JPH0418014B2 - - Google Patents
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- JPH0418014B2 JPH0418014B2 JP62147011A JP14701187A JPH0418014B2 JP H0418014 B2 JPH0418014 B2 JP H0418014B2 JP 62147011 A JP62147011 A JP 62147011A JP 14701187 A JP14701187 A JP 14701187A JP H0418014 B2 JPH0418014 B2 JP H0418014B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- ultra
- temperature
- continuous annealing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
この発明は、面内異方性の小さい極薄鋼板の製
造方法に関し、とくに良好な加工性が要求される
複合鋼板用素材としての用途に用いて好適なもの
である。 （従来の技術） 加工性、とくに深絞り性を改善した冷延鋼板の
主たる用途は自動車の内・外装板である。従つて
従来、自動車用部品としてプレス成形される場合
を念頭において主に材料開発が進められてきた。
とくに自動車用鋼板の場合、多種多用のデザイン
に適応する必要上、深絞り性に対応するｒ値の改
善、あるいは形状凍結性の観点から低降伏応力
化、高加工硬化率化などが重要視される。 ところで近年、鋼板の間に樹脂がサンドイツチ
されたいわゆる複合鋼板が自動車にも適用される
ようになつてきたが、かような複合鋼板において
も当然のことながら優れた成形加工性が要求され
る。 （発明が解決しようとする問題点） かような鋼板の素材としては0.15〜0.60mm厚の
極薄鋼板が多用されるが、その場合、従来の鋼成
分および従来の製造方法で単に薄い鋼板を製造し
た場合には次に示すような問題があつた。 すなわち、 (イ) 冷延圧下率が過度に高くなるため、ｒ値は低
く、一方ｒ値の異方性を示すΔrは逆に高くな
り、そのため絞り加工後にイヤリングが発生す
る、 (ロ) 素材鋼板が薄いため、伸びが小さく、成形時
に割れが発生しやすい、 (ハ) 伸びを改善するために高温焼鈍を施したもの
はY.S.が低くなり、かじりによつて縦壁に割れ
が発生しやすい、 (ニ) またCALにおいて薄物軟質のため破断しや
すい、 などである。 この発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、鋼板成分の調整と製造工程の適切な制御との
組合わせによつて、Y.S.が低すぎず、Elが大き
く、しかもｒ値が高くかつΔrの小さい極薄冷延
鋼板を製造することができる有利な方法を提案す
ることを目的とする。 （問題点を解決するための手段） さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意
研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。 すなわち (1) ｒ値とElを改善するにはＣ量の低減が有効で
あり、かかる極低炭素鋼板には材質改善のため
通常TiやNbの微量添加が有効であることは知
られているが、さらに微量のＢを添加すること
により、ｒ値が低下することなく、Δrが低下
する。 (2) また最終板厚を薄くするために冷間圧下率を
高くすると再結晶温度が低下し、焼鈍温度を従
来採用されている800〜900℃にするとΔrが高
くなつてしまうけれども、Ti−Nb−Ｂ添加極
