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JP3292671B2 - 深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯 - Google Patents

深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯

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JP3292671B2
JP3292671B2 JP02684097A JP2684097A JP3292671B2 JP 3292671 B2 JP3292671 B2 JP 3292671B2 JP 02684097 A JP02684097 A JP 02684097A JP 2684097 A JP2684097 A JP 2684097A JP 3292671 B2 JP3292671 B2 JP 3292671B2
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hot
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JFE Steel Corp
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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、低炭素キルド鋼
の冷延鋼板の技術分野に関するものであり、良好な耐時
効性が得られる冷延鋼板の素材である熱延鋼帯を提案し
ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】冷延鋼板は、熱延鋼板に比べ、寸法精度
が良く、表面が美麗であり、さらに優れた加工性を有す
ることから自動車用、家電製品用、各種建材用等に幅広
く使用されている。従来、加工性の良好な冷延鋼板とし
て、軟質で延性（伸び（El.)で代表される。）及びラン
クフォード値（ｒ値）の高い材料が、種々の成分系の調
整により、また成分系と製造方法との組み合わせによっ
て提案されてきた。その代表的なものが製鋼段階で鋼中
のＣ量を50ppm 以下に低減したうえでTiやNbのような炭
窒化物形成元素を添加した極低炭素冷延鋼板である。こ
のような鋼板は、いずれも降伏点(Y.S.)が200 MPa 以
下、伸び（El.)が50％以上、ｒ値が2.0 以上のごとき優
れた特性を容易に達成し得るものである。しかも、この
ような鋼板は、時効などといった材質劣化の原因となる
固溶（Ｃ，Ｎ）を炭化物、窒化物として完全に固定して
いるため、時効劣化をほとんど起こさないのはいうまで
もない。
【０００３】しかしながら、上記のようにＣ量を50ppm
以下に脱ガス処理し、TiやNbを添加した極低炭素冷延鋼
板は、これらTi、Nbが高価な成分であることから、通常
の低炭素鋼（Ｃ：0.02〜0.06wt％）に比べて製造コスト
が非常に高くなる。そればかりか、これらTiやNbの添加
により再結晶温度が高くなるため、冷延後の焼鈍時の再
結晶温度は700 ℃以上が必要とされる。それ故、必要と
される材質を得るためには、再結晶温度を800 ℃以上の
高温にしなければならず、この点でも製造コストの上昇
を招いてしまう。
【０００４】ここに、冷延鋼板を製造するに当たり、優
れた特性の鋼板を得るのみならず、製造コストの低廉化
も要請されている昨今では、このようなTiやNbについ
て、固溶（Ｃ，Ｎ）を完全に固定し得る量で大量に含有
させた素材を用いて製造していたのでは採算性が著しく
悪い。また、極低炭素鋼は、低炭素キルド鋼に比べて溶
接部強度、疲労強度や化成処理性に劣るため、低炭素キ
ルド鋼でなければ対応できない用途も数多くある。とこ
ろが、低炭素キルド鋼を素材とした場合に、極低炭素鋼
に近い加工性及び耐時効性を有する鋼板及びその製造方
法は、ほとんどないに等しいのが現状である。
【０００５】なお、この低炭素キルド鋼を素材として、
プレス成形性が良好でかつ耐時効性の良好な鋼板を製造
しようとする方法としては、熱延後の巻取温度を600 ℃
