JPS5825436A - 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5825436A JPS5825436A JP56124936A JP12493681A JPS5825436A JP S5825436 A JPS5825436 A JP S5825436A JP 56124936 A JP56124936 A JP 56124936A JP 12493681 A JP12493681 A JP 12493681A JP S5825436 A JPS5825436 A JP S5825436A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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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】
本発明は遅時効性、異方性の小なる深絞り用冷延鋼板の
製造方法に関する。
製造方法に関する。
一般に自動車外板等の用途に使用されるプレス加工用冷
延鋼板にはすぐれた深絞り成形性と耐時効性が要求され
ることが多い。深絞り成形性を支配するのは材料特性の
うちランタフオード値いわゆるｒ値が最も重要であり、
副次的に伸び（Ｅｔ）等も影響する。
延鋼板にはすぐれた深絞り成形性と耐時効性が要求され
ることが多い。深絞り成形性を支配するのは材料特性の
うちランタフオード値いわゆるｒ値が最も重要であり、
副次的に伸び（Ｅｔ）等も影響する。
一方鋼板中に固溶状態のＣ，Ｎが残存していると室温時
効によりプレス時にストレフチャーストレインと呼ばれ
る障害を生じ易い、従ってプレス加工用鋼板は遅時効性
であることが望まれる。
効によりプレス時にストレフチャーストレインと呼ばれ
る障害を生じ易い、従ってプレス加工用鋼板は遅時効性
であることが望まれる。
遅時効性深絞り用冷延鋼板を製造する方珠として低炭素
アル１キルド鋼を使用する方法があるコこれは箱焼鈍法
により加熱時に析出するＡｔＮの作用により高ｒ値を得
ると同時に、ＮはＡｔにより、ＣはＦｅＩＣとして析出
固定し非時効化する。
アル１キルド鋼を使用する方法があるコこれは箱焼鈍法
により加熱時に析出するＡｔＮの作用により高ｒ値を得
ると同時に、ＮはＡｔにより、ＣはＦｅＩＣとして析出
固定し非時効化する。
またこれとは別にオープンコイル焼鈍法により、脱炭お
よび脱窒を行う方法もある。
よび脱窒を行う方法もある。
上記の方法はいずれもバッチ法であるため、連続焼鈍法
に比較して生産性が低（、かつ焼鈍材の均質性に欠ける
欠点がある。また長時間の熱処理であるため鋼板表面に
８１．Ｍｎ等が濃化してテンパーカラーが発生し易い。
に比較して生産性が低（、かつ焼鈍材の均質性に欠ける
欠点がある。また長時間の熱処理であるため鋼板表面に
８１．Ｍｎ等が濃化してテンパーカラーが発生し易い。
更に脱炭、脱窒鋼において特に起こり易い現象であるが
、徐冷時に結晶粒界へＰが偏析することにより２次加工
脆化が問題となることがある。
、徐冷時に結晶粒界へＰが偏析することにより２次加工
脆化が問題となることがある。
上記のバッチ焼鈍法の欠点を解決する方法として連続焼
鈍法がある。連続焼鈍法は急速加熱、短時間均熱および
急速冷却サイクルであるため低炭素鋼を使用している限
りバッチ法に比較して、十分な粒成長が図れず延性およ
びｒ値が劣り、更にＣ，Ｎの一定が困難であり非時効性
も得ることがこれに対して素材としてＣを極力低減した
極低炭素ア／ｌ／１キルド鋼を使用して連続焼鈍サイク
ル＼ で４十分なる特性を得る方法が種々開示されており、特
公昭！５１−１７４９０、特開１ｉ！１５５−５８３３
３ 等がその例である。ところが上記の方法には次の
如き欠点がある。