低炭素鋼板では90％程度と非常に高い冷延圧下
率をとるほうがΔrが小さくなる。 (3) さらに本成分系では薄物の連続焼鈍時の板破
断が大いに減少する。 この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。すなわちこの発明は Ｃ：0.004wt％以下（以下単に％で示す）、 Si：0.1％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.025％以下、 Ｎ：0.006％以下、 Al：0.001〜0.100％、 Ti：0.01〜0.10％でかつ Ti≧｛（48／12）Ｃ＋（48／14）Ｎ｝、 Nb：0.003〜0.03％および Ｂ：0.0001〜0.0010％ を含み、残部は不可避不純物を除き実質的にFe
の組成になる鋼板を、熱延仕上げ温度：850〜900
℃、巻取り温度：300〜600℃の条件下に熱間圧延
したのち、冷間圧延、連続焼鈍ついでスキンパス
圧延を施して0.15〜0.60mm厚の極薄鋼板を製造す
るに当り、冷延圧下率を85〜95％とすると共に連
続焼鈍温度を650〜750℃とすることからなる面内
異方性の小さい極薄鋼板の製造方法である。 以下この発明を具体的に説明する。 まず、この発明における鋼成分を上記の範囲に
限定した理由について説明する。 Ｃ： 鋼を軟質化させ、Elとｒ値を改善するにはＣ含
有量を下げることが有効である。Ｃ含有量が
0.004％を超えると材質が大幅に劣化しはじめる
ので、上限を0.004％とした。 Si，Mn： これらはいずれも脱酸剤として有効に寄与する
が、過剰に含有されると延性を害する原因ともな
るので、それぞれ0.1％以下、0.5％未満に限定し
た。 Ｐ，Ｓ： いずれも不純物元素であり、極力低減させるこ
とが望ましいが、ともに0.025％以下程度なら許
容できる。 Al： Alは製鋼時の脱酸剤として、また固溶Ｎを
AlNとして固定する元素として有用であり、少
なくとも0.001％の添加は必要である。しかしな
がらあまりに多量の添加は溶鋼コストを上昇させ
ることから上限は0.100％とした。 Ｎ： ＮはＣと同様、結晶粒を微細にし加工性を低下
させる他、耐時効性も劣化させてしまうことか
ら、Ｎの含有量は0.006％以下とする必要がある。 Ti： Ｃ，Ｎ，Ｓ等の固溶成分の固定に有用であるば
かりでなく、これら元素との析出物形成による材
質改善の面でも効果がある。しかしながら含有量
が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方0.10％より多く添加しても効果の増加が望めな
いので、含有量は0.01〜0.10％の範囲に限定し
た。 またこの発明では、このTiでＣとＮとを完全
に固定できるように、TiはTi≧｛（48／12）Ｃ＋
（48／14）Ｎ｝の範囲で添加するものとした。 Nb： Nbは、Tiとの複合添加により、高El、高ｒ値
を確保した上で、Y.P.を高めるのに有効に寄与
する。その効果は0.003％以上で現れるが、0.030
％を超えるとY.P.の過度の上昇とElの低下を招
くため、Nb含有量は0.003〜0.030％の範囲に限定
した。 Ｂ： Ｂの微量の添加はｒ値の低下を招くことなしに
Δrの低下、すなわちｒ値の異方性の改善に有効
に寄与するが、あまりに多量に添加すると材質の
劣化をもたらす。そこでＢは上述した効果が有効
に発現する0.0001〜0.001％の範囲で添加するも
のとした。 次にこの発明に従う製造工程条件の限定理由に
ついて説明する。 熱延仕上げ温度： 熱延仕上げ温度が、850℃未満になると歪の残
留によるｒ値の劣化を招き、一方900℃を超える
と結晶粒の粗大化によつてやはりｒ値の劣化を招
くため、熱延仕上げ温度は850〜900℃の範囲に限
