JPH0137455B2 - - Google Patents
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- JPH0137455B2 JPH0137455B2 JP10366680A JP10366680A JPH0137455B2 JP H0137455 B2 JPH0137455 B2 JP H0137455B2 JP 10366680 A JP10366680 A JP 10366680A JP 10366680 A JP10366680 A JP 10366680A JP H0137455 B2 JPH0137455 B2 JP H0137455B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0436—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、成形性の極めて優れた非時効性溶融
亜鉛めつき鋼板とくに溶融亜鉛めつき処理後にお
いても、非時効性でかつ深絞り性および延性に富
む溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法に関するもので
ある。 自動車外板に使用される薄鋼板において、耐用
年数を延ばすべく、その上に表面処理を施した鋼
板の需要が増大している。かかる表面処理法とし
ては種々の方法が開発されているが、製造コスト
およびその特性から見て連続溶融亜鉛めつき法が
最適とされる。 ところで、自動車の外板や内板には高度のプレ
ス成形が施されることから、成形性に富むことも
要求され、従つて値が高く、伸びの大きな非時
効性溶融亜鉛めつき鋼板が必要となる。 （従来の技術） かような溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法として
は、(1)低炭素鋼冷延鋼板を通常の工程即ち、連続
焼鈍−連続めつきの工程でめつきを行なつた後、
過時効処理を行なつて非時効性とする方法（特公
昭49−1972号公報など）、(2)鋼板素材に、めつき
性を阻害しない程度の少量のTiに加えNbなどの
炭化物形成元素を添加して、鋼中Ｃを固定し、非
時効とするもの（特開昭53−35616号公報）など
がある。 （発明が解決しようとする問題点） しかしながら上記の方法ではいずれも、十分な
絞り性即ち伸びおよび値を与えるまでには到つ
ていない。 本発明は上記の問題を有利に解決するもので、
めつき処理後においても極めて高い値と高い伸
び値を呈し、かつ実質的に非時効という優れた深
絞り性を有するだけでなく、表面状にも優れた溶
融亜鉛めつき鋼板の有利な製造方法を提案するこ
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、Nbを添加した極低炭素鋼の
時効性、深絞り性におよぼす素材成分、熱間圧延
条件および冷間圧延後の連続焼鈍条件を詳細に検
討したところ、次のような新規な知見を得た。 １ Ｎに対しAlN当量の４倍以上で、かつ0.01％
以上のAlを含有する鋼においては、熱間圧延
における圧下率が90％以上、圧延速度70ｍ／分
以上、そして巻取温度600〜800℃で処理した熱
延板を冷延し、ついで連続焼鈍した場合には、
Ｃに対するNbの添加量はNbC当量の約1/3以
上であれば非時効性を示す。 ２ 上記熱延および焼鈍条件の場合には、NbC
当量より過剰のNbが0.02％以下において、伸
びは極大値を示して48％以上に達し、また値
は過剰Nbが0.02％以上の場合と同程度に高く
1.9以上を示す。 ３ 上記組成物の鋼板は、溶融亜鉛めつき性に優
れ、しかもかかるめつき処理後においても、上
記した諸特性の劣化は極めて小さい。この発明
は上記の知見に立脚するものである。すなわち
こ発明は、 Ｃ：0.008％以下、 Si：0.20％以下、 Mn：0.04〜0.30％、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.02％以下および Ｎ：0.01％以下、 を含み、さらに0.01〜0.10％でかつ少なくとも
Ｎ％の４倍のAlを、0.01〜0.07％でかつ（Ｃ％
×３）〜（Ｃ％×８＋0.02％）の範囲を満足す
るNbと共に含有し、残部実質的にFeの組成に
なる鋼片に、圧下率：90％以上、圧延速度：70
