JPS60234920A - 超高張力マルエ−ジング冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 「発明の目的」 本発明は超高張力マルエージング冷延鋼板の製造方法に
係り、２００〜ｆ／ｄ以上の引張強度を有するような超
高張力マルエージング冷延鋼板を連続焼鈍ラインによっ
て適切に製造することのできる方法を提供しようとする
ものである。

産業上の利用分野。

超高張力マルエージング冷延鋼板の製造。

従来技術。

強度の極めて高いマルエージング鋼は従来から知られて
いる。即ちこの従来一般のマルエージング鋼は極低炭素
マルテンサイト組織中１ｃＶ。

ｎ、〃、Ｃｏ、Ｍｏなどの２元素系又は多元素系の金属
間化合物を析出させた鋼であって、変態組織強化と強化
能の大きい金属間化合物による析出強化とを組み合わせ
ることにより２００Ｋｙ　ｆ　／−以上の引張強度が得
られる。然して従来斯うした鋼の利用はその成分および
製造コストの観点から軍事、航空、原子力、海洋開発な
どの特殊分野に限定され、その研究開発もそれら特殊分
野への利用を前提とした成分設計、強化機構、環境脆化
などが主体となっていた。

発明が解決しようとする問題点。

上記のような在来一般のマルエージング鋼は、一般的に
低摩汎用性などが要求される冷間圧延薄鋼板の分野でそ
の利用が検討された例は極めて少いが、このマルエージ
ング鋼の有する前記のような特性が斯様な冷間圧延薄鋼
板分野に利用されることが好−ｉ］−いことは言うまで
もない。

然し２て近時における製鋼技術の高度進展によって鋼の
亮清浄化、製造プロセスの１１１続化などの製造技術上
の進歩と共に高強度化によるゲージダウンなどは上記薄
鋼板分野での利用を可能とする因子ではあるが、それを
障害する技術的問題点は以下の如くである。

■　マルエージング鋼は時効硬化処理に先立って溶体化
処理を行う必要があり、この溶体化条件は８００〜８５
０℃、好ましくは８２０℃で１時間程度の加熱処理であ
ることから連続熱処理ラインで、このような溶体化処理
を実施することが困難である。

■　十分な時効硬化を達成するためには更に４５０〜５
００℃、好ましくは４８０℃で３時間程度の時効処理が
必要とされており、このことも連続熱処理ラインでの実
施困難さを示す。

■　冷間圧延時の被圧延銅帯組織がマルテンサイト相で
あるため変形抵抗が高く、従来の圧延技術ではミル負荷
が大きいこととならざるを得ない。

ところでこれらの問題点を解消する１つの手法として特
公昭５８−１８４０８号公報が開示されている。即ち上
記のような問題点は従来一般のマルエージング鋼におけ
る材料設計が常に材質的に１１ｆ高レベル全指向して行
われて来たためであり、利用技術の面で等価性が保証さ
れるならば熱処理条件などに対する既成概念を打破する
ζ七かり能である、という観点に立ったもので、ストリ
ップフォー　ムによってマルエージング鋼帯を製造［−
ようとするものである。然しこの技術においてり一銅の
ミクロ組織を８２０’Ｃｘ１時間の溶体化処理材と等価
な組織とすること全前提と［−ており、その溶体化処理
条件は連続熱処理ラインにおいて溶体化を行う上でエネ
ルギーコスト的或いは表面品質的に最適なものとなし得
ない。

「発明の構成」 問題点を解決するための手段。

本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ねて創案さ
れたものであって、 Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｊ、≦０．１ｗｔ％、”　
：　Ｓｂ　Ｏ，２Ｗｊ％、　Ｐく０．０１ｗｔ％、Ｓ　
＜　０．０１　ｗｔ％、　Ｎく０．０１ｗｔ％を含有す
ると共に、 Ｎｊ：１５〜２５ｗｔ％、　Ｃｏ≦１０．　Ｏｗｔ％、
Ｍｏ　：　７．　Ｑ　ｗｔ％、　〃≦：　０．２　ｗｔ
％、几：　１．５　ｗｔ％ の中の何れか２　ｆｊｌｉ又は３棟以上ケ含有し、残部
がｌ・ｒお工ひ不可避的不純物よりなる鋼を、１ｏｏｏ
　’℃以下の累積圧Ｆ率を６０％以ｒ゛とすると共に９
５０℃以下の累積圧下率ｆ：２０％以下として９００℃
以上に熱間圧延を終了し、３００〜６００℃で巻取り、
次いで冷間圧延後に再・結晶焼鈍および溶体化処理する
ことを特徴とする超高張力マルエージング冷延鋼板の製
造方法である。

