に
際してオレンジ皮ひずみ（粗面）を生じ、これは
きわめて不愉快である。 さらに、低マンガン、深絞りアルミニウム用キ
ルド鋼が、少なくとも1100〓（593℃）以上、
1250〓（677℃）以下のコールドスポツト温度を
うるように箱焼鈍されたときにすぐれたγn値が
得られることが発見された。理想的には、コイル
の最内側単回と最外側単回が1330〓（721℃）を
越えてはならない。均熱時間は必要とされない。 この箱焼鈍処理は多くの利点を有する。低温焼
鈍はすぐれたγn値を生じ、またこれまでは低マ
ンガン、アルミニウムキルド鋼について特徴的で
あつた深刻な異常結晶粒成長の問題が生じない。
炭化物の集合体と窒素ピツクアツプが大幅に低減
されまたは排除される。生産性が30％またはこれ
以上増大し（毎時トン数）、同時にエネルギーと
焼鈍ガスとの節約が得られる。 さらに、この発明によつて処理されたアルミニ
ウムキルド低マンガン鋼は、約550〓（288℃）ま
での熱処理を受けたときに時効を生じないので、
予塗装製品の製造において使用するのに適してい
る。 この発明によれば、約0.12％〜約0.24％のマン
ガン含有量を有する鋼を準備する段階と、約A3
以上の仕上温度をもつて前記鋼をホツトバンドに
熱延する段階と、前記コイルを約1100〓（593℃）
以下の温度でコイル状に成す段階と、前記鋼を最
終ゲージまで冷延する段階とを含む少なくとも
1.7のγn値を有するアルミニウムキルド、深絞り
用低マンガン鋼の製造方法において、約1100〓
（593℃）と約1250〓（677℃）との間のコイル温
度をうるまでのみ、前記の冷延された鋼を箱焼鈍
する段階と前記鋼を調質圧延する段階とを含む方
法が提供される。 好ましくは、この鋼に対して少なくとも約60％
の冷間圧下率を加える。 箱焼鈍は少なくとも約1100〓（593℃）以上、
約1250（677℃）以下のコイルコールドスポツト温
度が得られるように実施される。理想的には、コ
イルの最内側単回と最外側単回は約1330〓（721
℃）を越えてはならない。均熱時間は必要としな
い。 もし望むならば、調質圧延された鋼を塗装し、
約400〓（204℃）〜約550〓（288℃）の温度で焙
焼することができる。 この発明の方法は、下記の重量％の固体組成を
生じる代表的な融成物組成から始まるアルミニウ
ムキルド、低マンガン、深絞り鋼の製造を考慮し
ている。 炭素：最大0.10％。好ましくは0.05％。 マンガン：最大0.24％。好ましくは0.18％〜
0.22％。 硫黄：最大0.018％；好ましくは0.012％。 アルミニウム（酸溶性）：最大0.10％、好まし
くは0.02％〜0.05％。 残分は、鉄と、製造モードに付随する不純物と
を含む。マンガン含有量は硫黄含有量の少なくと
も10倍でなければならない。 融成物はアルミニウムをもつて鎮静（キル）さ
れる。鋼は、インゴツト状に鋳造しスラブ形に圧
延することもできるが、業界公知のように好まし
くは連続的にスラブ状に鋳造される。そののち、
鋼をA3以上の仕上げ温度で通常のようにホツト
バンドに圧延し、次に業界公知のように窒化アル
ミニウムの析出を防止するため約1100〓（593℃）
以下の温度でコイル状に成し、そののちその鋼を
少なくとも60％冷間圧下する。 冷間圧下された材料に対してタイトコイルバツ
チ焼鈍を実施する。先行技術と異なり、バツチ焼
鈍炉は少なくとも1100〓（593℃）以上、1250〓
（677℃）以下のコールドスポツト温度が得られる
速度で加熱される。約1200〓（649℃）のコール
ドスポツト温度が好ましい。理想的には、再内側
コイル単回と再外側コイル単回は、1330〓（721
℃）を越えない温度、好ましくは1300〓（704℃）
に加熱されなければならない。 この発明の箱焼鈍段階はオープンコイル焼鈍と
することができる。この場合、箱焼鈍炉は、窒化
アルミニウムが再結晶に先立つて析出し、またコ
イル単回が最終的に少なくとも1100〓（593℃）
以上、1250〓（677℃）以下の温度をうるように
加熱されなければならない。好ましくは、コイル
は1200〓（649℃）の温度に達しなければならな
い。 焼鈍段階につづいて、業界公知のように、降伏
点伸びを排除するため、鋼に対して調質圧延を実
施しなければならない。この調質圧延はテンパー
ミルを通してスキン・パスとして実施され、少な
くとも約0.5％の延びを生じる。 この発明の方法は平均約1.8のγn値を有する低
マンガン深絞り用アルミニウムキルド鋼を生じる
ことが発見された。 先に述べたように、この発明は、低マンガン深
絞り用アルミニウムキルド鋼のγn値が通常マン
ガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼の
γn値と異なり、焼鈍温度および／または焼鈍時
間と共に改良されないという発見に基づいてい
る。むしろ低マンガン含有量アルミニウムキルド
鋼の場合、再結晶の直後に最大γn値が得られる。
マンガン含有量の低下は再結晶温度を低下させる
のであるから、前記の箱焼鈍工程は低温で実施す
ることができ、均熱時間は必要としない。この発
明の方法の結果、次に述べるような多くの利点が
得られる。 この発明の焼鈍段階の結果、時間、エネルギー
および焼鈍ガスが著しく節約される。またこのこ
とは約30％またはこれ以上の生産性の増大（毎時
トン数）を生じる。 通常マンガン含有量のアルミニウムキルド鋼に
対して加えられる通常の高温箱焼鈍によつて低マ
ンガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼を