以上として固溶ＮをAlN として固定する手段、また、冷
延後の連続焼鈍の際には再結晶終了後の冷却過程で急速
冷却を施してから300 〜500 ℃の温度域に数分間保持す
ることでセメンタイトを結晶粒内、粒界に析出させて固
溶Ｃ量を減少させる手段がある。ところが、このような
方法を採ったとしてもエージングインデックス（A.I.；
7.5 ％の引張後、100 ℃で30分の時効処理の前後におけ
る引張応力差）が40MPa 以下という耐時効性の良好な鋼
板を得ることは困難であった。
【０００６】また、前述のように現在における加工性の
優れた冷延鋼板の主流は極低炭素鋼であり、これに応じ
て近年に建設される連続焼鈍設備では、過時効処理設備
が金属学的に不要と考えられ、また、設備建設費用等の
問題もあって過時効処理設備が必ずしも常備されなくな
ってきている。このように過時効処理設備の常備されて
いない連続焼鈍設備で低炭素キルド鋼を処理した場合に
は特に、エージングインデックスで40MPa 以下という耐
時効性の良好な鋼板を得ることは困難をきわめていた。
【０００７】そこで、短時間の過時効処理で耐時効性の
良好な製品を得べく、研究開発が進められ、特開昭５７
─１２６９２４号公報では、鋼中のＣ、Mnを所定範囲に
した鋼を熱延時に400 ℃以下で巻き取ることにより、熱
延板中にセメンタイトを微細に分散させ、極微細なセメ
ンタイトを固溶Ｃの析出核とすることで、固溶Ｃ量を減
少させるという方法が提案されている。また、特開平２
−１４１５３４号公報では、Al、Ｎをやや高めにした低
炭素Alキルド鋼、あるいはそれにＢを添加した鋼板に、
スラブ加熱温度を含む適切な熱延条件を定めることによ
り、鋼中の固溶Ｎを完全にAlN 、BNとして固定し、この
AlN 、BNを析出核として固溶Ｃを析出させるとともに、
高圧下率の調質圧延を施す方法が提案されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た特開昭５７−１２６９２４号公報に記載の方法では、
巻取温度が低いことから強度上昇が避けられず、また、
前掲特開平２−１４１５３４号公報に記載された方法で
は、耐時効性の良好な冷延鋼板が得られているが、高圧
下率の調質圧延が必須であり、これにより優れた加工性
（特に延性）と耐時効性との両立が困難となっていた。
【０００９】そこで、この発明は、上記のように従来技
術で残されていた問題を有利に解決するもので、高圧下
率の調質圧延を行わなくても、連続焼鈍設備で低炭素キ
ルド鋼を熱処理した場合でも、耐時効性と加工性とを兼
ね備えた冷延鋼板を得るために必要となる、冷延鋼板用
の熱延鋼板を提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】 この発明の深絞り性と耐
時効性の良好な冷延鋼板用熱延鋼帯は、 Ｃ：0.015 wt％超〜0.150 wt％、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.01〜1.50wt％、 Ｐ：0.10wt％以下、 Ｓ：0.003 〜0.050 wt％、 Al：0.001 〜0.01wt％未満、 Ｎ：0.0001〜0.0050wt％、 Ti：0.001 wt％以上かつ Ti(%) ／〔 1.5×Ｓ(%) ＋ 3.4×Ｎ(%) 〕≦1.0 、 Ｂ：0.0001〜0.0050wt％ を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなり、断面
の組織が、パーライト中を除くセメンタイトの形状につ
いて、下記(1) 式により求められる形状パラメータＳ：
1.0 〜5.0 を満足することを特徴とする深絞り性と耐時
効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯である。 記
【数２】
【００１１】
【発明の実施の形態】この発明の冷延鋼板用熱延鋼帯
は、低炭素キルド鋼にTi及びＢを添加して、このTiによ
りTi系硫化物、TiN を結晶粒内に分散させ、これにより
固溶ＮやＳを完全に固定するとともにこれらの析出物を
セメンタイトの析出核とし、かつ、固溶Ｂを残し、Ｂ炭
化物を形成させて固溶Ｃの減少、耐時効性の向上を図っ