作用。

上記したような本発明によるものはその成分組成によっ
て有効な時効硬化を得しめ、しかもマルエージング鋼の
時効硬化を連続焼鈍ラインにおいて短時間に達成せしめ
てエネルギコストを低減し、熱間圧延時の累積圧下率、
仕上げ温度、巻取り温度などを適切に選ぶことにより材
質および表面性状を良好とする。

実施例。

上記したような本発明について更に説明すると、本発明
は例えば連続焼鈍ラインのような実際の連続熱処理ライ
ンにおいてコスト的に有利で、しかも材質的或いは表面
品質上優れたマルエージング冷延鋼帯を製造しようとす
るものであって、前記したような成分組成の鋼を上記の
ように熱間圧延後に冷間圧延してから連続焼鈍ラインに
よって再結晶焼鈍・溶体化処理する熱処理温度Ｔおよび
熱処理時間ｔについては以下の条件に制御して処理する
。

８２５℃≦Ｔ＜１０５０℃ Ｔ、２９５０℃でｔ≧０．５鋼 Ｔ≦９５０℃でｔ　：２　ｅｘｐじＴ／９０．２　＋９
．８１１２１０００℃でｊ／＞ｌ、Ｑｓｍ Ｔ≦１０００℃でｔ≦ｅＸＰ　（−Ｔ／６４．６　＋　
１５．５　）又上記したような最終溶体化工程に続いて
、２００℃以下の温度に任意の冷却方法で冷却した鋼板
を同一パスライン内に配置された加熱・均熱炉によって
４００℃以上６００℃以下の温度で１０分以下の時効硬
化処理を行う工程を適宜に付加する。

このような本発明に関して仔細を説明すると、本発明は
熱処理されるマルエージング鋼帯の材質および表面品質
を損うことなく冷間圧延後の再結晶焼鈍・溶体化処理を
短時間内に行うことを狙いとするものであシ、特に熱延
鋼板におけるミクロ組織を最適状態に制御することによ
って従来技術に比較し更に低温・短時間の熱処理で所望
の材質を得ることに成功したものである。

然してマルエージング鋼帯の利用技術に関しては溶体化
状態で成形を行った後に時効硬化処理を行うことが最も
有利であって、このような意味から再結晶焼鈍・溶体化
処理状態における材質が保証される必要がある。

そこで本発明者等は、ｗｊチ（以下単にチという）で、
Ｃ：０．００９チ１．ｕ：ｏ、ｏｉ％、１−１フｓ：Ｑ
、０５％　、Ｐ　二　０．００５％　、Ｓ：Ｏ，ＯＯ１
チ、Ｎ：０．００３７％、Ｎｉ：１８．１％、ＣＯ：８
．２％、Ｍｏ：４．７％、ＡＩ！’：０．００４％、を
含有１、た鋼（後述する第１表の鋼１）を素材として種
々の検肘會行った。即ち先ず熱間圧延機で圧延をなし、
９７０℃で４．０癩厚に仕上げた熱延銅帯を室温咬で放
冷し、該鋼帯を酸洗後、１．Ｏｍｔまで圧下率７５％の
冷間圧延をなし、再結晶焼鈍侃度と時間を種々に変化さ
せて軟化焼鈍を行った。然して８００℃、９００℃およ
び１０００℃で熱処理時間を変えて処理してから室温捷
で空冷した素材について曲げ部に毛割れが発生する時点
の限界曲げ半径ｔ　Ｒ／ｌ　：板厚に対する限界半径の
比）を熱処理時間に対して整理した結果は第１図に示す
通シである。即ち高温かつ長時間の熱処理となるに伴い
限界曲げ半径は小さくな９曲げ成形性の向上が示される
が、ここで超高強度鋼板として使用される場合のＲ／ｌ
は３以下であれば実用に供するに適したものと言える。