製造する場合、大型の細長い結晶粒の形の付随的
結晶粒構造異常が見られた。しかしこのような異
常性は高度にひん繁にあるいは常に同一程度のき
びしさで発生することはなかつた。しかしこのよ
うな大型のきわめて細長い結晶粒が生じると、そ
の結果、深絞り操作につづいて“オレンジ皮”ひ
ずみが生じる。 先行技術による高焼鈍温度に伴なう低マンガン
鋼の炭化物形態の結果、異常な結晶粒成長を生じ
ることが発見された。熱延された状態の低マンガ
ン鋼は通常のマンガン鋼よりも多量の粒界炭化物
を有する。冷延はこの粒界炭化物を破砕して鋼板
の面に整列させる。周知のように粒子間隔の減少
に伴なつて異常粒子成長（即ち二次再結晶）の傾
向が増大するので、粒子分散によつて正常結晶粒
成長を禁止する結果として、低マンガン鋼の中に
おいて異常結晶粒成長の傾向が増大する。炭化物
粒子の異方性配列は圧延方向に対して平行な粒界
運動路を生じ、ここにおいて粒子間隔が厚さ方向
におけるよりもはるかに大となり、粒子分散が圧
延方向に対して平行に成層される。このことが、
低マンガン鋼における異常に大型の細長い粒子の
形成傾向を説明する。この発明の実施に際して、
低焼鈍温度と均熱時間の欠損がこのような異常結
晶粒成長を低減させまたは排除することが発見さ
れた。結晶粒度のASTM格付においては、数が
大きいほど結晶粒は小さくなる。７〜９の
ASTM結晶粒度は許容されるが、７以下の結晶
粒度は“オレンジ皮”ひずみを生じる。この実施
例に際して、７〜９の範囲の結晶粒度が得られ
る。 業界公知のように、鋼を焼鈍しその焼鈍された
状態の降伏点伸びを０％に低減するように調質圧
延したのちに生じる降伏点伸びは鋼の時効傾向の
測定値である。鋼が調質圧延につづいてある程度
の時間−温度ヒストリを経験したのちに降伏点伸
びが０％の値を有するとすれば、その材料はひず
み時効を生じなかつたのである。もしその値が０
％よりはるかに高ければ、ひずみ時効が生じたの
である。 ひずみ時効は、原則として格子間固溶体中に炭
素および／または窒素の存在することによつて生
じる。先行技術においては、より高い温度とより
長時間の焼鈍段階に際して、鋼によつて焼鈍ガス
から窒素が取上げられた。もし焼鈍中に取上げら
れた窒素の故に焼鈍後の鋼の全窒素含有量がアル
ミニウム含有量の約1/2を越えれば、窒素が格子
間固溶体中に存在することができる。即ち窒素の
全量が窒化アルミニウムとして結合されなくな
る。この発明の実施に際して、箱焼鈍中の窒素ピ
ツクアツプが無視できる程度であることが発見さ
れた。 焼鈍からの冷却に伴なつて固溶体中に炭素が保
持されるが故に、集合（agglomerated）炭化物
の存在は鋼のひずみ時効の傾向を増大する。この
発明による短時間−低温焼鈍は、小型の散乱した
炭化物粒子を生じ、大幅に炭化物集合の可能性を
低下させる。 先に述べたように、通常マンガン含有量と低マ
ンガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼
は、焼鈍段階後に調質圧延されるならば、常温
（23℃）では非時効性である。しかしもしこれら
の鋼に対して調質につづいて高温を加えるなら
ば、時効を生じる。例えば、これらの鋼は400〓
（204℃）程度の低温処理の結果として時効を生じ
る（YPE復帰を示す）。 近年、鋼メーカは予め塗装された深絞り用アル
ミニウムキルド鋼を提供した。クロム コンプレ
ツクス プライマ 材料の非制限的例は、米国オ
ハイオ州、クリーブランドのダイヤモンド シヤ
ムロツク社から商標“ダクロメツト”で市販され
ている。この材料は約490〓（254℃）の温度で焙
焼する必要のあるプライマまたはアンダコートで
ある。このプライマは通常、米国ミシガン州、ワ
イアンドツトのワイアンドツト ケミカル社から
商標“ジンクロメツト”で市販されているものな
ど、亜鉛富化塗料をもつて被覆される。前述の箱
焼鈍段階を受けた予塗装され焙焼された通常マン
ガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼は、
しばしば焼なまし中の窒素ピツクアツプによる窒
素の存在により、または焼鈍中の集合炭化物の形
成に関連する固溶体中の遊離炭素の存在の故に、
塗装焙焼後にしばしばひずみ時効を示した。ひず
み時効の結果、降伏点伸びの復帰を生じ、これら
形成された部品上に有害なひずみ線と外面のキズ
を生じる。 この発明によつて処理され焼鈍された低マンガ
ン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼は、ひ
ずみ時効を示すことなく予塗装し焙焼することが
できることが発見された。実際に、この発明の低
マンガン含有量深絞り用アルミニウムキルド鋼
は、ひずみ時効を示すことなく約550〓（288℃）
までの焙焼温度に耐えることができる。これはこ
の発明による焼鈍中の窒素ピツクアツプが無視で
きる程度であり鋼の中に粗大炭化物または集合炭
化物が存在しないことによるものと考えられる。 実施例 １ 低マンガン含有量アルミニウムキルド鋼のスラ
ブを、1050〓（566℃）のエイムコイリング温度
を用いて0.095インチ（2.41mm）のホツトバンド
に熱延した。このホツトバンドコイルを0.0318イ
ンチ（0.808mm）ゲージまで66.5％冷間圧下した。 ３個の箱焼鈍炉の中で８個の冷延されたコイル
を焼鈍した。各コイルはコールドスポツト温度を
モニタするために巻込型熱電対を含んでいた。こ
れらのコイルはすべて52.6インチ幅であつた。焼
鈍パラメータを下表１に示す。
絞り鋼の改良製造法に関するものであり、特に少
