JPH08283909A - 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH08283909A JPH08283909A JP7091180A JP9118095A JPH08283909A JP H08283909 A JPH08283909 A JP H08283909A JP 7091180 A JP7091180 A JP 7091180A JP 9118095 A JP9118095 A JP 9118095A JP H08283909 A JPH08283909 A JP H08283909A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- steel sheet
- cold
- rolled
- hot
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、Ｎｂ添加極低炭素鋼を素材にし
て、コイル長手方向の材質の均一性にきわめて優れた冷
延鋼板を提供することを目的とする。 【構成】 １）Ｓを積極的に活用し、２）Ｎｂ，Ｓ量と
の比を適正化し、さらに３）Ｍｎ量を低減させることに
より、γ域で効率よくＮｂ含有炭硫化物を析出させる。
これにより熱延板の端部において巻取温度とその時間が
充分に確保されなくても、加工性が確保される。
て、コイル長手方向の材質の均一性にきわめて優れた冷
延鋼板を提供することを目的とする。 【構成】 １）Ｓを積極的に活用し、２）Ｎｂ，Ｓ量と
の比を適正化し、さらに３）Ｍｎ量を低減させることに
より、γ域で効率よくＮｂ含有炭硫化物を析出させる。
これにより熱延板の端部において巻取温度とその時間が
充分に確保されなくても、加工性が確保される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、コイル内における加工
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板およびその製造方
法に関わり、この鋼板の用途は、自動車、家電、建材等
である。
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板およびその製造方
法に関わり、この鋼板の用途は、自動車、家電、建材等
である。
【０００２】
【従来の技術】特開昭５８−１８５７５２号公報に開示
されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有す
るため、自動車などの用途に広く用いられている。ま
た、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによっ
て、加工性をさらに改善するための工夫がなされてき
た。
されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有す
るため、自動車などの用途に広く用いられている。ま
た、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによっ
て、加工性をさらに改善するための工夫がなされてき
た。
【０００３】例えば、特開平３−１３０３２３号公報、
特開平４−１４３２２８号公報および特開平４−１１６
１２４号公報では、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、
Ｍｎ、Ｐ等の量を極力低減させることによって、優れた
加工性が得られることが開示されている。しかしなが
ら、これらの発明においては、コイルの幅および長手方
向における端部での歩留りを向上させるという観点から
の記載はなく、また本発明のようなＮｂ炭硫化物を積極
的に活用する技術でもない。
特開平４−１４３２２８号公報および特開平４−１１６
１２４号公報では、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、
Ｍｎ、Ｐ等の量を極力低減させることによって、優れた
加工性が得られることが開示されている。しかしなが
ら、これらの発明においては、コイルの幅および長手方
向における端部での歩留りを向上させるという観点から
の記載はなく、また本発明のようなＮｂ炭硫化物を積極
的に活用する技術でもない。
【０００４】また、材質のばらつきを低減するという観
点からは、特開平３−１７０６１８号公報および特開平
４−５２２２９号公報記載のものがある。しかしなが
ら、これらの発明では、仕上熱延での圧下率を大きくし
たり、熱延後の巻取温度を高める必要があり、熱延工程
に大きな負荷をかけることとなる。
点からは、特開平３−１７０６１８号公報および特開平
４−５２２２９号公報記載のものがある。しかしなが
ら、これらの発明では、仕上熱延での圧下率を大きくし
たり、熱延後の巻取温度を高める必要があり、熱延工程
に大きな負荷をかけることとなる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｂ添加極低炭素鋼に
おいては、熱延後の高温巻取によってＣをＮｂＣとして
析出せしめ、固溶Ｃを低減させることにより、冷延、焼
鈍後の材質を確保することが通常の方法となっていた。
しかしながら、熱延コイルの幅端部および長手方向の端
部においては、巻取り時および巻取り後の冷却が著しく
速く進行するためＮｂＣの析出が充分でなく、これらの
部分では材質が劣化してしまうという問題があった。従
って、実際には、熱延板あるいは冷延板の端部は切り捨
てられることが多く、これが極低炭素鋼の製造コストを
上昇させる原因となっていた。
おいては、熱延後の高温巻取によってＣをＮｂＣとして
析出せしめ、固溶Ｃを低減させることにより、冷延、焼
鈍後の材質を確保することが通常の方法となっていた。
しかしながら、熱延コイルの幅端部および長手方向の端
部においては、巻取り時および巻取り後の冷却が著しく
速く進行するためＮｂＣの析出が充分でなく、これらの
部分では材質が劣化してしまうという問題があった。従
って、実際には、熱延板あるいは冷延板の端部は切り捨
てられることが多く、これが極低炭素鋼の製造コストを
上昇させる原因となっていた。
【０００６】本発明は、コイルの幅および長手方向端部
における材質劣化が極めて少ない加工性に優れた冷延鋼
板およびその製造方法を提供することを目的とするもの
である。
における材質劣化が極めて少ない加工性に優れた冷延鋼
板およびその製造方法を提供することを目的とするもの
である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに、本発明者らは、極低炭素鋼中においてＳを積極的
に活用するとともに、Ｍｎ量を規定することにより特定
の炭化物を析出せしめ、加工性の均一性に優れた冷延鋼
板を得るために鋭意検討した。その結果、Ｓ≧０．００
４％、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効であるこ
とを見出した。
めに、本発明者らは、極低炭素鋼中においてＳを積極的
に活用するとともに、Ｍｎ量を規定することにより特定
の炭化物を析出せしめ、加工性の均一性に優れた冷延鋼
板を得るために鋭意検討した。その結果、Ｓ≧０．００
４％、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効であるこ
とを見出した。
【０００８】さらに、熱延後の巻取りの後に、全Ｓのう
ちＭｎＳとして析出するＳの割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２を満たすことが材質の
均一性を得る上で極めて重要であること、材質が均一で
あるためには全Ｃ量のうちＮｂ含有炭硫化物として析出
するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ
％）がＬ≧０．７であることが必要なことが判明した。
これは、以下のような機構に基づくものと考えられる。
すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出する量を極力
低減せしめ、Ｎｂ含有炭硫化物を積極的に析出させるこ
とによって仕上熱延までに固溶Ｃを低減させるものであ
る。これによって熱延後の巻取り時にコイルの端部が急
速に冷却されても、巻取り以前に固溶Ｃが充分に固定さ
れているために、コイル端部で固溶Ｃが多量に残存した
り、微細炭化物が析出することによる材質の劣化が軽減
されるためと考えられる。
ちＭｎＳとして析出するＳの割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２を満たすことが材質の