定した。 巻取り温度： 高C.T.による過度の軟質化および熱延スケー
ルの増加を避けるためには600℃以下とする必要
があるが、冷却に要する時間や能力あるいは巻き
取つたコイルの形状を考慮してその下限は300℃
とした。 冷延圧下率：85〜95％ 第１図に、Δrに及ぼす冷延圧下率の影響につ
いて調べた結果を示す。供試材としては、0.001
％Ｃ−0.049％Ti−0.005％Nb−0.0009％Ｂ−
BalFe（図中○印）、0.002％Ｃ−0.015％Ti−
balFe（同□印）、0.005％Ｃ−balFe（同△印）の３
成分を採用し、それぞれ次の条件で作成した。 熱延仕上げ温度：870℃ 巻取り温度：550℃ 冷延圧下率：70〜98％ 連続焼鈍温度：700℃，60s スキンパス圧延：0.5％ 同図より明らかなように、従来の極低炭素鋼や
Ti添加極低炭素鋼では、圧下率の上昇に伴つて
Δrが大きくなるのに対し、この発明に従うTi−
Nb−Ｂ添加極低炭素鋼は、圧下率が大きくなる
につれて、とくに圧下率：85％以上の範囲におい
て小さいΔr値を示す。しかしながら95％を超え
るような超高圧下率では冷延設備の負担が大きく
なるので上限は95％とした。 連続焼鈍温度：650〜750℃ 第２図に、0.001％Ｃ−0.049％Ti−0.005％Nb
−0.0009％Ｂ−BalFeの組成になる鋼スラブを、
熱間仕上げ温度：880℃、巻取り温度：500℃で熱
間圧延し、ついで75％および90％の圧下率でそれ
ぞれ圧延し、ついで600〜820℃の温度で連続焼鈍
したのち、スキンパス圧延を施して得た極薄鋼板
の材質に及ぼす連続焼鈍温度の影響について調べ
た結果を示す。 同図より明らかなように、材質と連続焼鈍温度
との関係は、通常の冷延圧下率（75％）の場合と
比べて90％の高圧下率では低焼鈍温度側に移行
し、650℃以上で優れた強度と延性が得られる。
しかしながらΔrは750℃を超えると0.6以上となつ
て面内異方性の劣化を招く。以上の結果から連続
焼鈍温度の範囲は650〜750℃の範囲に限定した。 なお製造工程の最終段階であるスキンパス圧延
は通常の方法、条件すなわち板厚％以下程度でよ
い。 以上に述べた成分調整と製造工程により、材質
の優れた複合鋼板用極薄鋼板が得られるのであ
る。 なおこの種の軟質極薄鋼板では、従来より連続
焼鈍時の板破断、とくに入側でのシーム溶接後の
溶接部ネツキングに起因する破断が問題となつて
いた。しかしながら発明成分鋼においては溶接部
のネツキングが非常に少ないことも大きな利点で
ある。表１に、板厚0.2mmの冷延鋼板を連続焼鈍
炉側にてナローラツプシーム溶接後、実験的に通
常より過大の張力を板にかけて通板した時のネツ
キング発生状況について調べた結果を示す。 同表より明らかなように、Ti−Nb−Ｂ添加鋼
はネツキングの発生が極めて少ないが、この理由
は溶接可能範囲が広くかつ溶接部の軟化が小さい
ためと考えられる。
造方法に関し、とくに良好な加工性が要求される
複合鋼板用素材としての用途に用いて好適なもの
である。 （従来の技術） 加工性、とくに深絞り性を改善した冷延鋼板の
主たる用途は自動車の内・外装板である。従つて
従来、自動車用部品としてプレス成形される場合
を念頭において主に材料開発が進められてきた。
とくに自動車用鋼板の場合、多種多用のデザイン
に適応する必要上、深絞り性に対応するｒ値の改
善、あるいは形状凍結性の観点から低降伏応力
化、高加工硬化率化などが重要視される。 ところで近年、鋼板の間に樹脂がサンドイツチ
されたいわゆる複合鋼板が自動車にも適用される
ようになつてきたが、かような複合鋼板において
も当然のことながら優れた成形加工性が要求され