なくとも550〓（288℃）の高温に露出されたとき
にも非時効状態に留まるすぐれた平均塑性ひずみ
比（γn値）を有する製品を生じる方法に関する
ものであり、またこの方法は生産性の増大と、エ
ネルギーとコスト節約をもたらす。 先行技術の研究者は深絞り用として、約0.27％
〜約0.40％の通常マンガン含有量を有するリムド
鋼とキルド鋼とを製造していた。リムド鋼は製造
コストが安く、インゴツト状および圧延状できれ
いな表面特性を有する。焼鈍後の少量の調質圧延
は焼鈍状態での降伏点伸び（YPE）を除去する
が、この鋼はなお常温（約23℃）で約２カ月間時
効し、その結果、有害な降伏点伸びが復帰する。
これに対してアルミニウムキルド鋼は、冷間加工
後に高温に露出されないかぎり、焼鈍に続く少量
の調質圧延ののち恒常的に非時効となる。しかし
もしこの鋼が調質圧延後に約400〓（205℃）程度
の低い温度に露出されるとアルミニウムキルド鋼
の非時効性が破壊されうる。 業界公知のように、深絞り中の鋼板の行動は平
均塑性ひずみ比γnから合理的に正確に予言する
ことができる。平均γn値は原則として、試料片
の圧延方向に対して通常0゜、45゜および90゜の角度
でとられた数試料片についての引張テストから得
られる。γ値は各テスト方向において幅ひずみと
厚さひずみの比として取られた。この場合、平均
塑性ひずみ比は下記の式から計算される。 γn＝γ0゜＋γ90゜＋2γ45゜／４ 約0.27％〜約0.40％の通常マンガン含有量を有
するリムド鋼は約1.2のγnを示す。同一の通常マ
ンガン含有量を有するアルミニウムキルド鋼は約
1.6のγnを示す。これら両型の絞り性鋼について、
熱延製品と冷延製品に対して箱焼鈍を実施した。
通常キルド鋼の箱焼鈍は、臨界コイル（通常、単
一堆積列の中の最下コイル）の最冷温度が1280〓
（693℃）を超えるように実施された。通常のキル
ド鋼の場合には、γnが温度と均熱時間との関数
であることを先行技術は認めている。通常キルド
鋼の焼鈍サイクルの先行技術例は、16時間または
これ以上の均熱時間を伴なう約1300〓（704℃）
またはこれ以上であつた。 さらに最近になつて、先行技術の研究者は約
0.24％までのマンガン含有量を有する低マンガン
リムド鋼およびアルミニウムキルド鋼に注意を向
けた。このような低マンガンリムド鋼とアルミニ
ウムキルド鋼に対して、通常マンガンリムド鋼と
アルミニウムキルド鋼の場合と同一の熱延、冷
延、焼鈍および調質圧延を実施した。一般に先行
技術研究者は箱焼鈍中のコールドスポツトが約
1280〓（693℃）を超えなければならないことを
認めていた。低マンガンアルミニウムキルド鋼の
代表的標準箱焼鈍サイクルは、少なくとも約1280
〓（693℃）のコールドスポツトを生じる16時間
の均熱を伴う1300〓（704℃）であつた。低マン
ガンリムド鋼は約1.5のγn値を示し、低マンガン
アルミニウムキルド鋼は少なくとも1.7のγn値を
示した。 たとえば米国特許第3668016号は、約0.04〜約
0.20％のマンガン含有量を有するコアキルド鋼を
教示している。この引用文献は、４〜５時間の均
熱時間を伴う1290〓（700℃）または1310〓（710
℃）での箱焼鈍について述べている。米国特許第
3709744号は0.15％のマンガン含有量を有する真
空脱ガス鋼を教示している。この引用文献は、少
なくとも12時間の均熱を伴う約1200〓（659℃）
〜約1350〓（732℃）の焼鈍温度を教示している。
この引用文献による好ましい焼鈍は、最小限12時
間、好ましくは約20時間の約1300〓（704℃）で
の均熱である。米国特許第3239390号は、ホウロ
ウ仕上げ用の低マンガンアルミニウムキルド鋼を
教示している。この引用文献は、５時間の均熱を
伴う1290〓（700℃）の温度での焼鈍について述
べている。これらすべての引用文献は、通常の焼
鈍を受けた先行技術の低マンガン鋼の例である。 近年、顧客の製造工程に先立つてメーカが予め
塗装しコイル状で供給する深絞り用、アルミニウ
ムキルド通常マンガン鋼が提供された。塗装され
たコイル状ストリツプは約400〓（214℃）、通常
は490〓（254℃）の温度での焙焼によつて硬化さ
れる。リムド鋼はその時効特性の故に、予め塗装
された形では提供できない。予め塗装されたアル
ミニウムキルド通常マンガン鋼でさえも、次の形
成操作中のひずみ線の結果として多数の廃品を生
じる。このようなひずみ線は、調質圧延は続く塗
装焙焼中の時効によつて生じ、炭化物集合体、窒
素ピツクアツプ、またはその両者に関連してい
る。 この発明は、深絞り用低マンガンアルミニウム
キルド鋼のγn値が通常マンガン含有量の深絞り
用アルミニウムキルド鋼と異なり、焼鈍温度およ
びまたは時間と共に改良されないという発見に基
づいている。実際上、低マンガンアルミニウムキ
ルド鋼の場合、完全再結晶の直後に最大γn値が
得られる。また公知のように、マンガン含有量の
低下は再結晶温度を低下させる。故に、通常マン
ガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼につ
いての通常箱焼鈍の高い温度と均熱時間を、低マ
ンガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼に
応用した場合、γn値を改良することなくむしろ
望ましくない結晶粒成長、窒素ピツクアツプおよ
び炭化物の集合を促進する。このような結果は、
金属の形成操作中に、その時効とひずみを促進す
る傾向がある。望ましくない結晶粒成長は成形に
際してオレンジ皮ひずみ（粗面）を生じ、これは