鈍法がある。連続焼鈍法は急速加熱、短時間均熱および
急速冷却サイクルであるため低炭素鋼を使用している限
りバッチ法に比較して、十分な粒成長が図れず延性およ
びｒ値が劣り、更にＣ，Ｎの一定が困難であり非時効性
も得ることがこれに対して素材としてＣを極力低減した
極低炭素ア／ｌ／１キルド鋼を使用して連続焼鈍サイク
ル＼ で４十分なる特性を得る方法が種々開示されており、特
公昭！５１−１７４９０、特開１ｉ！１５５−５８３３
３ 等がその例である。ところが上記の方法には次の
如き欠点がある。
Ｋ） Ｃ量を２９ ｐｐｍ以下の超低炭素域としない
限り実質的な非時効性を得ることは困難である。
限り実質的な非時効性を得ることは困難である。
＠ Ｃ量が２０ ｐｐｍ以下の鋼においてもｒ値、伸び
等の材料特性の面内異方性が大きく実用上問題がある。
等の材料特性の面内異方性が大きく実用上問題がある。
一方従来からすぐれた深絞り性と時効特性および異方性
の小さい鋼板を得る方法として強力な次窒化物形成元素
例えばＴＩ、Ｎｂ 等を使用して鋼中のＣ，Ｎを析出固
定すδ方法が公知である。Ｔｉについては特公昭４２−
１２３４８１． Ｎｂについては特公昭５３−３５００
２ ４がこの例である。しかしながらこの方法にｋいて
Ｃ量が多いときは多量の析出物により延性が劣化し、逆
にＣ量が５０ ｐｐｔｎｐｐｍ以下領域になるとこれら
を析出固定するにはＴＩ等を化学量論的に必要な量より
相当多量に含有させない限り効果がない。その結果、未
結合の過剰ＴＩ 等はやはり延性の劣化をもたらし成
形性にとって好ましくない欠点がある。
の小さい鋼板を得る方法として強力な次窒化物形成元素
例えばＴＩ、Ｎｂ 等を使用して鋼中のＣ，Ｎを析出固
定すδ方法が公知である。Ｔｉについては特公昭４２−
１２３４８１． Ｎｂについては特公昭５３−３５００
２ ４がこの例である。しかしながらこの方法にｋいて
Ｃ量が多いときは多量の析出物により延性が劣化し、逆
にＣ量が５０ ｐｐｔｎｐｐｍ以下領域になるとこれら
を析出固定するにはＴＩ等を化学量論的に必要な量より
相当多量に含有させない限り効果がない。その結果、未
結合の過剰ＴＩ 等はやはり延性の劣化をもたらし成
形性にとって好ましくない欠点がある。
本発明のこの目的は次の２発明によって達成される。
第１発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、重量比にてｃ ｔ Ｏ，００４％以下、Ｍｎ１０
．０３〜０．３０％、Ｐ １０．１５０％以下、Ｓ ｆ
０．０２０Ｘ以下、Ｎ ｔ Ｏ，００７％以下、酸可
溶Ａｊ ｌ Ｑ、ＱＱ５〜０．１５０％を含有し、更に
Ｎｂ、ＴＩ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ のうちから選ばれた１種
もしくは２種以上を合計で０．００２〜０．０１０Ｘを
含有し、残部がＦ・および不可避的不純物より成る冷延
鋼板の製造方法において、前記冷延鋼板を７００〜９５
０℃の温度範囲において連続焼鈍することを特徴とする
遅時効性、異方極小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法で
ある。
わち、重量比にてｃ ｔ Ｏ，００４％以下、Ｍｎ１０
．０３〜０．３０％、Ｐ １０．１５０％以下、Ｓ ｆ
０．０２０Ｘ以下、Ｎ ｔ Ｏ，００７％以下、酸可
溶Ａｊ ｌ Ｑ、ＱＱ５〜０．１５０％を含有し、更に
Ｎｂ、ＴＩ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ のうちから選ばれた１種
もしくは２種以上を合計で０．００２〜０．０１０Ｘを
含有し、残部がＦ・および不可避的不純物より成る冷延
鋼板の製造方法において、前記冷延鋼板を７００〜９５
０℃の温度範囲において連続焼鈍することを特徴とする