又このような熱処理の温度について詳細を検討した結果
は第２図に示す通りである。即ちこの第２図において○
の中に示された数字はＲ／ｌであって、前記のようにＲ
／ｌ　＝　３を境界として曲げ成形性に対し要求される
べき焼鈍温度と時間の領域は９５０℃以上では０．５時
間以上であるが、８２０℃は下限であって、この８５０
℃のときは２時間以上である。

ところで冷延鋼板として使用される場合の重要な特性と
して表面性状が挙げられ、特に高温で熱処理する場合は
炉内雰囲気による表面の酸化が問題となる。然して連続
熱処理炉で光輝焼鈍を行う場合には炉内雰囲気を還元性
にする必要があシ、一般には窒素（Ｎｔｌ＋５〜１０チ
水素（Ｈ３）の雰囲気で焼鈍する。このような完全な還
元性雰囲気での焼鈍が可能なのはラジアントチューブ加
熱（輻射管加熱）の炉であるが、８５０〜９００℃を越
える温度での操業が要求される場合はエネルギー効率の
悪化および輻射管の劣化などの点から好ましいものでな
いから斯うした高温加熱を行う場合には直火加熱の炉が
使用される。この直火加熱炉の場合に比較的低い温度で
は低空燃比操業により非酸化性雰囲気での加熱が可能で
あるが、１０００℃近傍で加熱する場合は燃焼廃ガスに
よる表面酸化が避けられず、連続熱処理ライ／では焼鈍
後に強還元帯或いは酸洗槽全附設する必要がある。

従って高温で再結晶焼鈍・溶体化処理を行った後、イン
ラインでの酸化被膜除去あるいは最終製品の表面性状を
良好に保つことを考慮すると、熱処理過程での表面の酸
化を極力抑える必要がある。

そこで本発明者等は実機をシュミレート（−た小型直火
炉で、空燃比０．７〜０．９の条件で、１．０ｖＭｔの
カットサンプルを温度と時間ケ変えて熱処理した後、Ｎ
　２　＋　５　％　Ｈ２雰囲気中で室温まで冷却して硝
弗酸溶液中で酸洗を行いその表面性状を評価１−だ。即
ち殆んど光輝焼鈍に近いものを５点、均一な酸化被膜が
形成され１−以内の酸洗で熱処理前に相当する表面が得
られるものを３点、強固でかつ選択的な酸化被膜形成が
認められ、１−以内での酸洗が不可能なばかシか完全に
酸洗を行っても表面欠陥が残るものに１点として、各処
理材の表面を５段階評価した結果は第３図に示す通シで
あって、高温かつ長時間の処理で表面性状の劣化がＷ４
著となる。然して実用に供して支阻のない表面状態とし
ては一般的に３以−ヒであり、この範囲は）・ツチ／グ
ケ以て示した矢印方向の範囲となシ、熱処理時１４」１
分では１０００℃でもよいが、この熱処理時間が１０分
となる七８５０℃が限度である。

更にこの処理温度と時間との関係を、仔細に表面性状と
の関係で示しているのが第４図であって、この第４図に
は上記のような評点３を境界として許容される温度と時
間の具体的な領域を区分して示している。又このような
第４図の結果と前記した第２図の結果を総合して成形性
および表面性犬の何れの面からも好ましい再結晶焼鈍温
度と熱処理時間の領域は第５図に示す如くなり、この第
５図に示された範囲は以下のような条件の範囲である。

８２５℃＜　Ｔ　＜　１０５０℃ 然して本発明では上記した範囲において優れた材質を得
るためおよび製造プロセス上の配慮から熱間圧延条件を
特定の範囲内に規制する。

即ち先ず本発明では熱間仕上げ圧延において、１０００
℃以下の温度範囲における累積圧下率を６０−以下とす
ると共に９５０Ｃ以下の温度範囲における累積圧下率を
２０％以下に制御して９００℃以上で圧延を完了するこ
とを条件とする。