均一性を得る上で極めて重要であること、材質が均一で
あるためには全Ｃ量のうちＮｂ含有炭硫化物として析出
するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ
％）がＬ≧０．７であることが必要なことが判明した。
これは、以下のような機構に基づくものと考えられる。
すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出する量を極力
低減せしめ、Ｎｂ含有炭硫化物を積極的に析出させるこ
とによって仕上熱延までに固溶Ｃを低減させるものであ
る。これによって熱延後の巻取り時にコイルの端部が急
速に冷却されても、巻取り以前に固溶Ｃが充分に固定さ
れているために、コイル端部で固溶Ｃが多量に残存した
り、微細炭化物が析出することによる材質の劣化が軽減
されるためと考えられる。
【０００９】また、本発明者らは、Ｔｉ添加極低炭素鋼
においてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることでコ
イル端部の材質劣化を軽減させる方法を以前に見出して
いる。しかし、さらに鋭意研究を重ねた結果、Ｎｂ添加
極低炭素鋼では、熱延中にＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 に相当するＮ
ｂ含有炭硫化物が析出すること、すなわちＮｂ添加極低
炭素鋼においてもＮｂ含有炭硫化物を熱延中に積極的に
析出させることによって固溶Ｃ量が低減され、コイル内
の材質のばらつきが軽減されて巻取温度依存性が少なく
なることを新たに見出した。また、本発明ではＴｉを添
加する必要がないため耐パウダリング性に優れており、
次のように定義するｒ値の異方性Δｒも０．２以下と極
めて小さい。
においてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることでコ
イル端部の材質劣化を軽減させる方法を以前に見出して
いる。しかし、さらに鋭意研究を重ねた結果、Ｎｂ添加
極低炭素鋼では、熱延中にＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 に相当するＮ
ｂ含有炭硫化物が析出すること、すなわちＮｂ添加極低
炭素鋼においてもＮｂ含有炭硫化物を熱延中に積極的に
析出させることによって固溶Ｃ量が低減され、コイル内
の材質のばらつきが軽減されて巻取温度依存性が少なく
なることを新たに見出した。また、本発明ではＴｉを添
加する必要がないため耐パウダリング性に優れており、
次のように定義するｒ値の異方性Δｒも０．２以下と極
めて小さい。
【００１０】Δｒ＝（ｒL ＋ｒC ）／２−ｒD ｒL ：伸び１５％の時の圧延方向のｒ値 ｒC ：伸び１５％の時の圧延方向に垂直な方向のｒ値 ｒD ：伸び１５％の時の圧延方向に対して４５°方向の
ｒ値 すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりで
ある。
ｒ値 すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりで
ある。
【００１１】（１）重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．
００７％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０
０５〜０．８％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．２％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．
００７％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなり、さらに全Ｓ量
のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａ
ｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２であり、かつ全
Ｃ量のうちＮｂ含有炭硫化物として析出するＣ量の割合
Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．
７であることを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延
鋼板。
００７％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０
０５〜０．８％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．２％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．
００７％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなり、さらに全Ｓ量
のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａ
ｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２であり、かつ全
Ｃ量のうちＮｂ含有炭硫化物として析出するＣ量の割合
Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．
７であることを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延
鋼板。
【００１２】（２）Ｂ：０．０００１〜０．００３０％
を含有する前項（１）記載の加工性の均一性に優れた冷
延鋼板。 （３）前項（１）または（２）記載の成分を有する鋼を
加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）
℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲で巻
取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施し、さらに
再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性の均
一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
を含有する前項（１）記載の加工性の均一性に優れた冷
延鋼板。 （３）前項（１）または（２）記載の成分を有する鋼を
加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）
℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲で巻
取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施し、さらに
再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性の均
一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１３】（４）前項（１）または（２）記載の成分
を有する鋼を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ
3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の
温度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を
施した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキ
ラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜
鉛メッキを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れ
た溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
を有する鋼を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ
3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の
温度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を