る。 （発明が解決しようとする問題点） かような鋼板の素材としては0.15〜0.60mm厚の
極薄鋼板が多用されるが、その場合、従来の鋼成
分および従来の製造方法で単に薄い鋼板を製造し
た場合には次に示すような問題があつた。 すなわち、 (イ) 冷延圧下率が過度に高くなるため、ｒ値は低
く、一方ｒ値の異方性を示すΔrは逆に高くな
り、そのため絞り加工後にイヤリングが発生す
る、 (ロ) 素材鋼板が薄いため、伸びが小さく、成形時
に割れが発生しやすい、 (ハ) 伸びを改善するために高温焼鈍を施したもの
はY.S.が低くなり、かじりによつて縦壁に割れ
が発生しやすい、 (ニ) またCALにおいて薄物軟質のため破断しや
すい、 などである。 この発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、鋼板成分の調整と製造工程の適切な制御との
組合わせによつて、Y.S.が低すぎず、Elが大き
く、しかもｒ値が高くかつΔrの小さい極薄冷延
鋼板を製造することができる有利な方法を提案す
ることを目的とする。 （問題点を解決するための手段） さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意
研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。 すなわち (1) ｒ値とElを改善するにはＣ量の低減が有効で
あり、かかる極低炭素鋼板には材質改善のため
通常TiやNbの微量添加が有効であることは知
られているが、さらに微量のＢを添加すること
により、ｒ値が低下することなく、Δrが低下
する。 (2) また最終板厚を薄くするために冷間圧下率を
高くすると再結晶温度が低下し、焼鈍温度を従
来採用されている800〜900℃にするとΔrが高
くなつてしまうけれども、Ti−Nb−Ｂ添加極
低炭素鋼板では90％程度と非常に高い冷延圧下
率をとるほうがΔrが小さくなる。 (3) さらに本成分系では薄物の連続焼鈍時の板破
断が大いに減少する。 この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。すなわちこの発明は Ｃ：0.004wt％以下（以下単に％で示す）、 Si：0.1％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.025％以下、 Ｎ：0.006％以下、 Al：0.001〜0.100％、 Ti：0.01〜0.10％でかつ Ti≧｛（48／12）Ｃ＋（48／14）Ｎ｝、 Nb：0.003〜0.03％および Ｂ：0.0001〜0.0010％ を含み、残部は不可避不純物を除き実質的にFe
の組成になる鋼板を、熱延仕上げ温度：850〜900
℃、巻取り温度：300〜600℃の条件下に熱間圧延
したのち、冷間圧延、連続焼鈍ついでスキンパス
圧延を施して0.15〜0.60mm厚の極薄鋼板を製造す
るに当り、冷延圧下率を85〜95％とすると共に連
続焼鈍温度を650〜750℃とすることからなる面内
異方性の小さい極薄鋼板の製造方法である。 以下この発明を具体的に説明する。 まず、この発明における鋼成分を上記の範囲に
限定した理由について説明する。 Ｃ： 鋼を軟質化させ、Elとｒ値を改善するにはＣ含
有量を下げることが有効である。Ｃ含有量が
0.004％を超えると材質が大幅に劣化しはじめる
ので、上限を0.004％とした。 Si，Mn： これらはいずれも脱酸剤として有効に寄与する
が、過剰に含有されると延性を害する原因ともな
るので、それぞれ0.1％以下、0.5％未満に限定し
た。 Ｐ，Ｓ： いずれも不純物元素であり、極力低減させるこ
とが望ましいが、ともに0.025％以下程度なら許
容できる。 Al： Alは製鋼時の脱酸剤として、また固溶Ｎを
