JPH0324234A - 成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性に優れた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0324234A JPH0324234A JP16004589A JP16004589A JPH0324234A JP H0324234 A JPH0324234 A JP H0324234A JP 16004589 A JP16004589 A JP 16004589A JP 16004589 A JP16004589 A JP 16004589A JP H0324234 A JPH0324234 A JP H0324234A
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- Japan
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- annealing
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、成形性が従来の絞り用冷延鋼板以上である、
具体的にはＥＬが圧延方向で５０％以上、４５゜方向で
４８％以上、ｒ値が２．０以上、ｎ値が０．２８０以上
の性能を有する冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の製
造方法に関する． （従来の技術） 近年、自動車や家電産業界では合理化の観点からのプレ
ス工程の簡素化が求められており、一方、消費者の多用
化するニーズに対応するため製品のデザインが複雑化す
る傾向にある。
具体的にはＥＬが圧延方向で５０％以上、４５゜方向で
４８％以上、ｒ値が２．０以上、ｎ値が０．２８０以上
の性能を有する冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の製
造方法に関する． （従来の技術） 近年、自動車や家電産業界では合理化の観点からのプレ
ス工程の簡素化が求められており、一方、消費者の多用
化するニーズに対応するため製品のデザインが複雑化す
る傾向にある。
このような傾向は、その素材となる鋼板に対し、シャー
プな形状のプレス成形が可能なことや、従来２工程以上
のプレス工程で戒形されていた部品を１工程で戒形でき
ることを要求している．また、一方では高耐食性のニー
ズが高まり溶融亜鉛メッキ鋼板が冷延鋼板に代わって用
いられる場合が増えてきており、成形性の良い溶融亜鉛
メッキ鋼板が要求されるようになってきている．すなわ
ち、具体的には従来の冷延鋼板以上の高い延性やｒ値、
ｎ値を有する冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板が必要
となっている。
プな形状のプレス成形が可能なことや、従来２工程以上
のプレス工程で戒形されていた部品を１工程で戒形でき
ることを要求している．また、一方では高耐食性のニー
ズが高まり溶融亜鉛メッキ鋼板が冷延鋼板に代わって用
いられる場合が増えてきており、成形性の良い溶融亜鉛
メッキ鋼板が要求されるようになってきている．すなわ
ち、具体的には従来の冷延鋼板以上の高い延性やｒ値、
ｎ値を有する冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板が必要
となっている。
成形性の良い溶融亜鉛メッキ鋼板として従来はＡｌキル
ド鋼を箱焼鈍で脱炭焼鈍したり、更に引き続き溶融亜鉛
メッキを行う方法が広く用いられてきたが、最近では製
品脱炭に代って製鋼脱炭を行いさらにＴ１やＮｂなとの
炭窒化物威形元素を添加した極低炭素鋼が用いられるよ
うになってきている．そのなかでも成形性の優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法として特開昭
５９−７４２３１号公報、特開昭６１−２７６９６１号
公報、特開昭６ｌ−１１３７２４号公報、特開昭６１−
２７６９２７号公報、特開昭６１−２９１９２４号公報
および特開昭６３ − ７６８４８号公報に開示されて
いる例がある。
ド鋼を箱焼鈍で脱炭焼鈍したり、更に引き続き溶融亜鉛
メッキを行う方法が広く用いられてきたが、最近では製
品脱炭に代って製鋼脱炭を行いさらにＴ１やＮｂなとの
炭窒化物威形元素を添加した極低炭素鋼が用いられるよ
うになってきている．そのなかでも成形性の優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法として特開昭
５９−７４２３１号公報、特開昭６１−２７６９６１号