たものである。
【００１２】以下にこの発明の冷延鋼板用熱延鋼帯の成
分組成を得る基となった実験について説明する。 〈実験Ｉ〉 表１に示す種々の成分組成になる厚み30mmのシートバー
を1000〜1100℃に加熱し、３パスで仕上温度800 ℃、仕
上板厚3.0 mmになるように熱延し、600 ℃で１時間の巻
取相当処理を行った後、500 ℃まで炉冷（約１℃／mi
n)、その後空冷で室温まで冷却した。酸洗後、板厚0.7
mmの冷延板とし、次いで加熱速度10℃/sで800 ℃に加熱
して20s 保持後、400 ℃まで冷却速度40℃/sで冷却し、
400 ℃での保持時間120 s 、室温までを冷却速度10℃/s
で冷却する連続焼鈍型熱処理を行った。その後、圧下率
0.8 ％の調質圧延を施した。
【００１３】
【表１】
【００１４】これらの鋼板から圧延方向からJIS 5 号引
張試験片を採取し、全伸び(El.) ととエージングインデ
ックス(A.I.)を測定した。その関係を図１に示す。この
結果、低AlでTiとＢの複合添加に係るこの発明の成分系
の鋼板は、従来の成分系の鋼板に比べ、同一エージング
インデックス(A.I.)で比較しても格段に伸びが大きく、
加工性が良好であることが判明した。すなわち、TiとＢ
のいずれか一方又は両方が欠けても、またAl量が高い場
合にはこの発明ほどには加工性が良好で、かつ耐時効性
が良好な低炭素キルド鋼は得られないことが判明したの
である。
【００１５】次に、この発明の鋼成分組成範囲を限定し
た理由について説明する。 〔Ｃ：0.015 wt％超〜0.15wt％〕 Ｃの範囲を0.015 wt％超〜0.15wt％とした理由は、0.01
5 wt％以下にＣ量を低減するには製鋼での脱炭処理が必
要となり、これによるコストが著しく増大するためであ
る。また、0.15wt％超では結晶粒が著しく小さくなり、
伸び(El.) の値が小さくなって加工性が劣化してしまう
ためである。好ましい範囲としては0.015 wt％超〜0.06
wt％が良い。
【００１６】〔Si：1.0 wt％以下〕 Siの範囲を1.0 wt％以下とした理由は、1.0 wt％超の含
有は材質を硬質化させ、加工性を劣化させてしまうから
である。なお、Siを製鋼での脱酸剤として使用した場
合、脱酸を十分ならしめるためには0.001 ％以上を含有
するように添加するのが好ましい。また、好ましくは、
0.001 〜0.05wt％とするのが良い。
【００１７】〔Mn：0.01〜1.50wt％〕 Mnは通常、赤熱脆性の原因になるＳを固定する成分とし
て添加させるが、この発明ではＳはTiで固定するため、
Mnは主に強化成分として添加する。その効果を引き出す
ためには0.01wt％以上の含有が必要である。一方、1.5
wt％を超える含有では結晶粒を微細化し、材質を硬質化
させて加工性を劣化させるばかりでなく、鋼コストを上
昇させてしまうため、この発明では0.01〜1.5 wt％とし
た。好ましい範囲は0.05〜0.30wt％である。
【００１８】〔Ｐ：0.10wt％以下〕 Ｐは、置換型固溶元素であり、0.10wt％超の含有は材質
を硬質化し、加工性を劣化させるばかりでなく、耐時効
性をも劣化させてしまうことから、この発明では0.10wt
％以下とした。好ましくは、0.001 〜0.030 wt％が良
い。
【００１９】〔Ｓ：0.003 〜0.050 wt％〕 Ｓは通常、赤熱脆性の原因になることから不可避的不純
物として取り扱われるが、この発明の場合、0.003 wt％
未満では微細な硫化物が形成してしまい、また、0.050
wt％超では析出物の絶対量が多くなってしまい、いずれ
も材質を劣化させてしまうことから、加工性を維持し、
かつTiS を核として固溶Ｃの減少を促して耐時効性を改
善させるための範囲として0.003 〜0.050 wt％の範囲と
した。好ましくは、0.005 〜0.030 wt％が良い。
【００２０】〔Al：0.001 〜0.01wt％未満〕 Alは通常、製鋼での脱酸剤及びAlN を析出させ、Ｎ時効
を回避するため用いられるが、この発明においてはＮを
固定するTiやＢがＮ当量以上に添加されているため、主
に脱酸を十分ならしめるためにのみ添加されればよい。