前記した第１〜第５図の検討に供した鋼について、１０
００℃以下での累積圧下率を糧々に変化させて圧延を行
い、９１０℃で４．　Ｏｗｍ　ｔに仕上げた熟成鋼板を
、１．Ｏｗｓ＋ｔｉで冷間圧延した後９００℃で３分間
の再結晶焼鈍・溶体化処理を行った。溶体化状態でＪＩ
８５号試験片による引張試験を行った場合の鋼帯圧延方
向での伸びｔ　ＥＬＬ　ｌと直角方向での伸びＩ　Ｆ、
ｔＴ　ｌの差（ΔＥｌ　ｌを１０００℃から９００℃で
の累積圧下率と、９５０℃から９００℃での累積圧下率
で整理した結果は第６図に示す通りである。即ち１００
０℃以下での累積圧下率が大きい程、伸びの異方性が大
きくなり、特に９５０℃以下での累積圧下率が大きい場
合の異方性増大が顕著である。これは当該鋼において熱
間圧延時の動的回復・再結晶速度が遅いため、比較的低
温域で強圧下を行うとオーステナイト粒が圧延方向に展
伸し、集合組織が著しく発達することを示し、特にこの
傾向は表層部において顕著となり、その結果板厚方向で
の集合組織の差をもたらす。斯うしたオーステナイト領
域での集合組織は冷却に伴うマルテンサイト変態相にも
受けつがれ、冷間圧延および再結晶焼鈍過程においても
このようにして形成された結晶組織の異方性が完全に消
失しないことによるものと推定される。そこで本発明で
は異方性の目安とじてΔＥｌ　＜　１．０　％　を実用
上問題のないものとし、従って１０００℃以下の累積圧
下率を６０％以下とすると共に９５０〜９００℃での累
積圧下率を２０チ以下とする。

次に上記のような熱間圧延後の巻取り温度も製造プロセ
ス上重要な因子であり、本発明では以下の理由によって
これを規制する。先ず巻き取り温度の下限は３００℃と
するもので、上述したような熱延鋼板を一旦９００℃で
オーステナイト化してから冷却途中の７００℃から１０
０℃の温度範囲で引張り試験を行った場合、２００℃付
近から急激に０．２チ耐力が増大する。これはプロセス
上巻き取り負荷の増加を示唆し、その理由は第７図に示
す連続冷却変態（ＣＣＴ　）挙動から２００℃付近でマ
ルテンサイト変態が開始するためである。又当該鋼では
巻き取り前のランナウトテーブル上で変態が開始した場
合、ランナウト冷却の不均一によって変態の進行に不均
一が生じ、板の形状が乱れるから巻き取った後、変態が
コイル内で均一に起ることが板形状の点で好ましい。即
ちこれらの観点から巻取り温度下限を３００℃と規制し
た。

他方巻取り温度の上限は６００℃とするが、これは主と
して脱スケール性を配慮したものである。冷延鋼板の場
合、冷間圧延前に酸洗或いは機械的方法によって脱スケ
ールする必要があり、従って強固なスケールの形成され
た熱延鋼板では脱スケール処理に手間がかかるばかりで
なく脱スケールが不完全となり易く、それによって冷延
鋼板の表面性状に重大な欠陥をもたらす。第８図には前
記鋼を実験室規模の熱間圧延機で圧延し、７００℃から
１００℃に保持した大気炉中に１時間保持して炉冷する
ことにょう巻取りをシミュレートしたザンブルを硝弗酸
で酸洗したときの酸洗時間と巻取ｐ相当温度との関係を
示すが、巻き取り温度が６００℃を越えると酸洗時間が
相当に増大する。これは製造プロセス上不利となるばか
シでなく、酸洗量増大による歩留り減少を意味するわけ
で、斯様な観点から巻取り温度上限を６００℃とした。

本発明によるものがマルエージング鋼として実用に供さ
れる場合に所望の時効硬化を発揮することがＭ要である
ことから添加合金元素の量を以下の範囲に規則する。％
に本発明では成分コスト上の観点から主とじで有効な時
効硬化が得られる上限添加量を規制した、 工５，０％＜Ｎｉ≦２５．０％ Ｃｏ≦１０．０チ Ｍｏ　≦　７０　％ 〃　≦　０，２　％ Ｆｉ≦１．５％ これらの元素は時効処理過程で、Ｎ１３Ｍｏ。