公報、特開昭６ｌ−１１３７２４号公報、特開昭６１−
２７６９２７号公報、特開昭６１−２９１９２４号公報
および特開昭６３ − ７６８４８号公報に開示されて
いる例がある。
がある．
〈発明が解決しようとする課題）
前記公報に開示されたものは冷延鋼板および溶融亜鉛メ
ッキ鋼板として優れた性能を示しているが、例えば特開
昭５９−７４２３１号公報および特開昭６１−２７６９
６１号公報に記載されたものではＥＬは４８％、ｒ｛！
Ｉは１．８程度であり、前述した二−ズに対応するには
不十分である。
ッキ鋼板として優れた性能を示しているが、例えば特開
昭５９−７４２３１号公報および特開昭６１−２７６９
６１号公報に記載されたものではＥＬは４８％、ｒ｛！
Ｉは１．８程度であり、前述した二−ズに対応するには
不十分である。
また、成形品の形状が複雑化するに伴い、張出し戒形が
増えそれに対応するには高いｎ値が必要であるが、特開
昭５９−７４２３１号の鋼板はｎ値が０．２４と従来の
一般冷延鋼板なみであり、また特開昭６ｌ−２７６９６
１号ではｎ値には言及していない。
増えそれに対応するには高いｎ値が必要であるが、特開
昭５９−７４２３１号の鋼板はｎ値が０．２４と従来の
一般冷延鋼板なみであり、また特開昭６ｌ−２７６９６
１号ではｎ値には言及していない。
したがって、本発明は、上記の欠点を解消し、威形性の
良い冷延鋼板およびそれにより得る溶融亜鉛メッキ鋼板
の製造方法を提供することを目的としている． （課題を解決するための手段） 前記目的を達威するために、種々検討した結果、本発明
者は極低炭素Ｎｂ（Ｔｉ）添加鋼においてその性能を向
上させる方法として熱間圧延後に焼鈍を行う方法が有効
であることを見い出し本発明に至った． これまで極低炭素で↑ｉやＮｂを添加した材料はそれら
の炭窒化物の作用によって冷間圧延後の焼鈍過程で再結
晶がおくれたり、結晶粒威長が阻害されるため、高温で
の焼鈍やＣやＮを極力低減し炭窒化物の量を少なくする
ことによって高い威形性を確保することが必要となる。
良い冷延鋼板およびそれにより得る溶融亜鉛メッキ鋼板
の製造方法を提供することを目的としている． （課題を解決するための手段） 前記目的を達威するために、種々検討した結果、本発明
者は極低炭素Ｎｂ（Ｔｉ）添加鋼においてその性能を向
上させる方法として熱間圧延後に焼鈍を行う方法が有効
であることを見い出し本発明に至った． これまで極低炭素で↑ｉやＮｂを添加した材料はそれら
の炭窒化物の作用によって冷間圧延後の焼鈍過程で再結
晶がおくれたり、結晶粒威長が阻害されるため、高温で
の焼鈍やＣやＮを極力低減し炭窒化物の量を少なくする
ことによって高い威形性を確保することが必要となる。
このようにＴｉ， Ｎｂｉ加によって再結晶が遅れたり
するのはＴＩやＮｂの炭窒化物が微細に析出するためと
考えられる．したがって、熱間圧延後に焼鈍を行うとそ
れらの析出物が焼鈍中に粗大に析出凝集し、析出物の数
が少なくなるため、冷間圧延後の焼鈍に際して再結晶が
遅れたり、結晶粒成長が阻害されるのを抑制し、従来の
ような高温での焼鈍やＣやＮを極力低減した場合と同等
の効果が得られるものと推定される． よって、本発明は、重量％で、 Ｃ：０．００３０％以下、 Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ
：０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００４〜０．０２
５％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％で １４｛Ａ（！（至）／２７１ ＞Ｎ〜 さらにＴ＋を添加する場合 Ｔｉ： ０．００５〜０．１０％で １４｛ＡＩ２（１）／２７＋Ｔ＋（１）／４８１ ＞Ｎ
を満足し、Ｎ： ０．００３０％以下 残部Ｆｅおよび不可避不純物 からなる組成を有する鋼を８８０℃以上で熱間圧延を終
了し、８００℃以下で巻取り、その後、６５０℃以上で
３時間以上の焼鈍を行い冷間圧延し、次いで再結晶温度
以上９００℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする威形性
の優れた冷延鋼板である．また、かかる冷延鋼板は特に
熔融亜鉛メッキ鋼板用に適しており、本発明は、したが
って、その好適熊様によれば上述のようにして得られた
冷延鋼板に溶融亜鉛メッキを行う溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法であり、かかる特徴を有する本発明によって目
的とする性能が得られ、また安定製造が可能となる。
するのはＴＩやＮｂの炭窒化物が微細に析出するためと