かように脱酸を十分ならしめるためには0.001 wt％以上
含有するように添加する必要がある。但し、0.01wt％以
上の含有はAl2O3 のような介在物を増大させ、固溶Alが
粒成長性を阻害し、加工性を劣化させてしまう。したが
って、この発明でのAl含有量は、粒成長性を著しく向上
させて深絞り性を向上させるための範囲として0.001 〜
0.01wt％未満とした。好ましい範囲は0.003 〜0.01wt％
である。
【００２１】〔Ｎ：0.0001〜0.0050wt％〕 固溶Ｎは、Ｎ時効を引き起こし材質を劣化させてしまう
ことから、可能な限り低減させておかなければならない
成分であるが、この発明ではセメンタイトの析出核とし
てTiN も利用するものであり、0.0001wt％未満ではその
効果が期待できず、また、0.0050wt％を超えると固溶Ｎ
の固定のためにTiを多量に添加させなければならなくな
り、溶鋼コストを上昇させてしまうことから、0.0001〜
0.0050wt％の範囲とした。好ましい範囲としては、0.00
01〜0.0030wt％である。
【００２２】〔Ｂ：0.0001〜0.0050wt％〕 Ｂの添加量を0.0001〜0.0050wt％とした理由は、連続焼
鈍の冷却過程で固溶ＢをＢ系析出物（Fe2B、Fe3(C,B)、
Fe23(C,B)6）とし、更にこれをFe3Cの析出核とするため
には少なくとも0.0001wt％以上のＢの含有が必要である
からであり、また、0.0050wt％を超える含有は固溶Ｂが
材質劣化を引き起こすからである。そのため、Ｂの添加
量は0.0001〜0.0050wt％とした。好ましくは、0.003 〜
0.005 wt％あるいはＢ／Ｎの比が1.0 以上、より好適に
は：1.5 超〜3.0 になる比である。この範囲でＢによる
セメンタイトの析出効果がより促進されるからである。
【００２３】 〔Ti：0.001 wt％以上でかつTi(%) ／〔 1.5×Ｓ(%) ＋
3.4×Ｎ(%) 〕≦1.0 〕 Tiは、炭窒化物、硫化物を形成する成分であり、この発
明ではＮ時効の原因になる固溶Ｎを固定し、かつセメン
タイトの析出サイト化するためには、0.001 wt％以上の
含有が必要である。また、Ti量が少ない場合にはＳがMn
とMnS を形成してしまい、成形性を劣化させる。そのた
め、なるべく析出させないようにするために、Tiを所定
量添加する必要がある。この観点からはTi量はTi(%) ／
〔 1.5×Ｓ(%) ＋ 3.4×Ｎ(%) 〕≦1.0 の関係を満足さ
せる必要がある。かくしてＳはTiと優先的に結合してTi
S を形成する。このTiS はMnS に比べて粒状であり、フ
ランジ性を劣化させない。更に、Ti(%) ／〔 1.5×Ｓ
(%) ＋ 3.4×Ｎ(%) 〕＞1.0を超えるようなTi添加量で
は、微細なTiC が析出してしまい、著しく加工性が劣化
してしまうため、この発明ではTi量を0.001 wt％以上で
かつTi(%) ／〔 1.5×Ｓ(%) ＋ 3.4×Ｎ(%) 〕≦1.0 の
範囲とした。つまり、この発明では、Ｃを完全に固定す
るほど多量の添加は不要である。好ましい範囲は、0.00
1 以上でかつTi(%) ／〔 1.5×Ｓ(%) ＋ 3.4×Ｎ(%) 〕
≦0.8 である。
【００２４】すなわち、この発明の冷延鋼板用熱延鋼帯
は、 (1) 低Alとすることで粒成長性の良い素地を形成する、 (2) ＮをTiでのみ完全に固定する、 (3) 更に熱延鋼帯の段階及び冷延焼鈍時の冷却過程でTi
N や固溶ＢをＢ系析出物（Fe2B、Fe3(C,B)、Fe23(C,
B)6）としてこれらをFe3Cの析出核とすることによっ
て、はじめて冷延焼鈍板において良好な深絞り性が得ら
れるものであり、上記(1) 〜(3) の要素と成分範囲のい
ずれかが欠けても優れた延性、深絞り性は得られない。
なお、その他、Nb、ZrやＶなど主に炭化物を形成するよ
うな成分の添加は微細析出物を増加させ、加工性を劣化
させることから好ましくない。
【００２５】この発明の冷延鋼板を得るための熱延鋼帯
としては、上述した成分組成に加えて、さらに断面の組
織が、パーライト中を除くセメンタイトの形状につい
て、後述する式により求められる形状パラメータＳ：1.