施した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキ
ラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜
鉛メッキを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れ
た溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１４】（５）前項（１）または（２）２記載の成
分を有する鋼を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａ
ｒ3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃
の温度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延
を施した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッ
キラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に
亜鉛メッキを施し、その後、４００〜６００℃の温度範
囲で合金化処理を行うことを特徴とする加工性の均一性
に優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
分を有する鋼を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａ
ｒ3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃
の温度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延
を施した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッ
キラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に
亜鉛メッキを施し、その後、４００〜６００℃の温度範
囲で合金化処理を行うことを特徴とする加工性の均一性
に優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１５】
【作用】本発明における冷延鋼板およびその製造方法
は、Ｓ量、Ｍｎ量、Ｎｂ量と特定の硫化物および炭硫化
物の量を限定し、熱延後の巻取り以前にＣを充分に析出
させることによって、コイルの長手方向および幅方向の
加工性の均一性に優れた冷延鋼板を提供するものであ
る。以下にその限定理由を述べる。
は、Ｓ量、Ｍｎ量、Ｎｂ量と特定の硫化物および炭硫化
物の量を限定し、熱延後の巻取り以前にＣを充分に析出
させることによって、コイルの長手方向および幅方向の
加工性の均一性に優れた冷延鋼板を提供するものであ
る。以下にその限定理由を述べる。
【００１６】先ず、本発明における化学成分の限定理由
を述べる。Ｃはその量が増加するに従い、それを固定す
るためのＮｂ等の炭化物形成元素量を増大させねばなら
ないことからコスト高となり、また熱延コイルの端部に
おいて固溶Ｃが残存したり、ＮｂＣ等の微細炭化物が粒
内に数多く析出するため、粒成長性を妨げ加工性が劣化
する。従って、Ｃは０．００７％以下とするが、好まし
くは、０．００３％以下がよい。また、真空脱ガス処理
コストの観点から０．０００５％を下限とする。
を述べる。Ｃはその量が増加するに従い、それを固定す
るためのＮｂ等の炭化物形成元素量を増大させねばなら
ないことからコスト高となり、また熱延コイルの端部に
おいて固溶Ｃが残存したり、ＮｂＣ等の微細炭化物が粒
内に数多く析出するため、粒成長性を妨げ加工性が劣化
する。従って、Ｃは０．００７％以下とするが、好まし
くは、０．００３％以下がよい。また、真空脱ガス処理
コストの観点から０．０００５％を下限とする。
【００１７】Ｓｉは安価な高強度化元素として有効であ
るので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただ
し、Ｓｉ量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、
伸びが低下し、メッキ性を著しく損なうので０．８％以
下とする。溶融亜鉛メッキ用としては、メッキ性の観点
から０．３％以下とすることが好ましい。高強度（ＴＳ
で３５０ＭＰａ以上）を必要としない場合には、０．１
％以下がさらに好ましい。下限は製鋼コストの観点から
０．００５％とする。
るので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただ
し、Ｓｉ量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、
伸びが低下し、メッキ性を著しく損なうので０．８％以
下とする。溶融亜鉛メッキ用としては、メッキ性の観点
から０．３％以下とすることが好ましい。高強度（ＴＳ
で３５０ＭＰａ以上）を必要としない場合には、０．１
％以下がさらに好ましい。下限は製鋼コストの観点から
０．００５％とする。
【００１８】Ｍｎは本発明において極めて重要な元素の
１つである。すなわち、Ｍｎが０．１５％を超えるとＭ
ｎＳの析出量が増加し、結果としてＮｂ含有炭硫化物の
析出量が低下するため、たとえ高温巻取を行ったとして
も、熱延コイルの端部では、冷却速度が速いために固溶
Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出するため
に著しく材質が劣化する。従って、Ｍｎは０．１５％以
下とし、さらには０．１０％未満とすることが好まし
い。一方、Ｍｎを０．０１％未満としても格別の効果は
得られず、製鋼コストの上昇を招くので下限を０．０１
％とする。
１つである。すなわち、Ｍｎが０．１５％を超えるとＭ
ｎＳの析出量が増加し、結果としてＮｂ含有炭硫化物の
析出量が低下するため、たとえ高温巻取を行ったとして
も、熱延コイルの端部では、冷却速度が速いために固溶
Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出するため
に著しく材質が劣化する。従って、Ｍｎは０．１５％以
下とし、さらには０．１０％未満とすることが好まし
い。一方、Ｍｎを０．０１％未満としても格別の効果は
得られず、製鋼コストの上昇を招くので下限を０．０１
％とする。
【００１９】ＰはＳｉと同様に安価な高強度化元素とし
て目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。し
かし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の
割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させ、また
溶融亜鉛メッキの合金化速度を著しく遅滞させるため
０．２％以下とする。以上の観点から、より好ましくは
０．０８％以下がよい。高い強度を必要としない場合に
は０．０３％以下がさらに好ましい。
て目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。し
かし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の
割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させ、また
溶融亜鉛メッキの合金化速度を著しく遅滞させるため
０．２％以下とする。以上の観点から、より好ましくは
０．０８％以下がよい。高い強度を必要としない場合に
は０．０３％以下がさらに好ましい。
【００２０】Ｓは、本発明において極めて重要な元素で
あり、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ
量が０．００４％未満になるとＮｂ含有炭硫化物の析出
量が十分ではなく、低温で巻取った際にはもちろんのこ
と、たとえ高温で巻取ってもコイルの端部では固溶Ｃが
多量に残存したり、ＮｂＣの微細な析出により焼鈍時の
粒成長性が阻害されて加工性が著しく劣化する。Ｓ量が
０．０２％超では熱間割れが生じやすく、またＮｂ含有
炭硫化物の析出よりもＭｎＳが多く析出するため同様の
問題が生じ、加工性の均一性が確保されない。なお、
０．００４〜０．０１２％がより好ましい範囲である。
あり、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ
量が０．００４％未満になるとＮｂ含有炭硫化物の析出
量が十分ではなく、低温で巻取った際にはもちろんのこ
と、たとえ高温で巻取ってもコイルの端部では固溶Ｃが
多量に残存したり、ＮｂＣの微細な析出により焼鈍時の
粒成長性が阻害されて加工性が著しく劣化する。Ｓ量が
０．０２％超では熱間割れが生じやすく、またＮｂ含有
炭硫化物の析出よりもＭｎＳが多く析出するため同様の
問題が生じ、加工性の均一性が確保されない。なお、
０．００４〜０．０１２％がより好ましい範囲である。
【００２１】Ａｌは脱酸剤として少なくとも０．００５
％を添加することが必要である。しかし、Ａｌ量が０．
１％を超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増
加を招き、加工性を劣化させる。ＮはＣと同様にその増
加とともに窒化物形成元素であるＡｌを増量させねばな
らないことからコスト高となるし、析出物の増加により
延性の劣化を招くので少ないほど望ましい。従って、Ｎ
は０．００７％以下とする。好ましくは０．００３％以
下がよい。
％を添加することが必要である。しかし、Ａｌ量が０．
１％を超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増
加を招き、加工性を劣化させる。ＮはＣと同様にその増
加とともに窒化物形成元素であるＡｌを増量させねばな
らないことからコスト高となるし、析出物の増加により
延性の劣化を招くので少ないほど望ましい。従って、Ｎ
は０．００７％以下とする。好ましくは０．００３％以
下がよい。
【００２２】Ｎｂは本発明において最も重要な元素であ
り、Ｎｂ含有炭硫化物として析出するほかに、熱延板を
細粒化し、深絞り性を向上させる。また、Ｎｂ単独添加
のためｒ値の異方性Δｒも０．２以下と極めて小さく、
溶融亜鉛メッキを施す場合には耐パウダリング性が著し
く向上する。従って、Ｎｂは０．００５〜０．１％の範
囲で添加する。Ｎｂが０．００５％未満ではＮｂ含有炭
硫化物を巻取りの前に析出させることができず、また
０．１％を超える量を添加してもＣを固定する効果が飽
和するだけでなく延性が著しく劣化する。以上の観点か
ら、Ｎｂは０．０２〜０．０５％の範囲がさらに好まし
い。
り、Ｎｂ含有炭硫化物として析出するほかに、熱延板を
細粒化し、深絞り性を向上させる。また、Ｎｂ単独添加
のためｒ値の異方性Δｒも０．２以下と極めて小さく、
溶融亜鉛メッキを施す場合には耐パウダリング性が著し
く向上する。従って、Ｎｂは０．００５〜０．１％の範
囲で添加する。Ｎｂが０．００５％未満ではＮｂ含有炭
硫化物を巻取りの前に析出させることができず、また
０．１％を超える量を添加してもＣを固定する効果が飽
和するだけでなく延性が著しく劣化する。以上の観点か
ら、Ｎｂは０．０２〜０．０５％の範囲がさらに好まし
い。
【００２３】また、コイル端部での材質を確保するため
には、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ
＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２で
なければならない。さらには、Ｋ＜０．１５とすること
が望ましい。この（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）は次のように
して求められる。すなわち、硫化物が溶解しないような
溶媒（例えば、非水溶媒）によって析出物を電解抽出す
る。得られた抽出残査を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定
（＝Ｘ（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の電
解量をＹ（ｇ）とすると、（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）＝Ｘ
／Ｙ×３２／５５×１００（％）となる。
には、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ
＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２で
なければならない。さらには、Ｋ＜０．１５とすること
が望ましい。この（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）は次のように
して求められる。すなわち、硫化物が溶解しないような
溶媒（例えば、非水溶媒）によって析出物を電解抽出す
る。得られた抽出残査を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定
（＝Ｘ（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の電
解量をＹ（ｇ）とすると、（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）＝Ｘ
／Ｙ×３２／５５×１００（％）となる。
【００２４】本発明で最も重要なのはスラブ加熱中と熱
延中にＮｂ含有炭硫化物を十分析出させることである。
すなわち、全Ｃ量のうちＮｂ含有炭硫化物として析出す
るＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ
％）がＬ≧０．７でなければならない。また、このＮｂ
含有炭硫化物は、基本的にはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 のＴｉの位
置をＮｂで置き換えたものとなるが、原子比で１≦Ｎｂ
／Ｓ≦２、１≦Ｎｂ／Ｃ≦２の範囲の組成比を持っても
よい。この（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）は、次のようにし
て求められる。すなわち、硫酸と過酸化水素水など、Ｎ
ｂＣのようなサイズの小さい炭化物を溶解してしまうよ
うな方法によって析出物を抽出する。得られた残査を化
学分析に供し、Ｎｂ量を測定（＝Ｎ（ｇ）とする）す
る。このときサンプル全体の抽出量をＺ（ｇ）とする
と、（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）＝Ｎ／Ｚ×１２／９３×
１００（％）となる。
延中にＮｂ含有炭硫化物を十分析出させることである。
すなわち、全Ｃ量のうちＮｂ含有炭硫化物として析出す
るＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ
％）がＬ≧０．７でなければならない。また、このＮｂ
含有炭硫化物は、基本的にはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 のＴｉの位
置をＮｂで置き換えたものとなるが、原子比で１≦Ｎｂ
／Ｓ≦２、１≦Ｎｂ／Ｃ≦２の範囲の組成比を持っても
よい。この（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）は、次のようにし
て求められる。すなわち、硫酸と過酸化水素水など、Ｎ
ｂＣのようなサイズの小さい炭化物を溶解してしまうよ
うな方法によって析出物を抽出する。得られた残査を化
学分析に供し、Ｎｂ量を測定（＝Ｎ（ｇ）とする）す
る。このときサンプル全体の抽出量をＺ（ｇ）とする
と、（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）＝Ｎ／Ｚ×１２／９３×
１００（％）となる。
【００２５】Ｂは粒界を強化して２次加工性を良好にす
るので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果は乏し
く、０．００３０％超添加してもその効果は飽和し、延
性が劣化する。上記成分を得るための原料は特に限定し
ないが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により成分を
調整する方法以外に、スクラップを原料としてもよい
し、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の
全部または一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含有して
もよい。
るので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果は乏し
く、０．００３０％超添加してもその効果は飽和し、延
性が劣化する。上記成分を得るための原料は特に限定し