考えられる．したがって、熱間圧延後に焼鈍を行うとそ
れらの析出物が焼鈍中に粗大に析出凝集し、析出物の数
が少なくなるため、冷間圧延後の焼鈍に際して再結晶が
遅れたり、結晶粒成長が阻害されるのを抑制し、従来の
ような高温での焼鈍やＣやＮを極力低減した場合と同等
の効果が得られるものと推定される． よって、本発明は、重量％で、 Ｃ：０．００３０％以下、 Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ
：０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００４〜０．０２
５％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％で １４｛Ａ（！（至）／２７１ ＞Ｎ〜 さらにＴ＋を添加する場合 Ｔｉ： ０．００５〜０．１０％で １４｛ＡＩ２（１）／２７＋Ｔ＋（１）／４８１ ＞Ｎ
を満足し、Ｎ： ０．００３０％以下 残部Ｆｅおよび不可避不純物 からなる組成を有する鋼を８８０℃以上で熱間圧延を終
了し、８００℃以下で巻取り、その後、６５０℃以上で
３時間以上の焼鈍を行い冷間圧延し、次いで再結晶温度
以上９００℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする威形性
の優れた冷延鋼板である．また、かかる冷延鋼板は特に
熔融亜鉛メッキ鋼板用に適しており、本発明は、したが
って、その好適熊様によれば上述のようにして得られた
冷延鋼板に溶融亜鉛メッキを行う溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法であり、かかる特徴を有する本発明によって目
的とする性能が得られ、また安定製造が可能となる。
なお、溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する場合、前述の再結
晶焼鈍処理は溶融亜鉛メッキの予備処理を兼ねて行うよ
うにしてもよい． また、極低炭素鋼においては、加工中あるいは加工後に
いわゆる縦割れと呼ばれる脆性破壊が発生する場合があ
り、そのような割れが懸念される場合はＢを３〜９ ｐ
ｐｍ添加しても良い。
晶焼鈍処理は溶融亜鉛メッキの予備処理を兼ねて行うよ
うにしてもよい． また、極低炭素鋼においては、加工中あるいは加工後に
いわゆる縦割れと呼ばれる脆性破壊が発生する場合があ
り、そのような割れが懸念される場合はＢを３〜９ ｐ
ｐｍ添加しても良い。
（作用）
次に、本発明の横或として上述のように綱組成および製
造条件を限定した理由について説明する．Ｃ≦０．００
３０％： 本発明ではＣはＮｂまたはＮｂとＴｉでＣを固定するこ
とを目的としているが、Ｃ ＞０．００３０％では析出
物が多くなりすぎたり、あるいは、固定されずに固溶し
たＣが多くなり、性能の劣化をもたらすので０．００３
０％以下とした． また、Ｃ含有量０． ００３０％以下程度は現在の製綱
技術で安定して製造可能な範囲である。
造条件を限定した理由について説明する．Ｃ≦０．００
３０％： 本発明ではＣはＮｂまたはＮｂとＴｉでＣを固定するこ
とを目的としているが、Ｃ ＞０．００３０％では析出
物が多くなりすぎたり、あるいは、固定されずに固溶し
たＣが多くなり、性能の劣化をもたらすので０．００３
０％以下とした． また、Ｃ含有量０． ００３０％以下程度は現在の製綱
技術で安定して製造可能な範囲である。
Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０． ０２０％：これらの元素
は、性能向上のためにいずれも極力低減した方が良いが
、低減にはコストアップが伴いまた本発明の目的とする
性能を得るには上記範囲で十分である． Ｎｂ： ０．００４〜０．０２５％： Ｎｂは適量添加することにより、炭化物が形成され、そ
の作用により高いｒ値を得ることができる。
は、性能向上のためにいずれも極力低減した方が良いが
、低減にはコストアップが伴いまた本発明の目的とする
性能を得るには上記範囲で十分である． Ｎｂ： ０．００４〜０．０２５％： Ｎｂは適量添加することにより、炭化物が形成され、そ
の作用により高いｒ値を得ることができる。
０．００４％未満では炭化物の析出が不十分となり、固
溶Ｃｌが増えるためｒ値が低下したり、時効によるＥＬ
の劣化等をもたらす。
溶Ｃｌが増えるためｒ値が低下したり、時効によるＥＬ
の劣化等をもたらす。
一方、０．０２５％超では再結晶温度が上昇し、高い焼
鈍温度が必要となること、およびそのような、高い温度
で焼鈍するとＥＬが逆に劣化してくる。
鈍温度が必要となること、およびそのような、高い温度