遅時効性、異方極小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法で
ある。
＠２２発明要旨とするところは、ｅｘ発明と同一の基本
組成の他に更にＢ ｌ Ｏ，００１Ｇ−０−００５１０
％を含み１７４部がＦｅ および不可避的不純物より成
る冷延鋼板をｌ！ｉ１１発明と同様の方法にて連続焼鈍
するものである。
組成の他に更にＢ ｌ Ｏ，００１Ｇ−０−００５１０
％を含み１７４部がＦｅ および不可避的不純物より成
る冷延鋼板をｌ！ｉ１１発明と同様の方法にて連続焼鈍
するものである。
すなわち本発明はいずれも、Ｃが０．００４Ｘ以下のア
ル１キルド鋼にＮｋ、ＴＩ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのうちから遍
ばれた１種あるいは２種以上を合計で０．００２〜０．
０１０％微量添加し、あるいは更にＢを０．００１０〜
ｏ、ｏ ｏ ｓ ｏ％添加した鋼を従来の方法により熱
延、冷砥を行い、ついで７０Ｇ −１！！ＱＣの温度範
囲で連続焼鈍し、遍時効性、異方、極小なる深絞り用冷
延鋼板を製造するのである。
ル１キルド鋼にＮｋ、ＴＩ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのうちから遍
ばれた１種あるいは２種以上を合計で０．００２〜０．
０１０％微量添加し、あるいは更にＢを０．００１０〜
ｏ、ｏ ｏ ｓ ｏ％添加した鋼を従来の方法により熱
延、冷砥を行い、ついで７０Ｇ −１！！ＱＣの温度範
囲で連続焼鈍し、遍時効性、異方、極小なる深絞り用冷
延鋼板を製造するのである。
次に本発明の基礎になった実験から説明する。
第１表に示す組成の鋼をＬＤ転炉にて用銅し、ＲＨ脱ガ
ス工程を経て、連続鋳造により鋼片とした。
ス工程を経て、連続鋳造により鋼片とした。
これら鋼片を常法により仕上温度８７０〜９１０℃、巻
取温度６６０〜７１０゜℃の熱間圧延、圧下率７５％の
冷間圧延により０．８鱈の鋼板とした。ついで適続焼鈍
ラインにおいて８００〜８２０℃で約４０ ｓｅｃの均
熱を行い室温附近までほぼ直線的に２０℃／ｓ＠ｃの速
度で冷却し、０．６％の調質圧延後の冷延鋼板のｒ、Ｅ
Ａ、時効指数ＡＩ 、△ｒおよびΔＥｔ等の特性をＣ量
によって２群に分けＮｂ 量との関係において、それぞ
れ第１図囚、 ＠、（Ｑおよび第２図（Ａ） ＋ ＠ニ
示Ｌ ｔ、＝、なオＣ−０，０００９〜０．００１５％
はΔ印、 Ｃ＝ ０．００２６〜０．００３３％はＯ印
で表示した。ここで時効指数ＡＩ は引張予歪７．５
％のときの変形応力とこれを一旦応力除荷し、１００１
ＣＸ３０＋ｎｉｍの熱処理後再引張したときの下降状応
力との差で示したものであり、引張方向は圧延方向であ
る。
取温度６６０〜７１０゜℃の熱間圧延、圧下率７５％の
冷間圧延により０．８鱈の鋼板とした。ついで適続焼鈍
ラインにおいて８００〜８２０℃で約４０ ｓｅｃの均
熱を行い室温附近までほぼ直線的に２０℃／ｓ＠ｃの速
度で冷却し、０．６％の調質圧延後の冷延鋼板のｒ、Ｅ
Ａ、時効指数ＡＩ 、△ｒおよびΔＥｔ等の特性をＣ量
によって２群に分けＮｂ 量との関係において、それぞ
れ第１図囚、 ＠、（Ｑおよび第２図（Ａ） ＋ ＠ニ
示Ｌ ｔ、＝、なオＣ−０，０００９〜０．００１５％
はΔ印、 Ｃ＝ ０．００２６〜０．００３３％はＯ印
で表示した。ここで時効指数ＡＩ は引張予歪７．５
％のときの変形応力とこれを一旦応力除荷し、１００１
ＣＸ３０＋ｎｉｍの熱処理後再引張したときの下降状応
力との差で示したものであり、引張方向は圧延方向であ
る。
また社、ｒおよびｕ、ｒ値の面内異方性を示す△紅。
△ｒの定義は次のとおりである。
１１ｚ、ａ ＋ ｕ、。ｏ −ｚＩｉｔ、。
＄−−−−−−−−−−−
ま
ただしｒ、−ｕ・・とは圧延方向との角度が０度のｒ値
および紅を意味する。
および紅を意味する。