（Ｆｅ　ＸＮｉ　ＸＣｏ　１２Ｍｏ　、　ＦｔｚＭｏ　
、　ＮＩＢＴｉ、、ＦｎＢＡｔ、ｐｌｉ、、ｆＡ／、７
４）などの２元素或いは３元素以上の全１：１間化合物
を形成して著１−７い硬化に寄与する。第９図は１８％
Ｎ１をベースとして各元素を添加した鋼について上記し
た本発明による一゛連の処理全行って溶体化１〜た後４
８０℃で１゜分間の時効したときの硬度（ＨＲＣ）上昇
量を示すが、この図から明がなように上記した各元素の
添加範囲で略短時間時効における飽和硬化散に達する。

これはそれぞれ単独あるいは２元素添加による結果であ
や、更に複合添加を行うことにより硬化量ヲ増人させ得
ることは明がである。

従って本発明では第９図による必要最大添加量をもって
各元素の上限添加量とする。父本発明では殊更に規定し
ないが強化元素としてＮｂ。

ＣｒＸ　Ｃｕ’＠＝を添加することも有効である。更に
本発明では基本成分系として、Ｃ≦０．０２％１、ｘ＜
ｏ、ｉ％、Ｍｎ≦０．２％、Ｐ＜０．０１％、Ｓ＜ｏ、
ｏｉｓ、Ｎ＜０．０１％に規制する。これらは主として
延性を考慮したもので上記の範囲に夫々制限することに
よｐ著しい伸びの劣化は回避できる。

籾で、本発明では上記の内容に基〈溶体化状態のマルエ
ージング冷延鋼板を製造する方法と共に連続熱処理ライ
ンにおけるインライン時効硬化処理銅帯の製造を可能に
する。つまシ本発明者等はマルエージング鋼の時効硬化
が時効開ｔＩｆ、かｃ）３分以内を溶体化状態に比較し
て４〇チ前後の硬化が、又１０分程胆−マ゛１ｔＳＯ〜
６０％程ＩＪｊｌの硬化が＝＋？められることから連続
焼鈍ラインレこ」つ・りる】ノ、・１時効処理炉での短
時間ｊ？１が時効でもソ、［用ｐｃ供するだけの高強度
化が図られることに＊ｒ　［’ｌ　ｌ−、た。第１（）
図は前記した銅において本発明による条件で溶体化（−
５た後、４８０℃で時効（，７たときの萌効硬化芋動を
示すもので、この図から明かなように実際の連続焼鈍ラ
インＶこおけろ過時効処理炉−（一般的に行われている
熱処理時装置ζ３Ｉｔｈｌでも４０％以上の硬化が認め
られ、実際の過時効処理炉で処理可能−と考えられる１
０囮では５０〜６０％の硬化が認められる。

これは同一温度て３時間時効した場合は硬化率が７０−
８０チ程度であることから判断して短時間時効でも充分
実用に供するだけの強度が得られると言える。従って本
発明では溶体化後、インラインでの短時間時効を行うこ
とによってセミハード状態のマルエージング鋼帯製造を
目的として４００〜６００℃の温度で１〇分以下の時効
処理を行う。ここで時効温度が４００℃未満の場合は１
〇−以内の時効では硬化率目安として本発明者等が設定
した溶体化状態に対して３〇チ以上の硬化が望めず、一
方６００℃を越える温度では１〇−以内の短時間時効で
も過時効現象が起って材質が劣化すること、及び炉操業
上好ましくないと判断されるためである。

本発明方法によるものの具体的製造夾施例について説明
すると以下の如くである。

先ず次の第１表は本発明者等が具体的に用いた本発明に
よる鋼および比較鋼の化学組成である。

実施例１゜ 真空溶解炉で溶製した第１表の鋼１〜７について１２５
０℃に加熱後熱間圧延した。熱間圧延条件は本発明によ
る条件として１０００℃以下での累積圧下率を５０チ、
仕上げ温度９２０℃で４．　Ｏｍ　ｔとし、仁の供試材
を酸洗後１．Ｏｍｔまで冷間圧延した後９００℃×３−
の再結晶焼鈍・溶体化処理を行った。