で焼鈍するとＥＬが逆に劣化してくる。
Ｍ，Ｔ量：
Ｎは時効による性能の劣化やＥＬやｒ値、ｎ値の劣化を
もたらすのでその固定のためにＭやＴｉの添加が必要で
ある．それらの添加量は、１４（＾Ｑ／２７） ＞Ｎ％ 丁ｉを添加する場合は、 １４（Ｍ／２７＋Ｔｉ／４８） ＞Ｎ％をそれぞれ満足
すれば充分である． ところで、八Ｑは連続鋳造による鋳込時に発生するピン
ホールのような内部欠陥を防止するための脱酸剤として
の添加も必要であり、その下限は０．００３％である． また、添加しすぎると製造コストが上昇するので本発明
にあってＡｌ含有量の上限を０． １０％とした。
もたらすのでその固定のためにＭやＴｉの添加が必要で
ある．それらの添加量は、１４（＾Ｑ／２７） ＞Ｎ％ 丁ｉを添加する場合は、 １４（Ｍ／２７＋Ｔｉ／４８） ＞Ｎ％をそれぞれ満足
すれば充分である． ところで、八Ｑは連続鋳造による鋳込時に発生するピン
ホールのような内部欠陥を防止するための脱酸剤として
の添加も必要であり、その下限は０．００３％である． また、添加しすぎると製造コストが上昇するので本発明
にあってＡｌ含有量の上限を０． １０％とした。
一方、↑ｉはＡｌの添加量が充分であればＮの固定のた
めには添加は不要である。しかし、Ｎｂとの複合添加に
よりｒ値向上やまたｒ値の面内異方性の改善といった効
果が期待されるので添加することが望ましい．ただし、
その蟹が０． １０％以下でその効果は充分に得られ、
添加しすぎると経済性の点でも不利となる。また、Ｎｂ
との複合添加効果を得るためには０．００５％以上の添
加が必要である。
めには添加は不要である。しかし、Ｎｂとの複合添加に
よりｒ値向上やまたｒ値の面内異方性の改善といった効
果が期待されるので添加することが望ましい．ただし、
その蟹が０． １０％以下でその効果は充分に得られ、
添加しすぎると経済性の点でも不利となる。また、Ｎｂ
との複合添加効果を得るためには０．００５％以上の添
加が必要である。
Ｎ：
時効による性能劣化を防止するために可及的少量に制限
するが好ましく、またＮ固定に要するＡｌ、Ｔｉｌｌを
少なくするために０．００３０％以下に制限する。
するが好ましく、またＮ固定に要するＡｌ、Ｔｉｌｌを
少なくするために０．００３０％以下に制限する。
熱間圧延仕上げ温度：
８８０ ℃より低い温度ではｒ値やＥＬの劣化が起こる
。
。
巻取温度：
本発明は熱間圧延後に焼鈍を行うことを特徴としており
、巻取温度は特に制限する必要はない。
、巻取温度は特に制限する必要はない。
ただし、８００℃超の温度で巻取ると熱延コイルの表面
にダレイングロウスが発生しやすく、表面欠陥につなが
ること、さらに後述する冷間圧延に先立って行われる酸
洗での脱スケール性が劣化することなどの点から上限を
規定した。
にダレイングロウスが発生しやすく、表面欠陥につなが
ること、さらに後述する冷間圧延に先立って行われる酸
洗での脱スケール性が劣化することなどの点から上限を
規定した。
熱間圧延後の焼鈍：
十分な結晶成長を促して特性改善を図るには６５０℃以
上３時間以上の処理が必要となる。これにより、冷間圧
延後の再結晶時にｒ値の改善が顕著に行われる。
上３時間以上の処理が必要となる。これにより、冷間圧
延後の再結晶時にｒ値の改善が顕著に行われる。
冷間圧延後の焼鈍：
本発明にあっては冷間圧延は特に制限されず、従来のよ
うに行えば良いが、続いて行なわれる再結晶焼鈍は余り
高い温度で行なわれるとｒ値の低下がみられる．したが
って、冷間圧延後の焼鈍温度（再結晶焼鈍温度）は再結
晶温度から９００℃までとした。
うに行えば良いが、続いて行なわれる再結晶焼鈍は余り
高い温度で行なわれるとｒ値の低下がみられる．したが
って、冷間圧延後の焼鈍温度（再結晶焼鈍温度）は再結
晶温度から９００℃までとした。
次に、本発明を実施例によりさらに具体的に説明する，
実施例１
第１表 （１１ｔ％）
第２表
本例では、第１表に示す組戊からなる鋼を連続鋳造で鋳
込み、第２表の条件のように熱間圧延後の焼鈍条件を変
えて材料の性能を調査した．結果は第ｌ図にグラフで示
す。図から明らかなように、熱間圧延後に６５０℃以上
で３時間以上の焼鈍を行うことによって、ＥＬやｒ値、
ｎ値の著しい向上が見られる．なお、引張試験はＪＩ５
５号試験片を用いて行った． また、図のＦＳδは Ｆ ＝ ［ｒ（０゜） ＋ ２ｒ （４５゜） ＋ ｒ
（９０゜）１／４Ｍ − ［ｎ（０’ ） ＋２ｎ（
４５゜）＋ｎ（９０” ）］／ ４で表される． ＥＬは圧延方向（Ｏ゜）の値である． 実施例２ 第２図は第１表および第２表の条件で製造した材料のう
ち７５０℃で３時間の熱間圧延後焼鈍を行った材料と熱
間圧延後の焼鈍を行わなかったそれぞれの材料の冷間圧