きわめて不愉快である。 さらに、低マンガン、深絞りアルミニウム用キ
ルド鋼が、少なくとも1100〓（593℃）以上、
1250〓（677℃）以下のコールドスポツト温度を
うるように箱焼鈍されたときにすぐれたγn値が
得られることが発見された。理想的には、コイル
の最内側単回と最外側単回が1330〓（721℃）を
越えてはならない。均熱時間は必要とされない。 この箱焼鈍処理は多くの利点を有する。低温焼
鈍はすぐれたγn値を生じ、またこれまでは低マ
ンガン、アルミニウムキルド鋼について特徴的で
あつた深刻な異常結晶粒成長の問題が生じない。
炭化物の集合体と窒素ピツクアツプが大幅に低減
されまたは排除される。生産性が30％またはこれ
以上増大し（毎時トン数）、同時にエネルギーと
焼鈍ガスとの節約が得られる。 さらに、この発明によつて処理されたアルミニ
ウムキルド低マンガン鋼は、約550〓（288℃）ま
での熱処理を受けたときに時効を生じないので、
予塗装製品の製造において使用するのに適してい
る。 この発明によれば、約0.12％〜約0.24％のマン
ガン含有量を有する鋼を準備する段階と、約A3
以上の仕上温度をもつて前記鋼をホツトバンドに
熱延する段階と、前記コイルを約1100〓（593℃）
以下の温度でコイル状に成す段階と、前記鋼を最
終ゲージまで冷延する段階とを含む少なくとも
1.7のγn値を有するアルミニウムキルド、深絞り
用低マンガン鋼の製造方法において、約1100〓
（593℃）と約1250〓（677℃）との間のコイル温
度をうるまでのみ、前記の冷延された鋼を箱焼鈍
する段階と前記鋼を調質圧延する段階とを含む方
法が提供される。 好ましくは、この鋼に対して少なくとも約60％
の冷間圧下率を加える。 箱焼鈍は少なくとも約1100〓（593℃）以上、
約1250（677℃）以下のコイルコールドスポツト温
度が得られるように実施される。理想的には、コ
イルの最内側単回と最外側単回は約1330〓（721
℃）を越えてはならない。均熱時間は必要としな
い。 もし望むならば、調質圧延された鋼を塗装し、
約400〓（204℃）〜約550〓（288℃）の温度で焙
焼することができる。 この発明の方法は、下記の重量％の固体組成を
生じる代表的な融成物組成から始まるアルミニウ
ムキルド、低マンガン、深絞り鋼の製造を考慮し
ている。 炭素：最大0.10％。好ましくは0.05％。 マンガン：最大0.24％。好ましくは0.18％〜
0.22％。 硫黄：最大0.018％；好ましくは0.012％。 アルミニウム（酸溶性）：最大0.10％、好まし
くは0.02％〜0.05％。 残分は、鉄と、製造モードに付随する不純物と
を含む。マンガン含有量は硫黄含有量の少なくと
も10倍でなければならない。 融成物はアルミニウムをもつて鎮静（キル）さ
れる。鋼は、インゴツト状に鋳造しスラブ形に圧
延することもできるが、業界公知のように好まし
くは連続的にスラブ状に鋳造される。そののち、
鋼をA3以上の仕上げ温度で通常のようにホツト
バンドに圧延し、次に業界公知のように窒化アル
ミニウムの析出を防止するため約1100〓（593℃）
以下の温度でコイル状に成し、そののちその鋼を
少なくとも60％冷間圧下する。 冷間圧下された材料に対してタイトコイルバツ
チ焼鈍を実施する。先行技術と異なり、バツチ焼
鈍炉は少なくとも1100〓（593℃）以上、1250〓
（677℃）以下のコールドスポツト温度が得られる
速度で加熱される。約1200〓（649℃）のコール
ドスポツト温度が好ましい。理想的には、再内側
コイル単回と再外側コイル単回は、1330〓（721
℃）を越えない温度、好ましくは1300〓（704℃）
に加熱されなければならない。 この発明の箱焼鈍段階はオープンコイル焼鈍と
することができる。この場合、箱焼鈍炉は、窒化
アルミニウムが再結晶に先立つて析出し、またコ
イル単回が最終的に少なくとも1100〓（593℃）
以上、1250〓（677℃）以下の温度をうるように
加熱されなければならない。好ましくは、コイル
は1200〓（649℃）の温度に達しなければならな
い。 焼鈍段階につづいて、業界公知のように、降伏
点伸びを排除するため、鋼に対して調質圧延を実
施しなければならない。この調質圧延はテンパー
ミルを通してスキン・パスとして実施され、少な
くとも約0.5％の延びを生じる。 この発明の方法は平均約1.8のγn値を有する低
マンガン深絞り用アルミニウムキルド鋼を生じる
ことが発見された。 先に述べたように、この発明は、低マンガン深
絞り用アルミニウムキルド鋼のγn値が通常マン
ガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼の
γn値と異なり、焼鈍温度および／または焼鈍時
間と共に改良されないという発見に基づいてい
る。むしろ低マンガン含有量アルミニウムキルド
鋼の場合、再結晶の直後に最大γn値が得られる。
マンガン含有量の低下は再結晶温度を低下させる
のであるから、前記の箱焼鈍工程は低温で実施す
ることができ、均熱時間は必要としない。この発
明の方法の結果、次に述べるような多くの利点が
得られる。 この発明の焼鈍段階の結果、時間、エネルギー
および焼鈍ガスが著しく節約される。またこのこ
とは約30％またはこれ以上の生産性の増大（毎時
トン数）を生じる。 通常マンガン含有量のアルミニウムキルド鋼に
対して加えられる通常の高温箱焼鈍によつて低マ
ンガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼を
製造する場合、大型の細長い結晶粒の形の付随的
結晶粒構造異常が見られた。しかしこのような異