ないが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により成分を
調整する方法以外に、スクラップを原料としてもよい
し、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の
全部または一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含有して
もよい。
【００２６】次に本発明の製造プロセスに関する限定理
由を述べる。熱間圧延に供するスラブは、特に限定する
ものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキ
ャスターで製造したものなどであればよい。また、鋳造
後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ
−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
由を述べる。熱間圧延に供するスラブは、特に限定する
ものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキ
ャスターで製造したものなどであればよい。また、鋳造
後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ
−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００２７】熱間圧延における加熱温度は、Ｎｂ含有炭
硫化物の析出量をなるべく増やすために、１２５０℃以
下とすることが必須である。この観点から、好ましくは
１２００℃未満、さらに好ましくは１１５０℃未満とす
る。熱間圧延における仕上温度は、プレス成形性を確保
するために（Ａｒ3 −１００）℃以上とする必要があ
る。また、熱間圧延は、粗圧延終了後にバー接合して連
続的に仕上熱延を行っても構わない。
硫化物の析出量をなるべく増やすために、１２５０℃以
下とすることが必須である。この観点から、好ましくは
１２００℃未満、さらに好ましくは１１５０℃未満とす
る。熱間圧延における仕上温度は、プレス成形性を確保
するために（Ａｒ3 −１００）℃以上とする必要があ
る。また、熱間圧延は、粗圧延終了後にバー接合して連
続的に仕上熱延を行っても構わない。
【００２８】本発明においては、巻取温度が低くても加
工性を確保できるという特徴を有する。すなわち、本発
明では、Ｃの析出は熱延の加工時〜熱延後の冷却までの
過程でＮｂ含有炭硫化物として十分に析出が終了してお
り、高温巻取しても材質が顕著に向上することはない。
従って、巻取りは操業上適当な温度で行えばよく、室温
から８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは過
剰な設備が必要となるばかりで特段の効果もない。ま
た、８００℃超となると熱延板の結晶粒が粗大化した
り、表面の酸化スケールが厚くなり、酸洗のコストアッ
プを招くので８００℃を上限とする。本発明鋼の場合、
巻取温度が高いとわずかに残存していた固溶Ｃが微細炭
化物として析出したり、Ｐの化合物が析出したりして、
材質はむしろ劣化する傾向にある。従って、巻取りは６
５０℃以下の温度で行うのが好ましい。これらの有害な
化合物の析出を完全に避けるためには、５００℃以下の
温度で巻取ることがさちに好ましい。さらに、巻取り後
に室温付近まで温度が下がる時間を短縮するためには、
１００℃以下で巻取ることが好ましい。このような低温
巻取によって、製造コストの削減が図れることは言うま
でもない。
工性を確保できるという特徴を有する。すなわち、本発
明では、Ｃの析出は熱延の加工時〜熱延後の冷却までの
過程でＮｂ含有炭硫化物として十分に析出が終了してお
り、高温巻取しても材質が顕著に向上することはない。
従って、巻取りは操業上適当な温度で行えばよく、室温
から８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは過
剰な設備が必要となるばかりで特段の効果もない。ま
た、８００℃超となると熱延板の結晶粒が粗大化した
り、表面の酸化スケールが厚くなり、酸洗のコストアッ
プを招くので８００℃を上限とする。本発明鋼の場合、
巻取温度が高いとわずかに残存していた固溶Ｃが微細炭
化物として析出したり、Ｐの化合物が析出したりして、
材質はむしろ劣化する傾向にある。従って、巻取りは６
５０℃以下の温度で行うのが好ましい。これらの有害な
化合物の析出を完全に避けるためには、５００℃以下の
温度で巻取ることがさちに好ましい。さらに、巻取り後
に室温付近まで温度が下がる時間を短縮するためには、
１００℃以下で巻取ることが好ましい。このような低温
巻取によって、製造コストの削減が図れることは言うま
でもない。
【００２９】冷間圧延の圧下率は、深絞り性を確保する
という観点から６０％以上とする。連続焼鈍における焼
鈍温度は、加工性を確保するために再結晶温度以上とす
る。連続溶融亜鉛メッキラインにおける再結晶焼鈍温度
も同様の理由で再結晶温度以上とする。溶融亜鉛メッキ
は、メッキ性、メッキ密着性の観点から４２０〜５００
℃がよい。その後の合金化処理温度は、低すぎると合金
化反応が遅すぎて生産性を損なうばかりか耐食性、溶接
性が劣悪になり、高すぎると耐メッキ剥離性が劣化する
ので、４００〜６００℃で行う。より密着性に優れたメ
ッキ層を得るためには４８０〜５５０℃の範囲で合金化
を行うのがよい。
という観点から６０％以上とする。連続焼鈍における焼
鈍温度は、加工性を確保するために再結晶温度以上とす
る。連続溶融亜鉛メッキラインにおける再結晶焼鈍温度
も同様の理由で再結晶温度以上とする。溶融亜鉛メッキ
は、メッキ性、メッキ密着性の観点から４２０〜５００
℃がよい。その後の合金化処理温度は、低すぎると合金
化反応が遅すぎて生産性を損なうばかりか耐食性、溶接
性が劣悪になり、高すぎると耐メッキ剥離性が劣化する
ので、４００〜６００℃で行う。より密着性に優れたメ
ッキ層を得るためには４８０〜５５０℃の範囲で合金化
を行うのがよい。
【００３０】連続焼鈍や連続溶融亜鉛メッキラインにお
ける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度
でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行って
もよい。なお、溶融亜鉛メッキ以外にも電気メッキ等種
々の表面処理を施してもよい。
ける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度
でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行って
もよい。なお、溶融亜鉛メッキ以外にも電気メッキ等種
々の表面処理を施してもよい。
【００３１】
【実施例】以下に本発明を実施例をもって詳細に述べ
る。 （実施例１）表１、表２（表１のつづき）に示す化学成
分を有するＮｂ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続
鋳造機にてスラブとした後、１１４０℃に加熱し、仕上
温度が９２５℃、板厚が４．０ｍｍとなるような熱間圧
延を行った。ランアウトテーブル（ｒｕｎ ｏｕｔ ｔ
ａｂｌｅ）での平均冷却速度は約３０℃／ｓであり、そ
の後、表３、表４（表３のつづき）に示すような種々の
巻取温度でコイルに巻取った。この熱延コイルの長手方
向中心部から試料を切り出し、以下のような処理を行っ
た。すなわち、実験室にて酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧
延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件
は、焼鈍温度：（表３、表４中に示す）、均熱：６０
ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６８０℃まで約５℃／ｓ、
６８０℃〜室温までは約６５℃／ｓとした。その後、
０．７％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。引張試験および平均ランクフォード値（以下ｒ値）
の測定は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行った。なお、ｒ
値は伸び１５％で評価し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方