第１＠（６）、−１図（ｑからＣ量に関係な（ｒ 、
ＡＩは０００２％以上の微量Ｎｂ の添加により著し
く向上する午とがわ暫る。ただしＮｂの０．０１２％以
上の添加は第１図−に示す如くムが劣化している。一方
Ｃ−０，００１０％であってＮｂ無添加の１１鋼はＡＩ
が３）ｆ／Ｊ以乍であり、実質的非時効性が得られＢＪ
、 、 ｒ も高にほぼ目的とする特性が得られてい
るが、第２図囚、第２図（ハ）に示す如く％ｒ値、 Ｅ
ｔ山内異方性が―めて大きいという欠点がある。ところ
がこれに微量の隅 を添加することにより△Ｕ。
ＡＩは０００２％以上の微量Ｎｂ の添加により著し
く向上する午とがわ暫る。ただしＮｂの０．０１２％以
上の添加は第１図−に示す如くムが劣化している。一方
Ｃ−０，００１０％であってＮｂ無添加の１１鋼はＡＩ
が３）ｆ／Ｊ以乍であり、実質的非時効性が得られＢＪ
、 、 ｒ も高にほぼ目的とする特性が得られてい
るが、第２図囚、第２図（ハ）に示す如く％ｒ値、 Ｅ
ｔ山内異方性が―めて大きいという欠点がある。ところ
がこれに微量の隅 を添加することにより△Ｕ。
な が著しく減少し面内異方性が小さくなることを発見
した。
した。
このことから、Ｃ−０，０００９〜０．００３３％の極
低炭素アルミキルド鋼に０．００２〜０．０１０％のＮ
ｂを添加することによりＥａＬ 、 ｒ値が高く更に非
時効性と同時に異方性の小ざいものが得られた。
低炭素アルミキルド鋼に０．００２〜０．０１０％のＮ
ｂを添加することによりＥａＬ 、 ｒ値が高く更に非
時効性と同時に異方性の小ざいものが得られた。
更に引続（研究により、前記現象は随 以外においても
、ＴＩ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗの単独あるいは複合添加する場合
にも見出だされた。またこれら添加Ｃが極めて低いアル
ミキルド鋼に前記のＮｂ 等の元素の微量添加がすぐ
れた特性を生じる理由については必ずしも明確ではない
が、次の如（考えられる。いずれも炭窒化物形成元素で
あるから、まず析出物の効果が考えられるが添加量も少
なく、かつＣ量が極めて低い領域であるから、Ｃを完全
に析出固定することは著しく困難であると考えられ、
Ｎｂ 等の固溶状態としての作用が大きいと推定できる
。
、ＴＩ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗの単独あるいは複合添加する場合
にも見出だされた。またこれら添加Ｃが極めて低いアル
ミキルド鋼に前記のＮｂ 等の元素の微量添加がすぐ
れた特性を生じる理由については必ずしも明確ではない
が、次の如（考えられる。いずれも炭窒化物形成元素で
あるから、まず析出物の効果が考えられるが添加量も少
なく、かつＣ量が極めて低い領域であるから、Ｃを完全
に析出固定することは著しく困難であると考えられ、
Ｎｂ 等の固溶状態としての作用が大きいと推定できる
。
次に本発明の成分の限定理由について説明する。
Ｉ
Ｃは連続焼鈍法において十分なる延性とｒ値を得るため
、また耐時効性のためにも０．００４０％以下でなけれ
ばならない。また連続焼鈍であり冷却速度が速（Ｐによ
る脆化現象はほとんど問題とならないので下限の必要は
ない。
、また耐時効性のためにも０．００４０％以下でなけれ
ばならない。また連続焼鈍であり冷却速度が速（Ｐによ
る脆化現象はほとんど問題とならないので下限の必要は
ない。
〜−雷
Ｍａは赤熱強性を防止するため０．０３Ｘ 以上必要
であるが、０．３０％を越すと（１１目集合組織の発達
が阻喪され深絞り性が劣化するので０．０３〜０．３０
％に限定した。
であるが、０．３０％を越すと（１１目集合組織の発達
が阻喪され深絞り性が劣化するので０．０３〜０．３０
％に限定した。
Ｐ言
Ｐは固溶硬化能が太き（、微量で引張強さを上昇させ、
深絞り性を劣化させる度合も小さいので。