常性は高度にひん繁にあるいは常に同一程度のき
びしさで発生することはなかつた。しかしこのよ
うな大型のきわめて細長い結晶粒が生じると、そ
の結果、深絞り操作につづいて“オレンジ皮”ひ
ずみが生じる。 先行技術による高焼鈍温度に伴なう低マンガン
鋼の炭化物形態の結果、異常な結晶粒成長を生じ
ることが発見された。熱延された状態の低マンガ
ン鋼は通常のマンガン鋼よりも多量の粒界炭化物
を有する。冷延はこの粒界炭化物を破砕して鋼板
の面に整列させる。周知のように粒子間隔の減少
に伴なつて異常粒子成長（即ち二次再結晶）の傾
向が増大するので、粒子分散によつて正常結晶粒
成長を禁止する結果として、低マンガン鋼の中に
おいて異常結晶粒成長の傾向が増大する。炭化物
粒子の異方性配列は圧延方向に対して平行な粒界
運動路を生じ、ここにおいて粒子間隔が厚さ方向
におけるよりもはるかに大となり、粒子分散が圧
延方向に対して平行に成層される。このことが、
低マンガン鋼における異常に大型の細長い粒子の
形成傾向を説明する。この発明の実施に際して、
低焼鈍温度と均熱時間の欠損がこのような異常結
晶粒成長を低減させまたは排除することが発見さ
れた。結晶粒度のASTM格付においては、数が
大きいほど結晶粒は小さくなる。７〜９の
ASTM結晶粒度は許容されるが、７以下の結晶
粒度は“オレンジ皮”ひずみを生じる。この実施
例に際して、７〜９の範囲の結晶粒度が得られ
る。 業界公知のように、鋼を焼鈍しその焼鈍された
状態の降伏点伸びを０％に低減するように調質圧
延したのちに生じる降伏点伸びは鋼の時効傾向の
測定値である。鋼が調質圧延につづいてある程度
の時間−温度ヒストリを経験したのちに降伏点伸
びが０％の値を有するとすれば、その材料はひず
み時効を生じなかつたのである。もしその値が０
％よりはるかに高ければ、ひずみ時効が生じたの
である。 ひずみ時効は、原則として格子間固溶体中に炭
素および／または窒素の存在することによつて生
じる。先行技術においては、より高い温度とより
長時間の焼鈍段階に際して、鋼によつて焼鈍ガス
から窒素が取上げられた。もし焼鈍中に取上げら
れた窒素の故に焼鈍後の鋼の全窒素含有量がアル
ミニウム含有量の約1/2を越えれば、窒素が格子
間固溶体中に存在することができる。即ち窒素の
全量が窒化アルミニウムとして結合されなくな
る。この発明の実施に際して、箱焼鈍中の窒素ピ
ツクアツプが無視できる程度であることが発見さ
れた。 焼鈍からの冷却に伴なつて固溶体中に炭素が保
持されるが故に、集合（agglomerated）炭化物
の存在は鋼のひずみ時効の傾向を増大する。この
発明による短時間−低温焼鈍は、小型の散乱した
炭化物粒子を生じ、大幅に炭化物集合の可能性を
低下させる。 先に述べたように、通常マンガン含有量と低マ
ンガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼
は、焼鈍段階後に調質圧延されるならば、常温
（23℃）では非時効性である。しかしもしこれら
の鋼に対して調質につづいて高温を加えるなら
ば、時効を生じる。例えば、これらの鋼は400〓
（204℃）程度の低温処理の結果として時効を生じ
る（YPE復帰を示す）。 近年、鋼メーカは予め塗装された深絞り用アル
ミニウムキルド鋼を提供した。クロム コンプレ
ツクス プライマ 材料の非制限的例は、米国オ
ハイオ州、クリーブランドのダイヤモンド シヤ
ムロツク社から商標“ダクロメツト”で市販され
ている。この材料は約490〓（254℃）の温度で焙
焼する必要のあるプライマまたはアンダコートで
ある。このプライマは通常、米国ミシガン州、ワ
イアンドツトのワイアンドツト ケミカル社から
商標“ジンクロメツト”で市販されているものな
ど、亜鉛富化塗料をもつて被覆される。前述の箱
焼鈍段階を受けた予塗装され焙焼された通常マン
ガン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼は、
しばしば焼なまし中の窒素ピツクアツプによる窒
素の存在により、または焼鈍中の集合炭化物の形
成に関連する固溶体中の遊離炭素の存在の故に、
塗装焙焼後にしばしばひずみ時効を示した。ひず
み時効の結果、降伏点伸びの復帰を生じ、これら
形成された部品上に有害なひずみ線と外面のキズ
を生じる。 この発明によつて処理され焼鈍された低マンガ
ン含有量の深絞り用アルミニウムキルド鋼は、ひ
ずみ時効を示すことなく予塗装し焙焼することが
できることが発見された。実際に、この発明の低
マンガン含有量深絞り用アルミニウムキルド鋼
は、ひずみ時効を示すことなく約550〓（288℃）
までの焙焼温度に耐えることができる。これはこ
の発明による焼鈍中の窒素ピツクアツプが無視で
きる程度であり鋼の中に粗大炭化物または集合炭
化物が存在しないことによるものと考えられる。 実施例 １ 低マンガン含有量アルミニウムキルド鋼のスラ
ブを、1050〓（566℃）のエイムコイリング温度
を用いて0.095インチ（2.41mm）のホツトバンド
に熱延した。このホツトバンドコイルを0.0318イ
ンチ（0.808mm）ゲージまで66.5％冷間圧下した。 ３個の箱焼鈍炉の中で８個の冷延されたコイル
を焼鈍した。各コイルはコールドスポツト温度を
モニタするために巻込型熱電対を含んでいた。こ
れらのコイルはすべて52.6インチ幅であつた。焼
鈍パラメータを下表１に示す。
【表】
＊ 実加熱時間、
＊＊ 実コールドスポツト温度に達す
る時間、
1150〓（621℃）のコールドスポツト温度に達
するための加熱時間を各炉について計算した。炉