AlNとして固定する元素として有用であり、少
なくとも0.001％の添加は必要である。しかしな
がらあまりに多量の添加は溶鋼コストを上昇させ
ることから上限は0.100％とした。 Ｎ： ＮはＣと同様、結晶粒を微細にし加工性を低下
させる他、耐時効性も劣化させてしまうことか
ら、Ｎの含有量は0.006％以下とする必要がある。 Ti： Ｃ，Ｎ，Ｓ等の固溶成分の固定に有用であるば
かりでなく、これら元素との析出物形成による材
質改善の面でも効果がある。しかしながら含有量
が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方0.10％より多く添加しても効果の増加が望めな
いので、含有量は0.01〜0.10％の範囲に限定し
た。 またこの発明では、このTiでＣとＮとを完全
に固定できるように、TiはTi≧｛（48／12）Ｃ＋
（48／14）Ｎ｝の範囲で添加するものとした。 Nb： Nbは、Tiとの複合添加により、高El、高ｒ値
を確保した上で、Y.P.を高めるのに有効に寄与
する。その効果は0.003％以上で現れるが、0.030
％を超えるとY.P.の過度の上昇とElの低下を招
くため、Nb含有量は0.003〜0.030％の範囲に限定
した。 Ｂ： Ｂの微量の添加はｒ値の低下を招くことなしに
Δrの低下、すなわちｒ値の異方性の改善に有効
に寄与するが、あまりに多量に添加すると材質の
劣化をもたらす。そこでＢは上述した効果が有効
に発現する0.0001〜0.001％の範囲で添加するも
のとした。 次にこの発明に従う製造工程条件の限定理由に
ついて説明する。 熱延仕上げ温度： 熱延仕上げ温度が、850℃未満になると歪の残
留によるｒ値の劣化を招き、一方900℃を超える
と結晶粒の粗大化によつてやはりｒ値の劣化を招
くため、熱延仕上げ温度は850〜900℃の範囲に限
定した。 巻取り温度： 高C.T.による過度の軟質化および熱延スケー
ルの増加を避けるためには600℃以下とする必要
があるが、冷却に要する時間や能力あるいは巻き
取つたコイルの形状を考慮してその下限は300℃
とした。 冷延圧下率：85〜95％ 第１図に、Δrに及ぼす冷延圧下率の影響につ
いて調べた結果を示す。供試材としては、0.001
％Ｃ−0.049％Ti−0.005％Nb−0.0009％Ｂ−
BalFe（図中○印）、0.002％Ｃ−0.015％Ti−
balFe（同□印）、0.005％Ｃ−balFe（同△印）の３
成分を採用し、それぞれ次の条件で作成した。 熱延仕上げ温度：870℃ 巻取り温度：550℃ 冷延圧下率：70〜98％ 連続焼鈍温度：700℃，60s スキンパス圧延：0.5％ 同図より明らかなように、従来の極低炭素鋼や
Ti添加極低炭素鋼では、圧下率の上昇に伴つて
Δrが大きくなるのに対し、この発明に従うTi−
Nb−Ｂ添加極低炭素鋼は、圧下率が大きくなる
につれて、とくに圧下率：85％以上の範囲におい
て小さいΔr値を示す。しかしながら95％を超え
るような超高圧下率では冷延設備の負担が大きく
なるので上限は95％とした。 連続焼鈍温度：650〜750℃ 第２図に、0.001％Ｃ−0.049％Ti−0.005％Nb
−0.0009％Ｂ−BalFeの組成になる鋼スラブを、
熱間仕上げ温度：880℃、巻取り温度：500℃で熱
間圧延し、ついで75％および90％の圧下率でそれ
ぞれ圧延し、ついで600〜820℃の温度で連続焼鈍
したのち、スキンパス圧延を施して得た極薄鋼板
の材質に及ぼす連続焼鈍温度の影響について調べ
た結果を示す。 同図より明らかなように、材質と連続焼鈍温度
との関係は、通常の冷延圧下率（75％）の場合と
比べて90％の高圧下率では低焼鈍温度側に移行
し、650℃以上で優れた強度と延性が得られる。