向に垂直な方向（Ｃ方向）、および圧延方向に対して４
５°方向（Ｄ方向）の値を測定し、下式により算出し
た。
る。 （実施例１）表１、表２（表１のつづき）に示す化学成
分を有するＮｂ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続
鋳造機にてスラブとした後、１１４０℃に加熱し、仕上
温度が９２５℃、板厚が４．０ｍｍとなるような熱間圧
延を行った。ランアウトテーブル（ｒｕｎ ｏｕｔ ｔ
ａｂｌｅ）での平均冷却速度は約３０℃／ｓであり、そ
の後、表３、表４（表３のつづき）に示すような種々の
巻取温度でコイルに巻取った。この熱延コイルの長手方
向中心部から試料を切り出し、以下のような処理を行っ
た。すなわち、実験室にて酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧
延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件
は、焼鈍温度：（表３、表４中に示す）、均熱：６０
ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６８０℃まで約５℃／ｓ、
６８０℃〜室温までは約６５℃／ｓとした。その後、
０．７％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。引張試験および平均ランクフォード値（以下ｒ値）
の測定は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行った。なお、ｒ
値は伸び１５％で評価し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方
向に垂直な方向（Ｃ方向）、および圧延方向に対して４
５°方向（Ｄ方向）の値を測定し、下式により算出し
た。
【００３２】ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ 試験結果を表３、表４にまとめて示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】表３、表４から明らかなように、本発明の
成分を有する鋼では、８００℃以下の温度で巻取ること
によって、優れた材質が得られることが分かる。特にＭ
ｎ量が低くＣに対してＮｂが十分添加されていて、焼鈍
温度も高いＣ、Ｇ、Ｋでは巻取温度が低くなり、微細炭
化物として析出するＣ量が少なくなると極めて優れた材
質が得られる。これに対して比較鋼では低温巻取では材
質が劣悪となることが明らかである。
成分を有する鋼では、８００℃以下の温度で巻取ること
によって、優れた材質が得られることが分かる。特にＭ
ｎ量が低くＣに対してＮｂが十分添加されていて、焼鈍
温度も高いＣ、Ｇ、Ｋでは巻取温度が低くなり、微細炭
化物として析出するＣ量が少なくなると極めて優れた材
質が得られる。これに対して比較鋼では低温巻取では材
質が劣悪となることが明らかである。
【００３８】（実施例２）実施例１と同じ条件で製造し
た表１、表２の鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｌ、Ｎ、
Ｒ、Ｔの熱延コイルの長手方向における先端（コイル内
周）部（最先端より１０ｍの位置）、および中央部、さ
らに末端（コイル外周）部（最末端より１０ｍの位置）
から熱延板を切り出した。なお、熱延コイルの全長は約
２４０ｍであった。その後、実施例１と同じ条件で冷
延、焼鈍、調質圧延した冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚にし
た後冷延で０．８ｍｍ厚）を用いて冷延コイル長手方向
における材質特性を調査した。
た表１、表２の鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｌ、Ｎ、
Ｒ、Ｔの熱延コイルの長手方向における先端（コイル内
周）部（最先端より１０ｍの位置）、および中央部、さ
らに末端（コイル外周）部（最末端より１０ｍの位置）
から熱延板を切り出した。なお、熱延コイルの全長は約
２４０ｍであった。その後、実施例１と同じ条件で冷
延、焼鈍、調質圧延した冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚にし
た後冷延で０．８ｍｍ厚）を用いて冷延コイル長手方向
における材質特性を調査した。
【００３９】試験結果を表５、表６（表５のつづき）に
まとめて示す。
まとめて示す。
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】表５、表６から明らかなように、本発明の
範囲によって製造された鋼は、コイルの中央部はもちろ
んこと、その端部１０ｍにおいても優れた特性を示して
いる。これに対して比較鋼の場合には、コイル端部にな
ると材質が著しく劣化し、また低温巻取の場合には、コ
イル全長にわたって材質が劣悪になった。この傾向が端
部になるほど顕著になるのは明白である。
範囲によって製造された鋼は、コイルの中央部はもちろ
んこと、その端部１０ｍにおいても優れた特性を示して
いる。これに対して比較鋼の場合には、コイル端部にな
ると材質が著しく劣化し、また低温巻取の場合には、コ
イル全長にわたって材質が劣悪になった。この傾向が端
部になるほど顕著になるのは明白である。
【００４３】（実施例３）表１、表２の鋼Ｃ、Ｑ（実機
出鋼スラブ）を用いて冷延、焼鈍後の材質特性に及ぼす
熱延加熱温度の影響について調査した。すなわち、スラ
ブを実機にて１１００〜１３５０℃に加熱し、仕上温度
が９４０℃、板厚が４．０ｍｍとなるような熱間圧延を
行った。ランアウトテーブルでの平均冷却速度は約４０
℃／ｓであり、その後６２０℃でコイルに巻取った。な
お、コイルの全長は約２００ｍであった。同コイルより
実施例２と同様の位置からサンプルを切り出し、酸洗後
０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、続いて実験室において
連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温
度：８１０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：室温まで約６
０℃／ｓとした。その後、０．８％の圧下率で調質圧延
を行い、引張試験に供した。
出鋼スラブ）を用いて冷延、焼鈍後の材質特性に及ぼす
熱延加熱温度の影響について調査した。すなわち、スラ
ブを実機にて１１００〜１３５０℃に加熱し、仕上温度
が９４０℃、板厚が４．０ｍｍとなるような熱間圧延を
行った。ランアウトテーブルでの平均冷却速度は約４０
℃／ｓであり、その後６２０℃でコイルに巻取った。な
お、コイルの全長は約２００ｍであった。同コイルより
実施例２と同様の位置からサンプルを切り出し、酸洗後
０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、続いて実験室において
連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温
度：８１０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：室温まで約６
０℃／ｓとした。その後、０．８％の圧下率で調質圧延
を行い、引張試験に供した。
【００４４】試験結果を表７にまとめて示す。
【００４５】
【表７】
【００４６】表７から明らかなように、本発明の範囲に
よって製造された鋼は、熱延コイルの中央部はもちろん
のこと、その端部においても、冷延、焼鈍後の材質が優
れている。これに対して、加熱温度が１２５０℃超の場
合には、コイル端部において、冷延、焼鈍後の材質が著
しく劣化した。 （実施例４）表１、表２中の鋼Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｊ、Ｌ、
Ｎ、Ｒ、Ｔを用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を
施し（巻取温度：７３０℃）、引き続き実機にて酸洗
し、圧下率８０％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式
の連続溶融亜鉛メッキラインに通板した。このとき最高
加熱温度８００℃で加熱後冷却し、４７０℃で慣用の溶
融亜鉛メッキを行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さ
らに加熱して５６０℃で約１２秒間の合金化処理を行っ