深絞り性を劣化させる度合も小さいので。
高強度の深絞り性鋼板を得るには極めて有効な元１１ｆ
あ６が、０．１１５０ｅＸを越えると点溶接性が劣化す
るので０．１５０ 、％’以下に限定した。
あ６が、０．１１５０ｅＸを越えると点溶接性が劣化す
るので０．１５０ 、％’以下に限定した。
ｔ
Ｓは０．０２０％を越えると延性の劣化が太き（なル（
７）テ０．０２０％以下に限定した。
７）テ０．０２０％以下に限定した。
Ｉ
ＮもＣと同様に固溶状態において、深絞り性、耐時効性
等を劣化させるので０．００７％以下に限定した。
等を劣化させるので０．００７％以下に限定した。
酸゛可溶ｋｔ！
酸可ＷＩｋｔ は脱酸およびＮの固定に０．００５％以
上必要であるが０．１！Ｓｏ％を越える含有は延性の劣
化および介在物の増加をきたすので、 ｏ、ｏｏｓ
〜０．１５０％の範囲に限定した。
上必要であるが０．１！Ｓｏ％を越える含有は延性の劣
化および介在物の増加をきたすので、 ｏ、ｏｏｓ
〜０．１５０％の範囲に限定した。
Ｎｂ 、 ＴＩ 、 Ｖ 、 Ｚｒ 、 Ｗ Ｉこれら
の元素の添加は本発明では特に重要であり、これら元素
の合計で０．００２％以上の添加によって極低炭素フル
ミキルド鋼の深絞り性のみならず時効特性およびｒ値、
伸び等の面内異方性を著しく改善するが、 ０．０１
ＯＮを越えると伸びの劣化が甚しいので合計量で０．０
０２〜０．０１０ Ｘの１１囲内に限定した。
の元素の添加は本発明では特に重要であり、これら元素
の合計で０．００２％以上の添加によって極低炭素フル
ミキルド鋼の深絞り性のみならず時効特性およびｒ値、
伸び等の面内異方性を著しく改善するが、 ０．０１
ＯＮを越えると伸びの劣化が甚しいので合計量で０．０
０２〜０．０１０ Ｘの１１囲内に限定した。
上記の各限定量をもって本発明のＩ絞り用冷延鋼板の基
本成分とするが、更ｌヨＢを同時に含有する深絞９冷延
鋼板において本発明の目的をより有効に達成できる。そ
の限定理由は次の如くである。
本成分とするが、更ｌヨＢを同時に含有する深絞９冷延
鋼板において本発明の目的をより有効に達成できる。そ
の限定理由は次の如くである。
Ｂ ！
Ｂを単独で添加することは深絞り性を劣化させるので無
意味であるが、上記のＮｂ等の元素と複合添加する場合
のみ深絞り性が劣化せず降伏強度の低下および伸びの上
昇が得られ、プレス成形性に有効である。しかし０．０
０１０％未満ではその効果がな（，０，００５０％を越
えてもその効果は飽和するので、０．００１０％〜０．
００５０％の範囲に限定した。
意味であるが、上記のＮｂ等の元素と複合添加する場合
のみ深絞り性が劣化せず降伏強度の低下および伸びの上
昇が得られ、プレス成形性に有効である。しかし０．０
０１０％未満ではその効果がな（，０，００５０％を越
えてもその効果は飽和するので、０．００１０％〜０．
００５０％の範囲に限定した。
次に上記組成の深絞り冷砥鋼板の製造工程について説明
する。まず製鋼法は特に指定しないが、Ｃを０．００４
０ ％ 以下にするには転炉法−説ガス法の組み合わせ
ｊ？有効である。鋼片への加工は造塊−分塊圧延および
連続鋳造のいずれの方法でもよい、熱間圧延はホットス
トリップ（ルにおいて通常の条件でよく、仕上温度は８
３０℃以上、巻取温度は形状の確保および酸洗性の観点
から４００〜７ＳＯ℃の範囲が好ましい。
する。まず製鋼法は特に指定しないが、Ｃを０．００４
０ ％ 以下にするには転炉法−説ガス法の組み合わせ
ｊ？有効である。鋼片への加工は造塊−分塊圧延および
連続鋳造のいずれの方法でもよい、熱間圧延はホットス
トリップ（ルにおいて通常の条件でよく、仕上温度は８
３０℃以上、巻取温度は形状の確保および酸洗性の観点
から４００〜７ＳＯ℃の範囲が好ましい。
熱延銅帯は酸洗後冷間圧延を行うが、圧下率は６０％以
上であることが深絞り性を確保するため未満では再結晶