しかしながらΔrは750℃を超えると0.6以上となつ
て面内異方性の劣化を招く。以上の結果から連続
焼鈍温度の範囲は650〜750℃の範囲に限定した。 なお製造工程の最終段階であるスキンパス圧延
は通常の方法、条件すなわち板厚％以下程度でよ
い。 以上に述べた成分調整と製造工程により、材質
の優れた複合鋼板用極薄鋼板が得られるのであ
る。 なおこの種の軟質極薄鋼板では、従来より連続
焼鈍時の板破断、とくに入側でのシーム溶接後の
溶接部ネツキングに起因する破断が問題となつて
いた。しかしながら発明成分鋼においては溶接部
のネツキングが非常に少ないことも大きな利点で
ある。表１に、板厚0.2mmの冷延鋼板を連続焼鈍
炉側にてナローラツプシーム溶接後、実験的に通
常より過大の張力を板にかけて通板した時のネツ
キング発生状況について調べた結果を示す。 同表より明らかなように、Ti−Nb−Ｂ添加鋼
はネツキングの発生が極めて少ないが、この理由
は溶接可能範囲が広くかつ溶接部の軟化が小さい
ためと考えられる。
【表】
（実施例）
表２に示した種々の成分組成になる溶鋼を連続
鋳造し、1150℃に加熱した後、仕上げ温度：860
〜900℃、巻取り温度：約550℃で熱間圧延し、つ
いで表３に示す圧下率および温度でそれぞれ冷間
圧延および連続焼鈍を行つたのち0.4％のスキン
パス圧延を施した。 得られた薄板の板厚ならびに材質について調べ
た結果は表３に示したとおりである。
鋳造し、1150℃に加熱した後、仕上げ温度：860
〜900℃、巻取り温度：約550℃で熱間圧延し、つ
いで表３に示す圧下率および温度でそれぞれ冷間
圧延および連続焼鈍を行つたのち0.4％のスキン
パス圧延を施した。 得られた薄板の板厚ならびに材質について調べ
た結果は表３に示したとおりである。
【表】
【表】
【表】
この発明の組成および製造工程条件を満足する
（No.１〜３）においてはいずれも、Y.S.19Kg
ｆ／mm2，T.S.30Kgｆ／mm2、El45％、ｒ2.0の
優れた材質が得られており、かつΔr0.4と内面
異方性をほとんど示していない。 これに対し成分組成は好適でも製造工程条件が
適正範囲を外れているもの（No.４〜６）は、Y.S.
が低く、かつΔrが0.8を超えていた。また比較鋼
の組成を有するものでは製造工程条件がこの発明
の適正範囲内であるかないかの如何を問わず、
Δr値が0.7を超えており、この発明で所期したほ
ど良好な特性は得られていない。 上述したとおり、この発明で規定する組成と製
造条件を併せて満足する鋼のみが優れた特性を示
す極薄鋼板となつている。なおこれらの鋼板を貼
り合わせて制振鋼板となし、エリクセン試験機に
より円筒深絞り試験を実施したところ、いずれも
限界絞り比が2.0以上のすぐれた値を呈し、また
イヤリングはほとんど発生しなかつた。 （発明の効果） かくしてこの発明によれば、成形加工性に優れ
かつ面内異方性が小さく、しかも連続焼鈍時にお
ける破断もない極薄鋼板を得ることができ、従つ
てこの発明鋼板を制振鋼板や軽量鋼板用の素材と
して使用し、プラスチツクなどと貼り合わせて製
造した複合鋼板は優れた成形性を示し、自動車業
界その他にもたらす効果は大きい。 さらにこの発明鋼板は、複合鋼板素材として使
用される場合に限らず、単独で使用される場合に
おいても優れた成形性を有することから、表面処
理鋼板用原板あるいは裸のままで多方面に使用す
ることも可能である。
（No.１〜３）においてはいずれも、Y.S.19Kg
ｆ／mm2，T.S.30Kgｆ／mm2、El45％、ｒ2.0の
優れた材質が得られており、かつΔr0.4と内面
異方性をほとんど示していない。 これに対し成分組成は好適でも製造工程条件が
適正範囲を外れているもの（No.４〜６）は、Y.S.