た。さらに０．８％の調質圧延を施して、機械的性質、
メッキ密着性を評価した。
よって製造された鋼は、熱延コイルの中央部はもちろん
のこと、その端部においても、冷延、焼鈍後の材質が優
れている。これに対して、加熱温度が１２５０℃超の場
合には、コイル端部において、冷延、焼鈍後の材質が著
しく劣化した。 （実施例４）表１、表２中の鋼Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｊ、Ｌ、
Ｎ、Ｒ、Ｔを用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を
施し（巻取温度：７３０℃）、引き続き実機にて酸洗
し、圧下率８０％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式
の連続溶融亜鉛メッキラインに通板した。このとき最高
加熱温度８００℃で加熱後冷却し、４７０℃で慣用の溶
融亜鉛メッキを行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さ
らに加熱して５６０℃で約１２秒間の合金化処理を行っ
た。さらに０．８％の調質圧延を施して、機械的性質、
メッキ密着性を評価した。
【００４７】得られた結果を表８にまとめて示す。ここ
で、メッキ密着性は１８０°密着曲げを行い、亜鉛皮膜
の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープを接着した後、こ
れを剥がしてテープに付着した剥離メッキ量から判定し
た。評価は、下記の５段階とした。 １：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、
５：剥離なし
で、メッキ密着性は１８０°密着曲げを行い、亜鉛皮膜
の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープを接着した後、こ
れを剥がしてテープに付着した剥離メッキ量から判定し
た。評価は、下記の５段階とした。 １：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、
５：剥離なし
【００４８】
【表８】
【００４９】表８から明らかなように、本発明の範囲に
よって製造された合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、コイル
の部位に関わらず優れた特性を示している。これに対し
て比較鋼では、コイルの部位による加工性のばらつきが
大きかった。
よって製造された合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、コイル
の部位に関わらず優れた特性を示している。これに対し
て比較鋼では、コイルの部位による加工性のばらつきが
大きかった。
【００５０】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば熱延後の
巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手
方向および幅方向に均一に優れた材質が得られ、従来切
り捨てられていたコイル端部を製品とすることができ
る。また、本発明に含まれる高強度冷延鋼板を自動車用
として適用した場合には、板厚を軽減することができる
ため、燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となって
いる地球環境問題にも貢献し得るので、その価値は大き
い。
巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手
方向および幅方向に均一に優れた材質が得られ、従来切
り捨てられていたコイル端部を製品とすることができ
る。また、本発明に含まれる高強度冷延鋼板を自動車用
として適用した場合には、板厚を軽減することができる
ため、燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となって
いる地球環境問題にも貢献し得るので、その価値は大き
い。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００
７％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５
〜０．８％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２
％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７
％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含有し、残部は
鉄および不可避的不純物よりなり、さらに全Ｓ量のうち
ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２であり、かつ全Ｃ量の
うちＮｂ含有炭硫化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝
（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７で
あることを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼
板。 - 【請求項２】 Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含
有する請求項１記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼
板。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分を有する鋼
を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲
で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施し、さ
らに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性
の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２記載の成分を有する鋼
を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲
で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施した
後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキライン
で再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛メッ
キを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた溶融
亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１または２記載の成分を有する鋼
を加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲
で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施した
後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキライン
で再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛メッ
キを施し、その後、４００〜６００℃の温度範囲で合金
化処理を行うことを特徴とする加工性の均一性に優れた
合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7091180A JPH08283909A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN95192729A CN1074054C (zh) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| US08/737,107 US5954896A (en) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved homogeneity in workability and process for producing same |