この溶体化後の硬度（ＨＲＣｌと破断伸び（Ｇ、Ｌ、：
　５０節、Ｇ、Ｗ、：　１２．５　ｍ　）および４８０
℃×１０−の時効後の硬度＋ＨＲＣｌＯ値は次の第２表
の如くであった。

第　２　表 即ち母金属としてのｈ中の不可避的元素ｔｃ。

Ｓｃｓ　Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ）が本発明による上限規制値
を超えた場合は、本発明による鋼に匹敵する時効硬化は
得られるが、溶体化状態での曲げ性が劣化することが理
解される。

実施例Ｚ 実施例１と同様の条件で溶製し、熱間圧延、冷間圧延お
よび再結晶焼鈍・溶体化を行った鋼１．２および鋼８〜
１４について溶体化後の延性異方性（ΔＥｔ）と限界曲
は半径ｔＲ／ｌｌおよび時効後の硬度ＩＨＲｃｌは次の
第３表の通りである。

第　３　表 嘩 即ち強化元素として添加されるＮｉ、Ｃｏ、ＭＯ＼Ａｔ
、Ｔｔが本発明における上限値を超えた場合は時効硬化
後の硬度は高くなるが再結晶速度が遅滞することによｐ
本発明で規定した熱処理条件では冷間圧延組織が充分に
回復１〜ない。そのため本発明による鋼に比較して延性
の異方性および限界曲げ半径が太きい。−万Ｎ１に関し
ては下限値（１５％）以下の場合には十分な硬化率を期
待することができない。

実施例３ 本発明による製造法の効果については第１表中の鋼１に
ついて第１〜１０図に詳述したが、他の鋼についても同
様であって、次の第４表に比較法と共に併せて示す通シ
である。