が低く、かつΔrが0.8を超えていた。また比較鋼
の組成を有するものでは製造工程条件がこの発明
の適正範囲内であるかないかの如何を問わず、
Δr値が0.7を超えており、この発明で所期したほ
ど良好な特性は得られていない。 上述したとおり、この発明で規定する組成と製
造条件を併せて満足する鋼のみが優れた特性を示
す極薄鋼板となつている。なおこれらの鋼板を貼
り合わせて制振鋼板となし、エリクセン試験機に
より円筒深絞り試験を実施したところ、いずれも
限界絞り比が2.0以上のすぐれた値を呈し、また
イヤリングはほとんど発生しなかつた。 （発明の効果） かくしてこの発明によれば、成形加工性に優れ
かつ面内異方性が小さく、しかも連続焼鈍時にお
ける破断もない極薄鋼板を得ることができ、従つ
てこの発明鋼板を制振鋼板や軽量鋼板用の素材と
して使用し、プラスチツクなどと貼り合わせて製
造した複合鋼板は優れた成形性を示し、自動車業
界その他にもたらす効果は大きい。 さらにこの発明鋼板は、複合鋼板素材として使
用される場合に限らず、単独で使用される場合に
おいても優れた成形性を有することから、表面処
理鋼板用原板あるいは裸のままで多方面に使用す
ることも可能である。
第１図は冷延圧下率とΔrとの関係を示したグ
ラフ、第２図は、連続焼鈍温度と機械的諸特性と
の関係を示したグラフである。
ラフ、第２図は、連続焼鈍温度と機械的諸特性と
の関係を示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.004wt％以下、 Si：0.1wt％以下、 Mn：0.5wt％未満、 Ｐ：0.025wt％以下、 Ｓ：0.025wt％以下、 Ｎ：0.006wt％以下、 Al：0.001〜0.100wt％、 Ti：0.01〜0.10wt％でかつ Ti≧｛（48／12）Ｃ＋（48／14）Ｎ｝、 Nb：0.003〜0.03wt％および Ｂ：0.0001〜0.0010wt％ を含み、残部は不可避不純物を除き実質的にFe
の組成になる鋼板を、熱延仕上げ温度：850〜900
℃、巻取り温度：300〜600℃の条件下に熱間圧延
したのち、冷間圧延、連続焼鈍ついでスキンパス
圧延を施して0.15〜0.60mm厚の極薄鋼板を製造す
るに当り、 冷延圧下率を85〜95％とすると共に連続焼鈍温
度を650〜750℃とすることを特徴とする面内異方
性の小さい極薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14701187A JPS63310924A (ja) | 1987-06-15 | 1987-06-15 | 面内異方性の小さい極薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14701187A JPS63310924A (ja) | 1987-06-15 | 1987-06-15 | 面内異方性の小さい極薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63310924A JPS63310924A (ja) | 1988-12-19 |
| JPH0418014B2 true JPH0418014B2 (ja) | 1992-03-26 |
Family
ID=15420531
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14701187A Granted JPS63310924A (ja) | 1987-06-15 | 1987-06-15 | 面内異方性の小さい極薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63310924A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08246060A (ja) * | 1995-03-10 | 1996-09-24 | Kawasaki Steel Corp | 缶用鋼板の製造方法 |
| KR100242404B1 (ko) * | 1995-08-28 | 2000-03-02 | 에모토 간지 | 유기 피복 도금 강판 및 그의 제조방법 |
| WO2007111188A1 (ja) | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 冷延鋼板およびその製造方法、電池及びその製造方法 |
| US20090300902A1 (en) | 2006-12-20 | 2009-12-10 | Jfe Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and process for producing the same |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS61113724A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS62287018A (ja) * | 1986-06-06 | 1987-12-12 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0753889B2 (ja) * | 1986-10-15 | 1995-06-07 | 川崎製鉄株式会社 | 厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63103025A (ja) * | 1986-10-21 | 1988-05-07 | Kawasaki Steel Corp | 薄鋳帯からの深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63243226A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-11 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1987
- 1987-06-15 JP JP14701187A patent/JPS63310924A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63310924A (ja) | 1988-12-19 |
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