| PCT/JP1995/002768 WO1996026300A1 (fr) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | Tole d'acier laminee a froid et tole galvanisee par immersion a chaud, presentant une usinabilite remarquablement uniforme, et procede de production de ces toles |
| KR1019960705921A KR100210866B1 (ko) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | 가공성의 균일성이 우수한 냉연 강판 및 용융 아연 도금 강판 및그의 제조방법 |
| EP95942317A EP0767247A4 (en) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | COLD ROLLED STEEL SHEET AND FIRE-SMOOTHED GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT SMOOTH WORKABILITY, AND METHOD FOR PRODUCING THE SHEET |
| CN01117921.XA CN1128243C (zh) | 1995-02-23 | 2001-05-09 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| CN01117920.1A CN1128241C (zh) | 1995-02-23 | 2001-05-09 | 加工性的均匀性优良的热浸镀锌冷轧钢板的制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7091180A JPH08283909A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283909A true JPH08283909A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=14019264
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7091180A Withdrawn JPH08283909A (ja) | 1995-02-23 | 1995-04-17 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283909A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100742953B1 (ko) * | 2005-05-03 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 고항복비의 비시효 냉연강판과 그 제조방법 |
| KR100815820B1 (ko) * | 2006-12-27 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 |
-
1995
- 1995-04-17 JP JP7091180A patent/JPH08283909A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100742953B1 (ko) * | 2005-05-03 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 고항복비의 비시효 냉연강판과 그 제조방법 |
| KR100815820B1 (ko) * | 2006-12-27 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3958921B2 (ja) | 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 | |
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| KR101485236B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| US5954896A (en) | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved homogeneity in workability and process for producing same | |
| CN116694886A (zh) | 薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法 | |
| JP5835624B2 (ja) | 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法 | |
| JP2013076132A (ja) | 焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP4150277B2 (ja) | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3882679B2 (ja) | めっき外観の良好な深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 | |
| JP4113036B2 (ja) | 常温での耐伸び劣化性、常温遅時効性および低温焼付硬化特性に優れた歪時効硬化型鋼板およびその製造方法 | |
| CN113166837B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
| JP4436348B2 (ja) | 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPWO2016194342A1 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPWO2021020439A1 (ja) | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 | |
| JPH0657337A (ja) | 成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPS6048571B2 (ja) | 深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板の製造法 | |
| JP3291639B2 (ja) | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3293015B2 (ja) | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 | |
| JPH08283909A (ja) | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3834100B2 (ja) | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2755014B2 (ja) | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| US20240026511A1 (en) | High-strength galvannealed steel sheet having excellent powdering resistance and manufacturing method therefor | |
| KR100210866B1 (ko) | 가공성의 균일성이 우수한 냉연 강판 및 용융 아연 도금 강판 및그의 제조방법 | |
| JP2003321714A (ja) | 歪み時効硬化特性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH075971B2 (ja) | 塗装後の耐衝撃剥離性に優れた深絞り用合金電気めっき鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020702 |