ｍ／min以上、そして仕上温度：830℃以上の
条件下に熱間圧延を施し、つで600〜800℃の温
度範囲で巻取つたのち、70〜90％の圧下率にて
冷間圧延を施し、ついで700〜900℃の温度範囲
で10秒〜５分間の焼鈍後、溶融亜鉛めつき浴の
浴温を下回らない温度まで冷却し、引続き溶融
亜鉛めつき処理を連続して施すことを特徴とす
る成形性の極めて優れた非時効性溶融亜鉛めつ
き鋼板の製造方法である。 以下本発明を由来するに至つた実験データにつ
いて詳細に説明する。 第１表に示すＣとNbとの含有量を変化させて
溶製した鋼スラブを、圧下率90％、最低圧延速度
70ｍ／min、仕上温度870℃、巻取温度680℃の条
件下で熱間圧延した後、圧下率80％で冷間圧延し
て得た最終板厚の冷延板に対し、連続焼鈍によつ
て830℃、40secの焼鈍を施したときの特性値
（AI値、El値、値）におよぼすパラメータα≡
Nb（％）／Ｃ（％）およびパラメータβ≡Nb（％）
−8C（％）の関係を第１および２図に示す。
亜鉛めつき鋼板とくに溶融亜鉛めつき処理後にお
いても、非時効性でかつ深絞り性および延性に富
む溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法に関するもので
ある。 自動車外板に使用される薄鋼板において、耐用
年数を延ばすべく、その上に表面処理を施した鋼
板の需要が増大している。かかる表面処理法とし
ては種々の方法が開発されているが、製造コスト
およびその特性から見て連続溶融亜鉛めつき法が
最適とされる。 ところで、自動車の外板や内板には高度のプレ
ス成形が施されることから、成形性に富むことも
要求され、従つて値が高く、伸びの大きな非時
効性溶融亜鉛めつき鋼板が必要となる。 （従来の技術） かような溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法として
は、(1)低炭素鋼冷延鋼板を通常の工程即ち、連続
焼鈍−連続めつきの工程でめつきを行なつた後、
過時効処理を行なつて非時効性とする方法（特公
昭49−1972号公報など）、(2)鋼板素材に、めつき
性を阻害しない程度の少量のTiに加えNbなどの
炭化物形成元素を添加して、鋼中Ｃを固定し、非
時効とするもの（特開昭53−35616号公報）など
がある。 （発明が解決しようとする問題点） しかしながら上記の方法ではいずれも、十分な
絞り性即ち伸びおよび値を与えるまでには到つ
ていない。 本発明は上記の問題を有利に解決するもので、
めつき処理後においても極めて高い値と高い伸
び値を呈し、かつ実質的に非時効という優れた深
絞り性を有するだけでなく、表面状にも優れた溶
融亜鉛めつき鋼板の有利な製造方法を提案するこ
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、Nbを添加した極低炭素鋼の
時効性、深絞り性におよぼす素材成分、熱間圧延
条件および冷間圧延後の連続焼鈍条件を詳細に検
討したところ、次のような新規な知見を得た。 １ Ｎに対しAlN当量の４倍以上で、かつ0.01％
以上のAlを含有する鋼においては、熱間圧延
における圧下率が90％以上、圧延速度70ｍ／分
以上、そして巻取温度600〜800℃で処理した熱
延板を冷延し、ついで連続焼鈍した場合には、
Ｃに対するNbの添加量はNbC当量の約1/3以
上であれば非時効性を示す。 ２ 上記熱延および焼鈍条件の場合には、NbC
当量より過剰のNbが0.02％以下において、伸
びは極大値を示して48％以上に達し、また値
は過剰Nbが0.02％以上の場合と同程度に高く
1.9以上を示す。 ３ 上記組成物の鋼板は、溶融亜鉛めつき性に優
れ、しかもかかるめつき処理後においても、上
記した諸特性の劣化は極めて小さい。この発明
は上記の知見に立脚するものである。すなわち
こ発明は、 Ｃ：0.008％以下、 Si：0.20％以下、 Mn：0.04〜0.30％、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.02％以下および Ｎ：0.01％以下、 を含み、さらに0.01〜0.10％でかつ少なくとも
Ｎ％の４倍のAlを、0.01〜0.07％でかつ（Ｃ％
×３）〜（Ｃ％×８＋0.02％）の範囲を満足す
るNbと共に含有し、残部実質的にFeの組成に