粒の成長が不十分で、すぐれた加工性が得られない、ま
た９５０℃を越えると延性および絞や性の劣化が甚しい
、従って連続焼鈍における加熱温度は７００−１５０℃
の範囲に限定したが、７５Ｇ−１００℃の範囲が最も鑓
ましい。
上であることが深絞り性を確保するため未満では再結晶
粒の成長が不十分で、すぐれた加工性が得られない、ま
た９５０℃を越えると延性および絞や性の劣化が甚しい
、従って連続焼鈍における加熱温度は７００−１５０℃
の範囲に限定したが、７５Ｇ−１００℃の範囲が最も鑓
ましい。
均熱保持時間は特に限定しないが、材質確保と経済性の
ために１０秒〜３分が好適である。焼鈍後の冷却法も限
定しないが、均熱温度から７００℃近傍までの徐冷は時
効特性の向上に有効である。
ために１０秒〜３分が好適である。焼鈍後の冷却法も限
定しないが、均熱温度から７００℃近傍までの徐冷は時
効特性の向上に有効である。
また２次加工脆化を防止することは通常の連続焼鈍の冷
却法で容易にできるが、０．１℃／ｓｅｃ以下の徐冷、
あるいは７００〜３００℃における１０分間以上の滞留
は避けることが好ましい。また過時効帯を有する連続焼
鈍ラインにおいて１本発明鋼を過時効処理しても材質に
ほとんど影響を与えないので、特に必要はなく、シなく
てもなんら支障はない。
却法で容易にできるが、０．１℃／ｓｅｃ以下の徐冷、
あるいは７００〜３００℃における１０分間以上の滞留
は避けることが好ましい。また過時効帯を有する連続焼
鈍ラインにおいて１本発明鋼を過時効処理しても材質に
ほとんど影響を与えないので、特に必要はなく、シなく
てもなんら支障はない。
本発明の焼鈍材はＡＩが３ＳＩＩＦｆ／−以下であって
遅時効性であるが、若干の降伏点伸びを有することがあ
るので、２％以下の調質圧延を付加することができる。
遅時効性であるが、若干の降伏点伸びを有することがあ
るので、２％以下の調質圧延を付加することができる。
本発明法はか（の如き処理により、極低羨素アル１キル
ド銅に微量のＮｂ 等を添加し゛た鋼゛から遅時効性、
異方性小なる深絞り用冷延鋼板を製造することができた
。
ド銅に微量のＮｂ 等を添加し゛た鋼゛から遅時効性、
異方性小なる深絞り用冷延鋼板を製造することができた
。
なお本発明法はライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき
ラインによる亜鉛めっき鋼板の製造にも適用できる。均
熱条件および亜鉛浴の温度約５００℃までの冷却法は前
記のとおりであり、めつぎ後の冷却法も任意でよく、更
に合金化旭理も可能である。
ラインによる亜鉛めっき鋼板の製造にも適用できる。均
熱条件および亜鉛浴の温度約５００℃までの冷却法は前
記のとおりであり、めつぎ後の冷却法も任意でよく、更
に合金化旭理も可能である。
実施例１゜
第２表に示す成分および巻取温度の鋼を冷延鋼板とした
後、第３図に示したヒートサイクルで連続焼鈍ラインあ
るいは連続溶融亜鉛めっきラインを通板し、その引張特
性、時効特性おｌび脆性を第４表に示した。２次加工脆
性はＣＣｖ試験機によりカップ状に１次加工後、０℃に
１０分間保持後衝撃エネルギー！Ｓｌ＃ｆｘ１ｍ で薄
型試験を行い、その割れ長さで評価した。
後、第３図に示したヒートサイクルで連続焼鈍ラインあ
るいは連続溶融亜鉛めっきラインを通板し、その引張特
性、時効特性おｌび脆性を第４表に示した。２次加工脆
性はＣＣｖ試験機によりカップ状に１次加工後、０℃に
１０分間保持後衝撃エネルギー！Ｓｌ＃ｆｘ１ｍ で薄
型試験を行い、その割れ長さで評価した。
いずれの場合も時効特性、深絞り性にすぐれ、面内異方
性が小さい冷延鋼板が得られた。亜鉛めつきラインを通
板したＩｆＡ３およびムロの亜鉛めっき性に関する結果
は良好であった。ム１０は引張強さ３５４ｔ／−級の高
張力鋼の例である力（、時効特性、深絞り性ともに良好