１と２は計算加熱時間を越えて６時間加熱された
ことが注意されよう。 焼鈍ののちに、これらのコイルを１％調質圧延
し、テスト用の前部サンプル、中央サンプルおよ
び尾部サンプルをうるため、修正巻戻しラインに
送つた。また炉１から出たコイル１，２および３
は調質に先立つてテンパーミルで試料採集され
た。これらの最後の試料は、特性および顕微鏡組
織に対する外側単回の過熱の効果を評価するため
に、調質前に最初の６外側単回から切出された。 次にこれらのコイルを、“ダクロメツト”と
“ジンクロメツト”の塗装のためにコイル塗装ラ
インに送つた。 鋼板の組成を下表に示す。
＊＊ 実コールドスポツト温度に達す
る時間、
1150〓（621℃）のコールドスポツト温度に達
するための加熱時間を各炉について計算した。炉
１と２は計算加熱時間を越えて６時間加熱された
ことが注意されよう。 焼鈍ののちに、これらのコイルを１％調質圧延
し、テスト用の前部サンプル、中央サンプルおよ
び尾部サンプルをうるため、修正巻戻しラインに
送つた。また炉１から出たコイル１，２および３
は調質に先立つてテンパーミルで試料採集され
た。これらの最後の試料は、特性および顕微鏡組
織に対する外側単回の過熱の効果を評価するため
に、調質前に最初の６外側単回から切出された。 次にこれらのコイルを、“ダクロメツト”と
“ジンクロメツト”の塗装のためにコイル塗装ラ
インに送つた。 鋼板の組成を下表に示す。
【表】
【表】
＊ 焼鈍前に、しかしテンパーミルの直
前で、コイルから切出された
６外側単回
表から明らかなように、コイル試料1T，2T
および3T以外は窒素ピツクアツプは非常に低か
つた。また、これらの最後に述べた３試料は外側
に近い単回の試料であつて、調質圧延に先立つ
て、外側６単回を除去した。これらの３コイルは
最高のコールドスポツト温度に達した（表１参
照）。故に外側単回は他の単回よりも高度に過焼
鈍され、従つて窒素ピツクアツプが大であつた。 ８コイルのうち７コイルの試料のγn値を表
に示す。これらの試料は調質圧延後に、しかしコ
イル塗装ラインでの塗装前に、修正巻戻しライン
で得られたものである。γn値はコイル塗装操作
の結果として変化しないと思われる。
前で、コイルから切出された
６外側単回
表から明らかなように、コイル試料1T，2T
および3T以外は窒素ピツクアツプは非常に低か
つた。また、これらの最後に述べた３試料は外側
に近い単回の試料であつて、調質圧延に先立つ
て、外側６単回を除去した。これらの３コイルは
最高のコールドスポツト温度に達した（表１参
照）。故に外側単回は他の単回よりも高度に過焼
鈍され、従つて窒素ピツクアツプが大であつた。 ８コイルのうち７コイルの試料のγn値を表
に示す。これらの試料は調質圧延後に、しかしコ
イル塗装ラインでの塗装前に、修正巻戻しライン
で得られたものである。γn値はコイル塗装操作
の結果として変化しないと思われる。
【表】
【表】
＊ テンパーミルの前に予じめ除去され
た6外側単回
表はこれらの試料についてのASTM粒度と
炭化物格付を示す。これも、調質圧延後に、しか
しコイル塗装ラインでの塗装前に、修正巻戻しラ
インで実施された。 炭化物の粒度格付はＣ−１〜Ｃ−５ベースで実
施され、この場合Ｃ−１またはＣ−２の格付の炭
化物は小さく散乱し、許容できるものである。こ
れに対して格付Ｃ−３〜Ｃ−５の炭化物は集合
し、粒度はＣ−３からＣ−５まで増大する。 コイル１と３における外側に近い単回を除い
て、炭化物は小であつた（Ｃ−１〜Ｃ−３）。明
らかにこれらの単回のある程度の過熱が生じたと
思われる。炭化物粒度を小さく保持することは塗
装焙焼操作中の炭素時効の可能性を防止するため
に望ましいことである。
た6外側単回
表はこれらの試料についてのASTM粒度と
炭化物格付を示す。これも、調質圧延後に、しか
しコイル塗装ラインでの塗装前に、修正巻戻しラ
インで実施された。 炭化物の粒度格付はＣ−１〜Ｃ−５ベースで実
施され、この場合Ｃ−１またはＣ−２の格付の炭
化物は小さく散乱し、許容できるものである。こ
れに対して格付Ｃ−３〜Ｃ−５の炭化物は集合
し、粒度はＣ−３からＣ−５まで増大する。 コイル１と３における外側に近い単回を除い
て、炭化物は小であつた（Ｃ−１〜Ｃ−３）。明
らかにこれらの単回のある程度の過熱が生じたと
思われる。炭化物粒度を小さく保持することは塗
装焙焼操作中の炭素時効の可能性を防止するため
に望ましいことである。
【表】
この実施例のコイルはコイル塗装ライン上で処
理され、“ダクロメツト”および“ジンクロメツ
ト”をもつて被覆され、約490〓（254℃）の温度
で約30秒間、焙焼された。前部試料と尾部試料を
降伏点伸び％についてテストしたが、0.5，0.2お
よび0.5の降伏点伸び％を示した３試料を除き、
すべての試料が０％の降伏点伸びを示した。この
ような少量のYPEも形成部品上に有害なひずみ
線を生じるのに十分であつた。これらの最後に述
べた試料全部は炉１の中で処理されたコイル１，
２，３から取られ、焼鈍中の外側コイル単回温度
が約1330〓（721℃）以下、好ましくは1300〓
（704℃）以下に保持されなければならないことを
示している。焼鈍中の外側単回に近い部位に対応
するYPEを示すこれらの３試料はそれぞれＣ−
４，Ｃ−５；Ｃ−２，Ｃ−３；およびＣ−４，Ｃ
−５の炭化物格付けを示した。またこれらはそれ
ぞれ0.017％、0.012％、および0.017％の窒素％を
示した。これらのコイルの外側単回は過熱されて
いた。 この発明が低マンガンアルミニウムキルド箱焼
鈍鋼の低コスト処理法を教示することがこの例か
ら見られよう。この非時効鋼は塗装焙焼温度で加