なる鋼片に、圧下率：90％以上、圧延速度：70
ｍ／min以上、そして仕上温度：830℃以上の
条件下に熱間圧延を施し、つで600〜800℃の温
度範囲で巻取つたのち、70〜90％の圧下率にて
冷間圧延を施し、ついで700〜900℃の温度範囲
で10秒〜５分間の焼鈍後、溶融亜鉛めつき浴の
浴温を下回らない温度まで冷却し、引続き溶融
亜鉛めつき処理を連続して施すことを特徴とす
る成形性の極めて優れた非時効性溶融亜鉛めつ
き鋼板の製造方法である。 以下本発明を由来するに至つた実験データにつ
いて詳細に説明する。 第１表に示すＣとNbとの含有量を変化させて
溶製した鋼スラブを、圧下率90％、最低圧延速度
70ｍ／min、仕上温度870℃、巻取温度680℃の条
件下で熱間圧延した後、圧下率80％で冷間圧延し
て得た最終板厚の冷延板に対し、連続焼鈍によつ
て830℃、40secの焼鈍を施したときの特性値
（AI値、El値、値）におよぼすパラメータα≡
Nb（％）／Ｃ（％）およびパラメータβ≡Nb（％）
−8C（％）の関係を第１および２図に示す。
【表】
第１図からパラメータαが３以上において、
AI値即ち時効指数が１Kg／mm2を下回ると共に
値が1.9を上回り、実質的に非時効でかつ値の
高い鋼板が得られること、および第２図からEl値
（伸び）がパラメータβに従つて変化し、βが
0.02％以下の場合において十分高い値が得られる
ことがわかる。 かかる実験の繰返しにより、NbはＣ（％）に対
して３倍以上は必要であるが、β≡Nb（％）−８
×Ｃ（％）即ちＣと未結合のNb（％）は0.02％以
下とする必要があることが判明した。 なお上記範囲内において、Nbの含有量が0.03
〜0.06％の範囲内にありかつ６×Ｃ（％）〜８×
Ｃ（％）＋0.010％の範囲内にあることが全般的に
特性値のバランスからみて好適である。 Ｃは、0.008％を越えると値、伸びの著しい
低下を招くので、それ以下とする必要があり、な
かでもC0.006％のときが最も良い。 Alは、ＮをAlNとして固定するために0.01％以
上、かつＮ（％）の４倍以上添加することが必要
である。さもないと鋼中Ｎが鋼中Nbと結合する
ために鋼中にNbによつて固定されないＣが多量
に残り、AI値を十分低減できない結果を招く。
しかし0.1％以上のAIの添加は、鋼中にアルミナ
クラスターに起因する介在物を増加させ、表面疵
の原因となるので避けるべきである。 Ｎは、その含有量が多いとAlの含有量を高め
る必要が生じ、とくにＮが0.01％より多くなると
アルミナクラスターに起因した介在物の増加によ
つて表面疵が多くなるので、Ｎは0.01％以下にす
る必要がある。 Mnについては、通常の冷延鋼板に含有される
程度とすればよく、0.04〜030％にすればよい。 Siについては、多量に含有されるとめつき性を
著しく劣化させるので、0.20％以下にする必要が
ある。 その他の不純物Ｐ、Ｓ、Ｏなどについては、極
力低減させることが好まししいが、通常の冷延鋼
板に含まれる程度すなわち、それぞれ0.030％、
0.020％、0.008％以下程度であれば許容できる。 次に本発明の製造方法を工程順に具体的に説明
する。 鋼板素材の溶製に当つては常用されている何れ
かの方法を単独あるいは組合せて用いることがで
きる。しかしＣは溶鋼の段階で予め脱炭しておく
ことが必要であり、そのための手段としてRH
法、DH法などによる真空脱炭処理を施すことは
有利である。また純酸素底吹転炉法（Ｑ−BOP
法）を用いて直接極低炭素を溶製することを有利
である。さらに従来の造塊法あるいは連続鋳造法
の何れをも用いることができる。 連続鋳造によつて得られるスラブ、あるいは従
来の造塊法によつて製造される鋼塊を分塊して得
られるスラブは連続熱間圧延に供せられる。その
際スラブの加熱温度としては、NbCを鋼中に固
溶させるに必要な1150℃以上が確保されればよ
く、一般的な1150〜1300℃の温度範囲で十分であ
る。 さて、上記の範囲の温度に加熱したスラブに、
引続いて連続熱間圧延を施すが、本発明ではこの
連続熱間圧延における圧下率と圧延速度がとりわ
け重要である。すなわち圧下率は、スラブ粗圧延
を経て仕上圧延スタンド群を出るまでの全圧下率
が、90％以上、また圧延速度は、仕上スタンド群
の圧延速度が最低70ｍ／minより好ましくは80
ｍ／min以上の条件下に熱間圧延を行うことによ