延後の再結晶焼鈍温度の性能への影響を調査した結果で
ある。
込み、第２表の条件のように熱間圧延後の焼鈍条件を変
えて材料の性能を調査した．結果は第ｌ図にグラフで示
す。図から明らかなように、熱間圧延後に６５０℃以上
で３時間以上の焼鈍を行うことによって、ＥＬやｒ値、
ｎ値の著しい向上が見られる．なお、引張試験はＪＩ５
５号試験片を用いて行った． また、図のＦＳδは Ｆ ＝ ［ｒ（０゜） ＋ ２ｒ （４５゜） ＋ ｒ
（９０゜）１／４Ｍ − ［ｎ（０’ ） ＋２ｎ（
４５゜）＋ｎ（９０” ）］／ ４で表される． ＥＬは圧延方向（Ｏ゜）の値である． 実施例２ 第２図は第１表および第２表の条件で製造した材料のう
ち７５０℃で３時間の熱間圧延後焼鈍を行った材料と熱
間圧延後の焼鈍を行わなかったそれぞれの材料の冷間圧
延後の再結晶焼鈍温度の性能への影響を調査した結果で
ある。
図から明らかなように、熱間圧延後に焼鈍を行うと、冷
間圧延後の焼鈍（再結晶焼鈍）温度が低い場合でも良好
な性能が得られており、一方、熱間圧延後の焼鈍を行っ
ていない材料では、性能の向上のためには８００ ℃以
上の高温再結晶焼鈍を必要とする。熱間圧延後に焼鈍を
行った材料の性能が低下するのは再結晶温度付近であり
、また、９００℃超になるとＴ変態によると思われる性
能の劣化がみられる． 実施例３ 第３表に示した組成の鋼を、第４表に示す熱間圧延条件
で熱間圧延し、第５表に示す再結晶焼鈍を行い、同しく
第５表に示す結果を得た。
間圧延後の焼鈍（再結晶焼鈍）温度が低い場合でも良好
な性能が得られており、一方、熱間圧延後の焼鈍を行っ
ていない材料では、性能の向上のためには８００ ℃以
上の高温再結晶焼鈍を必要とする。熱間圧延後に焼鈍を
行った材料の性能が低下するのは再結晶温度付近であり
、また、９００℃超になるとＴ変態によると思われる性
能の劣化がみられる． 実施例３ 第３表に示した組成の鋼を、第４表に示す熱間圧延条件
で熱間圧延し、第５表に示す再結晶焼鈍を行い、同しく
第５表に示す結果を得た。
実施例４
第６表に示した組成の鋼を、第７表に示す熱間圧延条件
で熱間圧延し、冷間圧延後、溶融亜鉛メッキ処理を行っ
た。第８表に示す結果が得られた。
で熱間圧延し、冷間圧延後、溶融亜鉛メッキ処理を行っ
た。第８表に示す結果が得られた。
なお、メッキの密着性は絞り比１．８で直径５０１に円
筒絞りを行ったときの縦壁部のメッキ剥離状況で評価し
た。
筒絞りを行ったときの縦壁部のメッキ剥離状況で評価し
た。
本例における熔融亜鉛メッキ鋼板の製造工程は下記のと
おりである。
おりである。
すなわち、まず２５０ｉ転炉を使って所定組成の溶鋼を
溶製し、Ｒ［｛（真空脱ガス）脱炭処理および戒分調整
工程を経て、連続鋳造法により鋳込み厚さ２５０ｌｌＩ
Ｉの鋳片とした。これを次いで加熱、粗圧延、および仕
上げ圧延を経て板厚３．８開の熱延板とし、巻取後酸洗
し、焼鈍した、この焼鈍材に対し、板厚０．８ｍｓにま
で冷間圧延した．再結晶焼鈍はメッキ：ゼンジマ〜式溶
融亜鉛メッキライン（合金化溶融亜鉛メッキ：５５０〜
６００℃）を利用して行い、スキンバスを経て最終製品
とした。
溶製し、Ｒ［｛（真空脱ガス）脱炭処理および戒分調整
工程を経て、連続鋳造法により鋳込み厚さ２５０ｌｌＩ
Ｉの鋳片とした。これを次いで加熱、粗圧延、および仕
上げ圧延を経て板厚３．８開の熱延板とし、巻取後酸洗
し、焼鈍した、この焼鈍材に対し、板厚０．８ｍｓにま
で冷間圧延した．再結晶焼鈍はメッキ：ゼンジマ〜式溶
融亜鉛メッキライン（合金化溶融亜鉛メッキ：５５０〜
６００℃）を利用して行い、スキンバスを経て最終製品
とした。
（発明の効果）
溶融亜鉛メッキ鋼板は、表面の潤滑性が冷延鋼板とは異
なり、またメッキの剥離にも留意する必要があり、一般
にブレス戒形は冷延鋼板よりも困難であるが、本発明に
より上記問題は解決され、熔融亜鉛メ・ンキ鋼板の適用
が拡大されるという効果が奏され、産業上極めて有用で
ある。
なり、またメッキの剥離にも留意する必要があり、一般
にブレス戒形は冷延鋼板よりも困難であるが、本発明に
より上記問題は解決され、熔融亜鉛メ・ンキ鋼板の適用
が拡大されるという効果が奏され、産業上極めて有用で
ある。
【図面の簡単な説明】
第１図は、焼鈍温度、焼鈍時間とＥｊｌＪ，ｎ値、ｒ値
の関係の説明図；および 第２図は、再結晶温度とｒ値との関係の説明図である． 第１図
の関係の説明図；および 第２図は、再結晶温度とｒ値との関係の説明図である． 第１図
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．００３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：