な結果を示して（する。
性が小さい冷延鋼板が得られた。亜鉛めつきラインを通
板したＩｆＡ３およびムロの亜鉛めっき性に関する結果
は良好であった。ム１０は引張強さ３５４ｔ／−級の高
張力鋼の例である力（、時効特性、深絞り性ともに良好
な結果を示して（する。
上記の実施例の結果からも明らかな如く１本発明法は極
低炭素鋼に微量のＮｂ 等を添加し、冷延鋼板を７００
〜９５０℃の温度範囲で連続焼鈍することにより遅時鋼
性Ｓ異方極小なる深絞り用冷延鋼板を製−造することが
できた。
低炭素鋼に微量のＮｂ 等を添加し、冷延鋼板を７００
〜９５０℃の温度範囲で連続焼鈍することにより遅時鋼
性Ｓ異方極小なる深絞り用冷延鋼板を製−造することが
できた。
第１図（Ａ）、＠、（Ｃ）はそれぞれＮｂ含有量と ｒ
。 Ωおよび時効指数ＡＩとの関係を示す相関図、第２図囚
：＠はそれぞれ励會有量と△ｒおよび△Ｕとの関係を示
す相関図、第３図は連続焼鈍ラインおよび連続溶融亜鉛
めっきラインのヒートサイクルを示す線図である。 代理人 中 路 武 雄
。 Ωおよび時効指数ＡＩとの関係を示す相関図、第２図囚
：＠はそれぞれ励會有量と△ｒおよび△Ｕとの関係を示
す相関図、第３図は連続焼鈍ラインおよび連続溶融亜鉛
めっきラインのヒートサイクルを示す線図である。 代理人 中 路 武 雄
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ０） 重量比にてＣＩ ０．００４ ％以下、Ｍａ ｓ
Ｏ，０３〜ｏ、ｓ ｏ％、Ｐ ｇ Ｏ，１！Ｓｏ Ｘ
以下、８１０．０２０％以下、Ｎ １０．００７％以下
、酸可溶Ａｊ 冨０．００５〜０．１５０ ％を含有し
、更１．．Ｎｂ 、 ＴＩ 、 Ｖ 、 Ｚｒ 、Ｗ（
Ｑうチカら選ばれた１種もしくは２種以上を合計で０．
００２〜０．０１０ ％を含有し、残部がｒｅおよび不
可避的不純物より成る冷延鋼板の製造方法において、前
記冷延鋼板を７００〜９５０℃の温度範囲において連続
焼鈍することを特徴とする遅時効性、異方性小なる深絞
り用冷延鋼板の製造方法。 （２）重量比にてＣＩ ０．００４％以下、Ｍｎ ｓ
Ｑ、９３〜０．３ＯＸ、Ｐ ｌ Ｏ，１！＄０％以下、
８ ＄ ０．０２０％以下、Ｎ ｌ ｏ、ｏｏｙ Ｎ以
下、酸可溶Ａｔ冨０．００５〜０．１３０％を含有し、
［Ｇ：Ｎｂ、ＴＩ 、Ｖ、Ｚｒ、 Ｗ（１）’）チ＊’
Ｇｐ遺ばれた１種もしくは２種以上を合計で０．００２
〜０．０１ＯＮを含有する冷延鋼板の製造方法において
、前記成分の他に更にＢ ： ０．００１０−０．００
５０ 、％’を會み残部がＦ・ および不可避的不純物
より成る冷延鋼板を７００〜９５０℃ の温度範囲にお
いて連続焼鈍することを特徴とする遅時効性、異方性の
小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56124936A JPS5825436A (ja) | 1981-08-10 | 1981-08-10 | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| EP82902379A EP0085720B1 (en) | 1981-08-10 | 1982-08-09 | Process for manufacturing cold rolled deep-drawing steel plate showing delayed aging properties and low anisotropy |
| DE8282902379T DE3277507D1 (en) | 1981-08-10 | 1982-08-09 | Process for manufacturing cold rolled deep-drawing steel plate showing delayed aging properties and low anisotropy |