つて非時効でかつ高値、高El値が得られること
が明らかにされたのである。 この理由については、まだ明確には解明されて
いないが、上記の如き高圧下率、高圧延速度の条
件下に熱間圧延を行うと、この熱延段階において
微細なたとえば1000A以下程度のNb（Ｃ，Ｎ）、
AlNおよびMnSなどの析出が促進され、これら
が析出サイトとなつてFexCyの如きの析出を助
長し、さらにその後の熱履歴によつてこれらが複
合した複合析出物が形成される結果、鋼中の固溶
Ｃが充分に低減され、かくして実質的に非時効で
かつ値が高くしかも伸びが向上するものと考え
られる。 そしてかようして得られた熱延板は、その後に
冷延、焼鈍を経てめつき処理を施したあとにおい
ても、値やEl値の劣化は極めて小さい。 この点、熱間圧延における全圧下率が90％より
小さい場合、あるいは圧延速度が70ｍ／minより
も遅い場合には、その後の処理条件をいかように
調製しても所期した効果は得られなかつた。 本発明によれば、熱延仕上温度は830℃以上と
する必要がある。というのはこの温度より低い仕
上温度を採用した場合には値、伸び、時効特性
が劣化するからである。 また巻取温度は600℃以上とする必要がある。
というのはこの温度より低い温度で巻取ると、
NbによるＣの固定またAlによるＮの固定が不十
分となり非時効性の鋼板を得ることができ難いか
らである。AI値、値、El値の点からみて、高
温の巻取温度、すなわち680〜750℃の範囲が有効
である。なお800℃以上とすると鋼中ＣおよびＮ
の固定が飽和に達する一方、スケールの生成が増
大するので好ましくない。この温度範囲内の巻取
温度とするためには仕上圧延後の水冷を弱めると
か、もしくは水冷を全く省略するなどの手段をと
ればよい。 このようにして得られた熱延コイルは、その後
常法に従つて酸化スケール酸洗してから冷延する
か、または冷延後酸洗又は研削によりスケールを
除去する。ここに冷延の際の圧下率が70％より少
ないと、所期した高値が得られず、一方90％を
超えると値は高くなるものの異方性が大きくな
るので、冷延圧下率は70〜90％より好ましくは75
〜85％とする必要がある。 ついで再結晶焼鈍と溶融亜鉛めつき処理を連続
して施すわけであるが、冷延板の連続溶融亜鉛め
つきつきラインにおいて行われるめつきの際の再
結晶焼鈍温度および時間はそれぞれ700〜900℃、
10秒〜５分間の条件下に行う必要があり、かかる
範囲の中で、目標とする材質に合わせて適切な条
件を選ぶことが肝要である。700℃より低いと再
結晶が難しく、降伏点が極度に高くなり、一方
900℃を超えるとNbCの固溶が起こり、非時効性
を確保することが難しい。なお700〜900℃の間で
は高温の方が強度は低くなるが、値および伸び
は大きくなり、なかでも780〜880℃で30〜90秒間
均熱することは特に好適である。 その後常法に従つて、すなわち通常500℃ない
しめつき浴温直上の温度まで冷却してから引続き
溶融亜鉛めつき、必要に応じて合金化処理を施せ
ば良く、そのときの冷却速度は特に規制されるこ
とはない。 また形状矯正のため２％以下、好ましくは１％
以下のスキンパス圧延をかけることは一向に差支
えない。 亜鉛めつきを施すことにより材質は、めつきし
ない場合に比べて幾分劣化する場合があるが、た
とえ劣化したとしてもその大きさは、値で0.1
〜0.2、El値で１〜３％程度にすぎない。 （実施例） 次に本発明の実施例について説明する。 (1) 製鋼・造塊 鋼、は純酸素上吹転炉（LD転炉）、鋼
は純酸素底吹転炉（Ｑ−BOP）で出鋼し、RH
脱ガス工程を経て第２表に示す組成の溶鋼を得
た。
AI値即ち時効指数が１Kg／mm2を下回ると共に
値が1.9を上回り、実質的に非時効でかつ値の
高い鋼板が得られること、および第２図からEl値
（伸び）がパラメータβに従つて変化し、βが
0.02％以下の場合において十分高い値が得られる
ことがわかる。 かかる実験の繰返しにより、NbはＣ（％）に対
して３倍以上は必要であるが、β≡Nb（％）−８
×Ｃ（％）即ちＣと未結合のNb（％）は0.02％以
下とする必要があることが判明した。 なお上記範囲内において、Nbの含有量が0.03
〜0.06％の範囲内にありかつ６×Ｃ（％）〜８×
Ｃ（％）＋0.010％の範囲内にあることが全般的に