熱されても、ひずみのない状態に留まる。 実施例 26インゴツトの中に注出されたヒートから作ら
れた111コイルの外側に近い単回、中央単回およ
び内側に近い単回から、アルミニウムキルド、低
マンガン（約0.20％）鋼の123の幅中央試料をと
つた。ホツト ストリツプ ミル上で、この材料
の大部分を1050〓（566℃）のエイムコイリング
温度でコイル加工し、材料の小部分を1025〓
（522℃）でコイル加工した。試料を約65％〜約69
％の範囲で冷延した。 これらのコイルの大部分を直火炉の中で箱焼鈍
し、８個のコイルをラジアントチユーブ間接炉の
中で焼鈍した。大部分の箱は３コイルの高さに作
られたが、二、三の箱は２コイルの高さに作られ
た。加熱サイクルは、1180〓（638℃）のコール
ドスポツトエイム温度を生じるように成された。
この焼鈍サイクルは、この種の材料についての前
記の代表的先行技術焼鈍サイクルに対して約30％
の生産性利得（トン／時）を生じた。焼鈍段階は
均熱なしで実施された。 焼鈍につづいて、コイルを調質圧延した。テン
パーミルで二、三の試料がとられたが、大部分の
試料は調質圧延につづいて修正巻戻しラインでと
られた。 123試料から求められた平均γn値は1.79であつ
た。外側に近い単回の試料34のうち７は1.70以下
のγn値を示したが、34のうちの２は1.60以下のγn
値を示した。中央単回の試料57のうち15は1.70以
下のγn値を示したが、57のうち５は1.60以下のγn
値を示した。最後に内側に近い試料32のうち５は
1.70以下のγn値を示したが、32のうち１つは1.60
以下のγn値を示した。γn値の範囲の平均値から
下限への拡がりは組成または焼鈍の変動によつて
確認されえなかつた。このγn値の拡がりはコイ
リング温度の変動によるものと思われる。 この焼鈍サイクルは焼鈍段階における窒素ピツ
クアツプの実質的排除をもたらした。一部の窒素
ピツクアツプが生じたが、これは過熱された外側
単回と外側に近い単回とに局限された。このよう
なおかされた材料の大部分（この場合は87％）が
テンパーミルにおいて通常のコイルエンドスクラ
ツプロスによつて除去された。窒素ピツクアツプ
の排除により、塗装焙焼段階後の降伏点伸びの展
開におけるフアクタとしての窒素ひずみ時効が排
除される。 さらにこの焼鈍サイクルの結果、過熱された外
側単回と外側に近い単回以外において、炭化物の
大集合物の形成が避けられる。この場合にも、お
かされた材料の大部分（80％）がテンパーミルに
おける通常のコイルエンドスクラツプロスによつ
て除去された。集合炭化物の形成の排除により、
塗装焙焼段階後の降伏点伸びの展開におけるフア
クタとしての炭素ひずみ時効が排除される。 この焼鈍サイクルを使用して、過熱された外側
単回または外側に近い単回を除き、異常な結晶粒
成長が実際上排除された。この場合にも、おかさ
れた材料の大部分（87％）がテンパーミルにおけ
る通常のコイルエンドスクラツプロスによつて除
去された。 この発明はその主旨の範囲内において任意に変
更実施できる。
理され、“ダクロメツト”および“ジンクロメツ
ト”をもつて被覆され、約490〓（254℃）の温度
で約30秒間、焙焼された。前部試料と尾部試料を
降伏点伸び％についてテストしたが、0.5，0.2お
よび0.5の降伏点伸び％を示した３試料を除き、
すべての試料が０％の降伏点伸びを示した。この
ような少量のYPEも形成部品上に有害なひずみ
線を生じるのに十分であつた。これらの最後に述
べた試料全部は炉１の中で処理されたコイル１，
２，３から取られ、焼鈍中の外側コイル単回温度
が約1330〓（721℃）以下、好ましくは1300〓
（704℃）以下に保持されなければならないことを
示している。焼鈍中の外側単回に近い部位に対応
するYPEを示すこれらの３試料はそれぞれＣ−
４，Ｃ−５；Ｃ−２，Ｃ−３；およびＣ−４，Ｃ
−５の炭化物格付けを示した。またこれらはそれ
ぞれ0.017％、0.012％、および0.017％の窒素％を
示した。これらのコイルの外側単回は過熱されて
いた。 この発明が低マンガンアルミニウムキルド箱焼
鈍鋼の低コスト処理法を教示することがこの例か
ら見られよう。この非時効鋼は塗装焙焼温度で加
熱されても、ひずみのない状態に留まる。 実施例 26インゴツトの中に注出されたヒートから作ら
れた111コイルの外側に近い単回、中央単回およ
び内側に近い単回から、アルミニウムキルド、低
マンガン（約0.20％）鋼の123の幅中央試料をと
つた。ホツト ストリツプ ミル上で、この材料
の大部分を1050〓（566℃）のエイムコイリング
温度でコイル加工し、材料の小部分を1025〓
（522℃）でコイル加工した。試料を約65％〜約69
％の範囲で冷延した。 これらのコイルの大部分を直火炉の中で箱焼鈍
し、８個のコイルをラジアントチユーブ間接炉の
中で焼鈍した。大部分の箱は３コイルの高さに作
られたが、二、三の箱は２コイルの高さに作られ
た。加熱サイクルは、1180〓（638℃）のコール
ドスポツトエイム温度を生じるように成された。
この焼鈍サイクルは、この種の材料についての前
記の代表的先行技術焼鈍サイクルに対して約30％
の生産性利得（トン／時）を生じた。焼鈍段階は
均熱なしで実施された。 焼鈍につづいて、コイルを調質圧延した。テン
パーミルで二、三の試料がとられたが、大部分の
試料は調質圧延につづいて修正巻戻しラインでと
られた。 123試料から求められた平均γn値は1.79であつ
た。外側に近い単回の試料34のうち７は1.70以下
のγn値を示したが、34のうちの２は1.60以下のγn