| PCT/JP1982/000310 WO1983000507A1 (en) | 1981-08-10 | 1982-08-09 | Process for manufacturing cold rolled deep-drawing steel plate showing delayed aging properties and low anisotropy |
| US07/161,315 US4908073A (en) | 1981-08-10 | 1988-02-23 | Method of producing a cold rolled steel sheet having a good ageing resistance and small anisotropy and adapted for deep drawing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56124936A JPS5825436A (ja) | 1981-08-10 | 1981-08-10 | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5825436A true JPS5825436A (ja) | 1983-02-15 |
| JPH024657B2 JPH024657B2 (ja) | 1990-01-30 |
Family
ID=14897831
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56124936A Granted JPS5825436A (ja) | 1981-08-10 | 1981-08-10 | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4908073A (ja) |
| EP (1) | EP0085720B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5825436A (ja) |
| DE (1) | DE3277507D1 (ja) |
| WO (1) | WO1983000507A1 (ja) |
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-
1981
- 1981-08-10 JP JP56124936A patent/JPS5825436A/ja active Granted
-
1982
- 1982-08-09 DE DE8282902379T patent/DE3277507D1/de not_active Expired
- 1982-08-09 WO PCT/JP1982/000310 patent/WO1983000507A1/ja active IP Right Grant
- 1982-08-09 EP EP82902379A patent/EP0085720B1/en not_active Expired
-
1988
- 1988-02-23 US US07/161,315 patent/US4908073A/en not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Publication date |
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| JPH024657B2 (ja) | 1990-01-30 |
| DE3277507D1 (en) | 1987-11-26 |
| EP0085720B1 (en) | 1987-10-21 |
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