0 〜5.0 を満足するものである。
【００２６】以下、かかる熱延鋼帯の組織を限定するに
至った実験について説明する。 〈実験II〉 表２に示す成分組成になる厚み30mmのシートバーを1050
℃に加熱し、３パスで仕上温度 850〜770 ℃、仕上板厚
3.2 mmとなるように熱延し、600 ℃で１時間の巻取相当
処理を行った後、 550℃まで炉冷(2.0℃／min 以下) で
冷却し、その後空冷で室温まで冷却した。酸洗後、板厚
0.8 mmの冷延板とし、次いで加熱速度６℃/sで800 ℃に
加熱して30s 保持後、400 ℃まで冷却速度30℃/sで冷却
し、400℃で保持時間150 s 、引き続く室温までの冷却
を冷却速度６℃/sとする連続焼鈍型熱処理を行った。そ
の後、圧下率0.8 ％の調質圧延を施した。
【００２７】
【表２】
【００２８】これらの鋼板の圧延方向に対して、０°、
45°及び90°方向からJIS 5 号引張試験片を採取し、ｒ
値の平均値及びA.I.を求めた。なお、YS, TS, Elは０°
方向のみの機械的特性を求め、又、ｒ値の平均値は、次
式により求めた。 ｒ値の平均値＝（Ｘ0 ＋２Ｘ45＋Ｘ90）／４ ここに、Ｘ0 ：圧延方向に対して０°方向の特性値 Ｘ45：圧延方向に対して45°方向の特性値 Ｘ90：圧延方向に対して90°方向の特性値 また、熱延鋼帯のセメンタイトの形状パラメータＳを、
熱延鋼帯断面を倍率1000倍のＳＥＭで観察し、画像解析
装置にて析出物の長辺、短辺を測定することにより次式
により求めた。
【数３】
【００２９】熱延鋼帯のセメンタイトの形状パラメータ
Ｓと、冷延焼鈍板の伸び、ｒ値、及びA.I.値との関係を
図２に示す。図２より、この発明の成分系（低Al、Tiと
Ｂの複合添加鋼）は、形状パラメータＳが5.0 以下の範
囲で著しく向上し、またＳをより小さくするためには、
FDTを低く、巻取りから 500℃までの冷却速度を遅くす
ることが有利であることが判明した。従来の成分系、す
なわち、TiとＢのいずれか一方又は両方が欠けても、ま
た、Al量が高い場合には、この発明のような形状パラメ
ータＳが1.0 〜5.0 のようなセメンタイトが得られず、
この発明のように深絞り性が良好で、かつ耐時効性が良
好な低炭キルド冷延鋼板が得られないことが判明した。
【００３０】かくして、この発明における熱延鋼帯にお
いては、パーライト中を除いた炭化物の形状が上記式に
よる形状パラメータＳを1.0 〜5.0 の範囲とする。熱延
鋼帯の段階でＳ＞5.0 の長尺の炭化物が析出すると、冷
延後の焼鈍時にこの板状の炭化物の回りから深絞り性の
悪影響を及ぼす(110) 方位が多く生成してしまい、加工
性を低下させてしまうからである。一方、楕円あるいは
球状の炭化物、すなわちＳ≦5.0 の場合には、(110) 方
位の生成が抑制され、(111) 方位の生成及び成長が促進
されて深絞り性が向上するからである。なお、1.0 を下
限としたのは、いうまでもなく長辺と短辺との比が1.0
未満になることはないからである。
【００３１】この発明で所期する冷延鋼板を得るための
製造条件については特に規制しないが、スラブの加熱温
度は1150℃以下の低温に、仕上温度はAr3 変態点以上と
するのが伸び、ｒ値の良好な鋼板を製造するうえで好ま
しい。Ar3 変態点以下であっても、本発明成分系で、低
FDT 圧延と巻取後の冷却速度を遅くすることによっても
析出物の形態を制御でき、加工性、耐時効性の良好な鋼
板を製造することができる。
【００３２】また、スラブを一旦、室温まで冷却せずに
行う直送圧延や温片挿入、あるいは温間圧延や潤滑圧
延、シートバー接合による連続熱延など種々の圧延方法
を行ってもなんら問題はない。熱延後の巻取りは、加工
性の良好な鋼板を製造する上で550 〜750 ℃の温度範囲
で巻取るのが好ましい。なお、750 ℃以上の高温巻取り
はスケール生成量が増大し、酸洗性が悪化するので700
℃以下とするのが好ましい。更に、冷延条件は高圧下率
とするのが高ｒ値材を製造する上で有利であり、40％以
上より好ましくは60％以上とするのが良い。
【００３３】再結晶焼鈍は焼鈍方法として連続焼鈍を採
用するのが好ましい。すなわち、焼鈍前の洗浄設備や焼
鈍後の調質圧延設備を連続化することが可能である。そ
のため、ハンドリング費用を大幅に削減でき、かつ箱焼
鈍に比べて製造日数を大幅に削減することが可能だから
である。焼鈍温度としては再結晶温度〜900 ℃の温度範
囲で５分以下で保持するのが好ましい。再結晶温度未満
では加工歪が残る結果、高強度、低伸びの製品になって
しまい、成形加工を施すに際し割れが生じてしまうから
である。一方、900 ℃を超える温度では(111) 再結晶集
合組織がランダム化し、プレス成形を施した場合にプレ
ス割れを起こしやすくなってしまうからである。
【００３４】連続焼鈍の冷却過程では、加熱過程で固溶