０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００４〜０．０２５％、
Ａｌ：０．００３〜０．１０％で １４｛Ａｌ（％）／２７｝＞Ｎ（％） Ｎ：０．００３０％以下 残部Ｆｅおよび不可避不純物 からなる組成を有する鋼を８８０℃以上で熱間圧延を終
了し、８００℃以下で巻取り、その後６５０℃以上で３
時間以上の焼鈍を行い冷間圧延し、次いで再結晶温度以
上９００℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする成形性に
優れた冷延鋼板の製造方法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．００３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：
０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００４〜０．０２５％、
Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０
．１０％で１４｛Ａｌ（％）／２７＋Ｔｉ（％）／４８
｝＞Ｎを満足し、Ｎ：０．００３０％以下 残部Ｆｅおよび不可避不純物 からなる組成を有する鋼を８８０℃以上で熱間圧延を終
了し、８００℃以下で巻取り、その後６５０℃以上で３
時間以上の焼鈍を行い冷間圧延し、次いで再結晶温度以
上９００℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする成形性に
優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16004589A JPH0324234A (ja) | 1989-06-22 | 1989-06-22 | 成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16004589A JPH0324234A (ja) | 1989-06-22 | 1989-06-22 | 成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0324234A true JPH0324234A (ja) | 1991-02-01 |
Family
ID=15706733
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16004589A Pending JPH0324234A (ja) | 1989-06-22 | 1989-06-22 | 成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0324234A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS582248A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-07 | 松下電工株式会社 | 無機硬化体 |
| JPS61276961A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH02173216A (ja) * | 1988-12-26 | 1990-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 耐二次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-06-22 JP JP16004589A patent/JPH0324234A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS582248A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-07 | 松下電工株式会社 | 無機硬化体 |
| JPS61276961A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH02173216A (ja) * | 1988-12-26 | 1990-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 耐二次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
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