値を示した。中央単回の試料57のうち15は1.70以
下のγn値を示したが、57のうち５は1.60以下のγn
値を示した。最後に内側に近い試料32のうち５は
1.70以下のγn値を示したが、32のうち１つは1.60
以下のγn値を示した。γn値の範囲の平均値から
下限への拡がりは組成または焼鈍の変動によつて
確認されえなかつた。このγn値の拡がりはコイ
リング温度の変動によるものと思われる。 この焼鈍サイクルは焼鈍段階における窒素ピツ
クアツプの実質的排除をもたらした。一部の窒素
ピツクアツプが生じたが、これは過熱された外側
単回と外側に近い単回とに局限された。このよう
なおかされた材料の大部分（この場合は87％）が
テンパーミルにおいて通常のコイルエンドスクラ
ツプロスによつて除去された。窒素ピツクアツプ
の排除により、塗装焙焼段階後の降伏点伸びの展
開におけるフアクタとしての窒素ひずみ時効が排
除される。 さらにこの焼鈍サイクルの結果、過熱された外
側単回と外側に近い単回以外において、炭化物の
大集合物の形成が避けられる。この場合にも、お
かされた材料の大部分（80％）がテンパーミルに
おける通常のコイルエンドスクラツプロスによつ
て除去された。集合炭化物の形成の排除により、
塗装焙焼段階後の降伏点伸びの展開におけるフア
クタとしての炭素ひずみ時効が排除される。 この焼鈍サイクルを使用して、過熱された外側
単回または外側に近い単回を除き、異常な結晶粒
成長が実際上排除された。この場合にも、おかさ
れた材料の大部分（87％）がテンパーミルにおけ
る通常のコイルエンドスクラツプロスによつて除
去された。 この発明はその主旨の範囲内において任意に変
更実施できる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 0.12％乃至0.24％のマンガン含有量を有する
鋼を提供する段階と、前記の鋼をA3以上の仕上
げ温度をもつてホツトバンドに熱延する段階と、
前記の鋼を593℃以下の温度でコイル状に成す段
階と、前記の鋼を最終ゲージに冷延する段階とを
含む少なくとも1.7のγn値を有するアルミニウム
キルド深絞り用低マンガン鋼の製造方法におい
て、593℃と677℃の間のコイル温度をうるまでの
み前記の冷延された鋼を箱焼鈍する段階と、前記
鋼を調質圧延する段階とを含むことを特徴とする
方法。 ２ 前記の焼鈍はタイトコイル箱焼鈍であつて、
593℃と677℃の範囲のコイルのコールドスポツト
温度がえられるまでのみ前記焼鈍を実施する段階
を含むことを特徴とする特許請求の範囲第１項に
よる方法。 ３ 前記の箱焼鈍はオーブンコイル焼鈍であるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項による方
法。 ４ 前記の低マンガン鋼は前記マンガンのほか、
重量％で最大0.1％の炭素と、最大0.018％の硫黄
と、最大0.1％のアルミニウム（酸溶性）と、鉄
および製造工程に付随する不純物とから成る固体
組成を有することを特徴とする特許請求の範囲第
１項による方法。 ５ 前記のコイル温度は649℃であることを特徴
とする特許請求の範囲第１項による方法。 ６ 前記のコールドスポツト温度は649℃である
ことを特徴とする特許請求の範囲第２項に記載の
方法。 ７ 前記のコイル温度は649℃であることを特徴
とする特許請求の範囲第３項による方法。 ８ 前記の調質圧延された低マンガン鋼を塗装し
前記の鋼を少なくとも214℃の温度で焙焼する段
階を含むことを特徴とする特許請求の範囲第１項
に記載の方法。 ９ 前記の調質圧延された低マンガン鋼を塗装し
前記の鋼を少なくとも214℃の温度で焙焼するこ
とを特徴とする特許請求の範囲第２項による方
法。 １０ 0.12％乃至0.24％のマンガン含有量を有す
る鋼を提供する段階と、前記の鋼をA3以上の仕
上げ温度をもつてホツトバンドに熱延する段階
と、前記の鋼を593℃以下の温度でコイル状に成
す段階と、前記の鋼を最終ゲージに冷延する段階
とを含む少なくとも1.7のγn値を有するアルミニ
ウムキルド深絞り用低マンガン鋼の製造方法にお
いて、593℃と677℃の間のコイル温度をうるまで
のみ前記の冷延された鋼を箱焼鈍し、この焼鈍は
最内側および最外側のコイル単回が721℃を超え
ない温度で行なわれる段階と、前記鋼を調質圧延
する段階とを含むことを特徴とする方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/515,202 US4473411A (en) | 1983-07-20 | 1983-07-20 | Process of making aluminum killed low manganese deep drawing steel |
| US515202 | 1983-07-20 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6039127A JPS6039127A (ja) | 1985-02-28 |
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- 1984-07-20 JP JP59149841A patent/JPS6039127A/ja active Granted
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| JPS6039127A (ja) | 1985-02-28 |
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