特性値のバランスからみて好適である。 Ｃは、0.008％を越えると値、伸びの著しい
低下を招くので、それ以下とする必要があり、な
かでもC0.006％のときが最も良い。 Alは、ＮをAlNとして固定するために0.01％以
上、かつＮ（％）の４倍以上添加することが必要
である。さもないと鋼中Ｎが鋼中Nbと結合する
ために鋼中にNbによつて固定されないＣが多量
に残り、AI値を十分低減できない結果を招く。
しかし0.1％以上のAIの添加は、鋼中にアルミナ
クラスターに起因する介在物を増加させ、表面疵
の原因となるので避けるべきである。 Ｎは、その含有量が多いとAlの含有量を高め
る必要が生じ、とくにＮが0.01％より多くなると
アルミナクラスターに起因した介在物の増加によ
つて表面疵が多くなるので、Ｎは0.01％以下にす
る必要がある。 Mnについては、通常の冷延鋼板に含有される
程度とすればよく、0.04〜030％にすればよい。 Siについては、多量に含有されるとめつき性を
著しく劣化させるので、0.20％以下にする必要が
ある。 その他の不純物Ｐ、Ｓ、Ｏなどについては、極
力低減させることが好まししいが、通常の冷延鋼
板に含まれる程度すなわち、それぞれ0.030％、
0.020％、0.008％以下程度であれば許容できる。 次に本発明の製造方法を工程順に具体的に説明
する。 鋼板素材の溶製に当つては常用されている何れ
かの方法を単独あるいは組合せて用いることがで
きる。しかしＣは溶鋼の段階で予め脱炭しておく
ことが必要であり、そのための手段としてRH
法、DH法などによる真空脱炭処理を施すことは
有利である。また純酸素底吹転炉法（Ｑ−BOP
法）を用いて直接極低炭素を溶製することを有利
である。さらに従来の造塊法あるいは連続鋳造法
の何れをも用いることができる。 連続鋳造によつて得られるスラブ、あるいは従
来の造塊法によつて製造される鋼塊を分塊して得
られるスラブは連続熱間圧延に供せられる。その
際スラブの加熱温度としては、NbCを鋼中に固
溶させるに必要な1150℃以上が確保されればよ
く、一般的な1150〜1300℃の温度範囲で十分であ
る。 さて、上記の範囲の温度に加熱したスラブに、
引続いて連続熱間圧延を施すが、本発明ではこの
連続熱間圧延における圧下率と圧延速度がとりわ
け重要である。すなわち圧下率は、スラブ粗圧延
を経て仕上圧延スタンド群を出るまでの全圧下率
が、90％以上、また圧延速度は、仕上スタンド群
の圧延速度が最低70ｍ／minより好ましくは80
ｍ／min以上の条件下に熱間圧延を行うことによ
つて非時効でかつ高値、高El値が得られること
が明らかにされたのである。 この理由については、まだ明確には解明されて
いないが、上記の如き高圧下率、高圧延速度の条
件下に熱間圧延を行うと、この熱延段階において
微細なたとえば1000A以下程度のNb（Ｃ，Ｎ）、
AlNおよびMnSなどの析出が促進され、これら
が析出サイトとなつてFexCyの如きの析出を助
長し、さらにその後の熱履歴によつてこれらが複
合した複合析出物が形成される結果、鋼中の固溶
Ｃが充分に低減され、かくして実質的に非時効で
かつ値が高くしかも伸びが向上するものと考え
られる。 そしてかようして得られた熱延板は、その後に
冷延、焼鈍を経てめつき処理を施したあとにおい
ても、値やEl値の劣化は極めて小さい。 この点、熱間圧延における全圧下率が90％より
小さい場合、あるいは圧延速度が70ｍ／minより
も遅い場合には、その後の処理条件をいかように
調製しても所期した効果は得られなかつた。 本発明によれば、熱延仕上温度は830℃以上と
する必要がある。というのはこの温度より低い仕
上温度を採用した場合には値、伸び、時効特性
が劣化するからである。 また巻取温度は600℃以上とする必要がある。
というのはこの温度より低い温度で巻取ると、
NbによるＣの固定またAlによるＮの固定が不十
分となり非時効性の鋼板を得ることができ難いか
らである。AI値、値、El値の点からみて、高
温の巻取温度、すなわち680〜750℃の範囲が有効
である。なお800℃以上とすると鋼中ＣおよびＮ
の固定が飽和に達する一方、スケールの生成が増
大するので好ましくない。この温度範囲内の巻取
温度とするためには仕上圧延後の水冷を弱めると
か、もしくは水冷を全く省略するなどの手段をと
ればよい。 このようにして得られた熱延コイルは、その後