「発明の効果」 以上説明しまたような本発明によるときは超高張カマル
エージノグ冷に銅板を薄鋼板に関する連続焼鈍ラインに
よって、その材質上お裏び表面品質上ともに良好で、し
かもエネルギーコスト−ヒも有利に製造することができ
るものであって、工業的にその効果の大きい発明である
。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は再結晶焼鈍後の銅帯について圧延直角方向の限界曲げ
半径ｔ　Ｒ／ｌ　：板厚に対するｌ１ｌＳｌにおよｌｒ
す焼鈍温度と時間の影響を示した図表、第２図ｅＪ、こ
の限界曲げ比で規制した本発明における再結晶焼鈍温度
と熱処理時間の範囲を示した図表、第３図は再結晶焼鈍
後の表面酸化被膜評点に及ばず焼鈍温度と時間の影響を
示した図表、第４図は表面性状評点で規制した本発明に
おける１ｊ結晶焼鈍温度と熱処理時間の範囲を示した図
表、第５図は本発明における再結晶焼鈍温度と時間に対
する本発明の関係を示し。 た図表、第６図は溶体化後の延性の異方性（ΔＦｊｔｌ
Ｖこおよぼす熱間圧延時における累積圧下率の影ｑ！Ｉ
ｋ示した図表、第７図は本究明における鋼の１つについ
て連続冷却変態（ＯＣＴＩ挙動を示した図表、第８図は
熱間圧延巻取り温度の０．２％耐力および巻き取り後の
累材酸洗時間におよぼす巻取り温度の影響を示した図表
、第９図は溶体化後の時効硬化率に対する添力１１合金
元素侶：の影響を説明した図表、第１０図は短時間溶体
化材の４８０℃における時効時間と時効硬化率の関係を
示した図表である。 特許出願人　日本鋼管株式会社 発　明　者　西　本　昭　産 量　大　北　智　食 間　細　谷　佳　弘 第　／　鵬 第　２　鵬 第　σ　圓 第　＜−鵬 第　ｙ　■ 第　７０　国 手続補正書（８発） 昭和　５グ６．′古　（１ 特許庁長官若　杉　和　夫　殿 １、事件の表示 昭和ｒ？１待　許願第８８ｇ！ｚ　号 ２、発切り名称 超重８にηＺルＬ−ンンク／？棲泡］イ反□免と５ンオ
シ乏・３、補正をする者 事件との関係ｗＢ出願人 名称（氏釦日本鋼管株式会社 ４、代理人 昭　和　年　月　日　発）Ｘ ６、補正の対象　′−′− 補　正　の　内　容 ］２本願明細書中相１・〜２頁「２特許請求の範囲」ｏ
）Ｈ４の記載を以下の如く訂正する１、１１’（１）　
Ｃ：　Ｏ６０２ｗｔ％以下、Ｓｉ〈０．１　ｗｔ％、］
ＶｂＧ＜０゜２　ｗｔ％、Ｐり０゜Ｑ　ｌ　ｗｔ％、ｓ
＜ｏ。Ｏ］　ｗｔ％、Ｎ　〈０．０１　ｗｔ％、を含有
すると共Ｏこ、 Ｎｉ：　１５〜２５ｗｔ％、ＣＯ〈１０゜Ｑｗｔ％、Ｍ
ｏ〈７．Ｏｗｔ％、　Ａｌく０゜２ｗｔ％、Ｔ１【１゜
５ｗｔ％ の中の何れか２糎又は３種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物よりなる銅を、１０００”Ｃ以下の
累積圧下率を６０％以下とすると共に９５０°Ｃ以下の
累積圧下率を２０係以下として９００°Ｃ以上で熱間圧
延を終了し、３００〜６００°Ｃで巻取シ、次いで冷間
圧延後Ｏこ古結晶焼鈍および溶体化処理することを特徴
とする超高張カマルエージンク冷延鋼板の製造方法。 （２）　溶体化工程に続いて２００°Ｃ以下の温度に冷
却した銅帯を同一バ′スライン内に配置さｉｌだ加熱・
均熱炉によって４００〜６００　’ｃの温度て１０分以
下の時効硬化処１１１１をする特許請求の範囲第１項に
記載の超高張力マルエージンク冷延鋼板の製」貴方θれ
、１ ２、四６頁３行目中にｌ−Ｍｏ　：　７．　Ｏｗｔ％」
とあるのをＩ「ＭＯ＜７゜Ｑｗｔ％」と訂正する。 ３、同頁４行目中にｌ　Ｔｉ’：　］、、　５　ｗｔ％
」とあるのをｌ゛Ｔｉ＜１゜５ｗｔ係力と削止する６、 ４、同１３頁４行１−４と５イＪ目の記載を以下の如く
別ｉＥする、。 ５、同１３頁４行目中にＩ”　Ｆｉ〈１．５％−１とあ
るのを「Ｔｉ（１，５％」と削正する１、 図面中訂正店 ］１本願出願頭功図面中１第９図」を別紙の如く補１１
−する１、

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１１Ｃ：　０．０２　ｗｔ％以下、Ｓｔ≦０．１　ｖ
   ｔ　％、Ｍｎ　：≦Ｑ、２ｗｔ％、Ｐ≦ｏ、　ｏ　ｉ　
   ｗｔ％、Ｓ　＜　０．０１　ｗｔ％、Ｎ≦０．０１　ｗ
   ｔ％、を含有すると共に、 Ｎｉ　：　１５〜２５ｗｔ％、Ｃｏ　＜　Ｉ　Ｑ、Ｏｗ
   ｔ％、Ｍｏ　：　７．　Ｏｗｔ％、Ａｌｅ、　０．２　
   ｗｔ％、几：　１．５　ｗｔ％ の中の何れか２種又は３種以上を含有し、残部がｈおよ
   び不可避的不純物よシなる鋼を、１０００℃以下の累積
   圧下率を６０％以下とすると共に９５０℃以下の累積圧
   下率を２０％以下として９００℃以上に熱間圧延を終了
   し、３００〜６００℃で巻取り、次いで冷間圧延後に再
   結晶焼鈍および溶体化処理することを特徴とする超高張
   カマＩＩエージング冷延鋼板の製造方法。 （２）溶体化工程に続いて２００℃以下の温度に冷却し
   た銅帯を同一パスライン内に配置された加熱・均熱炉に
   よって４００〜６００℃の温度で１０分以下の時効硬化
   処理する特許請求の範囲第１項に記載の超高張力マルエ
   ージング冷延鋼板の製造方法。