したＣを析出させるために優位な温度域（350 〜450
℃）に比較的長い時間，滞留させる必要がある。また、
このような温度域でセメンタイトを析出させるには、少
なくとも20秒以上が必要である。しかしながら、200 秒
を超える時間の場合、設備を長大にするか、もしくはラ
イン速度を著しく低下させることを要するため、避けな
ければならない。かかる滞留処理は過時効処理設備の常
備されていない連続焼鈍設備であっても、その冷却域で
容易に行うことができることから、過時効処理設備がな
くても時効性の良好な冷延鋼板を得ることができる。な
お、10℃/s以上の急速冷却を施してから、300 〜400 ℃
で数分間保持することもできる。
【００３５】
【実施例】 表３ に示す組成になる厚み250 mmのスラブを
1000〜1200°に加熱した後、表４に示す製造条件、すな
わち、３パスの粗圧延でかつ最終パスの温度と圧下率を
種々に変化させて20mmのシートバーとし、７スタンドの
仕上圧延機で仕上温度が770 〜870 ℃、仕上板厚が2.8
mmになるように熱延を行った。引き続き、700 ℃以下の
温度で巻き取り（コイル内径、外径部のコイル幅方向両
エッヂと中央部の500 ℃まで冷却する時間を測定し、平
均冷却速度を求めた。) 、酸洗後、板厚0.7mmの冷延板
とした。その後、図３に示す過時効処理のないヒートサ
イクルの連続焼鈍炉で再結晶焼鈍を行い、圧下率0.8 ％
の調質圧延を施した。
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】これらの鋼板から圧延方向からJIS 5 号引
張試験片を採取し、機械的特性を調査した。その結果を
表４に併記する。なお、表４に示したｒ値は平均値であ
る。また、パラメータＳを算出するにあたって、熱延鋼
帯の幅方向、エッジ部、中心部からランダムにサンプル
を抽出し、その断面を倍率1000倍のＳＥＭで観察すると
ともに、画像解析装置にて析出物の長辺、短辺を測定し
た。その結果、この発明の化学組成とセメンタイト形状
を有する熱延鋼帯から出発する冷延鋼板は、伸び47％以
上、A.I.値29MPa 以下、ｒ値 1.6以上であり、加工性及
び耐時効性の良好な鋼板であることが明らかである。
【００３９】
【発明の効果】この発明の熱延鋼帯から得られた冷延鋼
板は、耐時効性が良好であるばかりでなく、低炭素鋼を
素材としていることから、極低炭素鋼に比べて素材その
ものが安価な上に、連続焼鈍設備の通板性を損なうこと
なく製造可能であり、ライン速度を高速化しやすく大量
生産が可能であることから、更なる製造コストの低減化
ができる。なお、この発明の熱延鋼帯は、冷延鋼板用途
として使用する例にとどまらず、そのまま熱延鋼板とし
て使用しても優れた加工性を有することには変わりがな
い。
【図面の簡単な説明】
【図１】 冷延鋼板の全伸び(El.) と時効指数(A.I.)と
の関係を示す図である。
【図２】 熱延鋼帯のセメンタイトの形状パラメータ
(Ｓ) と伸び(El.) 、ｒ値及びA.I.値との関係を示す図
である。
【図３】 実施例における再結晶焼鈍時のヒートサイク
ルを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平９−263877（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−247560（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (1)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 Ｃ：0.015 wt％超〜0.150 wt％、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.01〜1.50wt％、 Ｐ：0.10wt％以下、 Ｓ：0.003 〜0.050 wt％、 Al：0.001 〜0.01wt％未満、 Ｎ：0.0001〜0.0050wt％、 Ti：0.001 wt％以上かつ Ti(%) ／〔 1.5×Ｓ(%) ＋ 3.4×Ｎ(%) 〕≦1.0 、 Ｂ：0.0001〜0.0050wt％ を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなり、断面
    の組織が、パーライト中を除くセメンタイトの形状につ
    いて、下記(1) 式により求められる形状パラメータＳ：
    1.0 〜5.0 を満足することを特徴とする深絞り性と耐時
    効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯。 記 【数１】
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