常法に従つて酸化スケール酸洗してから冷延する
か、または冷延後酸洗又は研削によりスケールを
除去する。ここに冷延の際の圧下率が70％より少
ないと、所期した高値が得られず、一方90％を
超えると値は高くなるものの異方性が大きくな
るので、冷延圧下率は70〜90％より好ましくは75
〜85％とする必要がある。 ついで再結晶焼鈍と溶融亜鉛めつき処理を連続
して施すわけであるが、冷延板の連続溶融亜鉛め
つきつきラインにおいて行われるめつきの際の再
結晶焼鈍温度および時間はそれぞれ700〜900℃、
10秒〜５分間の条件下に行う必要があり、かかる
範囲の中で、目標とする材質に合わせて適切な条
件を選ぶことが肝要である。700℃より低いと再
結晶が難しく、降伏点が極度に高くなり、一方
900℃を超えるとNbCの固溶が起こり、非時効性
を確保することが難しい。なお700〜900℃の間で
は高温の方が強度は低くなるが、値および伸び
は大きくなり、なかでも780〜880℃で30〜90秒間
均熱することは特に好適である。 その後常法に従つて、すなわち通常500℃ない
しめつき浴温直上の温度まで冷却してから引続き
溶融亜鉛めつき、必要に応じて合金化処理を施せ
ば良く、そのときの冷却速度は特に規制されるこ
とはない。 また形状矯正のため２％以下、好ましくは１％
以下のスキンパス圧延をかけることは一向に差支
えない。 亜鉛めつきを施すことにより材質は、めつきし
ない場合に比べて幾分劣化する場合があるが、た
とえ劣化したとしてもその大きさは、値で0.1
〜0.2、El値で１〜３％程度にすぎない。 （実施例） 次に本発明の実施例について説明する。 (1) 製鋼・造塊 鋼、は純酸素上吹転炉（LD転炉）、鋼
は純酸素底吹転炉（Ｑ−BOP）で出鋼し、RH
脱ガス工程を経て第２表に示す組成の溶鋼を得
た。
【表】
脱ガス処理時間は鋼125分、鋼23分、鋼
35分であつた。NbおよびAlは脱ガス処理終了
直前に添加した。 鋼、は造塊圧延により220mm厚のスラブ
とした。鋼は連続寿造により同じ厚みのスラ
ブとした。 (2) 熱間圧延 上記スラブを表面手入れ後、加熱炉で鋼、
：1280℃−35分、鋼：1300℃−30分（温度
はスラブ表面の測定値）の均熱保持を行なつ
た。引き続き４列の粗圧延機、７スタンドから
なる仕上圧延機にて連続圧延して3.2mm厚の熱
延鋼帯を得た。このとき仕上圧延においてシー
トバーから鋼帯とするときの圧下率は、鋼、
では92％、鋼では93％であつた。また仕上
圧延機各スタンドの圧延度（各ロール出側通板
速度にほぼ対応）は鋼、：第１スタンド98
ｍ／分、第７スタンド660ｍ／分、鋼：第１
スタンド103ｍ／分、第７スタンド745ｍ／分に
設定した。 いずれの場合も仕上圧延入側の温度は1030〜
1050℃、仕上温度は860〜920℃に制御した。巻
取温度は鋼：770℃、鋼：660℃、鋼：
710℃とした。 (3) 冷間圧延、焼鈍 熱延鋼帯を酸洗して冷間圧延により0.7mm厚
（圧下率：78％）あるいは0.8mm厚（圧下率：75
％）の冷延コイルとした。 再結晶焼鈍は連続溶融亜鉛めつきラインにて
下記の条件で行なつた。 鋼：830〜860℃、40sec均熱保持 鋼：780〜820℃、25sec均熱保持 鋼：860〜880℃、40sec均熱保持 その後いずれの鋼種とも、480℃まで冷却し
てから、めつき浴中に導いた。 なお約460℃のめつき浴までの冷却速度は３
〜５℃／secであり、鋼はめつき後580℃、
10secの合金化処理を行なつた。 めつきコイルを0.6〜0.7％スキンパスして製
品とした。製品の機械的性質を第３表に示す。
また、めつき性を第４表に示す。
35分であつた。NbおよびAlは脱ガス処理終了
直前に添加した。 鋼、は造塊圧延により220mm厚のスラブ
とした。鋼は連続寿造により同じ厚みのスラ
ブとした。 (2) 熱間圧延 上記スラブを表面手入れ後、加熱炉で鋼、
：1280℃−35分、鋼：1300℃−30分（温度
はスラブ表面の測定値）の均熱保持を行なつ
た。引き続き４列の粗圧延機、７スタンドから
なる仕上圧延機にて連続圧延して3.2mm厚の熱
延鋼帯を得た。このとき仕上圧延においてシー
トバーから鋼帯とするときの圧下率は、鋼、
では92％、鋼では93％であつた。また仕上
圧延機各スタンドの圧延度（各ロール出側通板
速度にほぼ対応）は鋼、：第１スタンド98
ｍ／分、第７スタンド660ｍ／分、鋼：第１
スタンド103ｍ／分、第７スタンド745ｍ／分に
設定した。 いずれの場合も仕上圧延入側の温度は1030〜
1050℃、仕上温度は860〜920℃に制御した。巻
取温度は鋼：770℃、鋼：660℃、鋼：
710℃とした。 (3) 冷間圧延、焼鈍 熱延鋼帯を酸洗して冷間圧延により0.7mm厚
（圧下率：78％）あるいは0.8mm厚（圧下率：75
％）の冷延コイルとした。 再結晶焼鈍は連続溶融亜鉛めつきラインにて
下記の条件で行なつた。 鋼：830〜860℃、40sec均熱保持 鋼：780〜820℃、25sec均熱保持 鋼：860〜880℃、40sec均熱保持 その後いずれの鋼種とも、480℃まで冷却し
てから、めつき浴中に導いた。 なお約460℃のめつき浴までの冷却速度は３
〜５℃／secであり、鋼はめつき後580℃、
10secの合金化処理を行なつた。 めつきコイルを0.6〜0.7％スキンパスして製
品とした。製品の機械的性質を第３表に示す。
また、めつき性を第４表に示す。
【表】
【表】
注） めつき性が良好とされている低炭
素リムド鋼と比較し、目視判定にて問
題のない場合に◎とした。
以上鋼、、により成形性に極めて優れ、
かつめつき性も良好な非時効性溶融亜鉛めつき鋼
板が得られることが判る。 （発明の効果） かくしてこの発明によればNb含有量を従来に
比べて低減できるのでコストの面で有利なだけで
なく、かような低Nbの下でしかもめつき処理後
においても、非時効でかつ高値を呈する上に、
すぐれた伸び特性をそなえる溶融亜鉛めつき鋼板
を得ることができる。
素リムド鋼と比較し、目視判定にて問
題のない場合に◎とした。
以上鋼、、により成形性に極めて優れ、
かつめつき性も良好な非時効性溶融亜鉛めつき鋼
板が得られることが判る。 （発明の効果） かくしてこの発明によればNb含有量を従来に
比べて低減できるのでコストの面で有利なだけで
なく、かような低Nbの下でしかもめつき処理後
においても、非時効でかつ高値を呈する上に、
すぐれた伸び特性をそなえる溶融亜鉛めつき鋼板
を得ることができる。
第１図は鋼板のパラメーターαとAI値ならび
に値との関係を示す図、第２図は鋼板のパラメ
ーターβとEl（％）との関係を示す図である。
に値との関係を示す図、第２図は鋼板のパラメ
ーターβとEl（％）との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.008％以下、 Si：0.20％以下、 Mn：0.04〜0.30％、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.02％以下および Ｎ：0.01％以下、 を含み、さらに0.01〜0.10％でかつ少なくともＮ
％の４倍のAlを、0.01〜0.07％でかつ（Ｃ％×
３）〜（Ｃ％×８＋0.02％）の範囲を満足する
Nbと共に含有し、残部実質的にFeの組成になる
鋼片に、圧下率：90％以上、圧延速度：70ｍ／
min以上、そして仕上温度：830℃以上の条件下
に熱間圧延を施し、ついで600〜800℃の温度範囲
で巻取つたのち、70〜90％の圧下率にて冷間圧延
を施し、ついで700〜900℃の温度範囲で10秒〜５
分間の焼鈍後、溶融亜鉛めつき浴の浴温を下回ら
ない温度まで冷却し、引続き溶融亜鉛めつき処理
を連続して施すことを特徴とする成形性の極めて
優れた非時効性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10366680A JPS5729555A (en) | 1980-07-30 | 1980-07-30 | Nonageing molten zinc plated steel plate with excellent moldability and preparation thereof |
| DE8181302325T DE3166285D1 (en) | 1980-05-31 | 1981-05-27 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
| EP81302325A EP0041354B2 (en) | 1980-05-31 | 1981-05-27 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
| US06/267,930 US4368084A (en) | 1980-05-31 | 1981-05-28 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
| CA000378519A CA1186602A (en) | 1980-05-31 | 1981-05-28 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10366680A JPS5729555A (en) | 1980-07-30 | 1980-07-30 | Nonageing molten zinc plated steel plate with excellent moldability and preparation thereof |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8452785A Division JPS6112858A (ja) | 1985-04-22 | 1985-04-22 | 成形性の極めて優れた非時効性溶融亜鉛めつき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5729555A JPS5729555A (en) | 1982-02-17 |
| JPH0137455B2 true JPH0137455B2 (ja) | 1989-08-07 |
Family
ID=14360103
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10366680A Granted JPS5729555A (en) | 1980-05-31 | 1980-07-30 | Nonageing molten zinc plated steel plate with excellent moldability and preparation thereof |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5729555A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6045689B2 (ja) * | 1982-02-19 | 1985-10-11 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59107029A (ja) * | 1982-12-08 | 1984-06-21 | Nippon Steel Corp | 良加工性溶融メツキ鋼板の製造法 |
| JPS60224758A (ja) * | 1984-04-20 | 1985-11-09 | Nippon Steel Corp | 加工性と表面処理特性の優れた鋼板 |
| JPS61110749A (ja) * | 1984-11-05 | 1986-05-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0670254B2 (ja) * | 1988-07-22 | 1994-09-07 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| CN109385502B (zh) * | 2018-11-08 | 2021-05-25 | 攀钢集团攀枝花钢钒有限公司 | 控制热轧酸洗汽车结构用钢成品卷边部起皮缺陷的方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5943976B2 (ja) * | 1980-05-31 | 1984-10-25 | 川崎製鉄株式会社 | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法 |
-
1980
- 1980-07-30 JP JP10366680A patent/JPS5729555A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5729555A (en) | 1982-02-17 |
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