JPH05306430A - 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法Info
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- JPH05306430A JPH05306430A JP4280120A JP28012092A JPH05306430A JP H05306430 A JPH05306430 A JP H05306430A JP 4280120 A JP4280120 A JP 4280120A JP 28012092 A JP28012092 A JP 28012092A JP H05306430 A JPH05306430 A JP H05306430A
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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
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 プレス成形性と耐時効性に優れた溶融めっき
用鋼板及びその製造方法の提供。 【構成】 Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．００
５〜０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ０．０
０５〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０％、So
l.Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．００３５％以
下、Ｏ０．００５０％以下、Ｎｂ０．０１５〜０．０３
６％を含有するとともに、０．０３０％以下のＴｉを含
有し、かつＮｂ＋Ｔｉ≦０．０６，Ｔｉ％≦３／４×Ｎ
％＋０．００５，Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０，Ｔｉ％／４８
≧Ｎ％／１４，なる関係を満足し、残りがＦｅからなる
キルド鋼であって、ランクフォード値が1.7 以上ある亜
鉛めっき用鋼板。上記成分のスラブを900 ℃以上の仕上
温度で熱間圧延し、650 ℃以上700 ℃以下で巻取り、次
いで脱スケール後冷間圧延する。
用鋼板及びその製造方法の提供。 【構成】 Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．００
５〜０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ０．０
０５〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０％、So
l.Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．００３５％以
下、Ｏ０．００５０％以下、Ｎｂ０．０１５〜０．０３
６％を含有するとともに、０．０３０％以下のＴｉを含
有し、かつＮｂ＋Ｔｉ≦０．０６，Ｔｉ％≦３／４×Ｎ
％＋０．００５，Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０，Ｔｉ％／４８
≧Ｎ％／１４，なる関係を満足し、残りがＦｅからなる
キルド鋼であって、ランクフォード値が1.7 以上ある亜
鉛めっき用鋼板。上記成分のスラブを900 ℃以上の仕上
温度で熱間圧延し、650 ℃以上700 ℃以下で巻取り、次
いで脱スケール後冷間圧延する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、プレス成形性に優れた
冷延鋼板であり、特に溶融亜鉛めっき鋼板として深絞り
用に適する鋼板とその製造方法に関するものである。
冷延鋼板であり、特に溶融亜鉛めっき鋼板として深絞り
用に適する鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の塩害による腐食に対処す
るため、めっき鋼板が使用されている。かかる用途のめ
っき鋼板としては、溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が比較的安価で、かつ耐食性に優れ
ていることから使用されている場合が多い。ところで、
このような用途の表面品質の優れた溶融亜鉛めっき鋼板
は、焼鈍を兼ねた連続亜鉛めっきライン（以下ＣＧＬと
略称する）で製造されるが、ＣＧＬは短時間焼鈍である
ため通常の鋼種をＣＧＬだけで処理した鋼板はランクフ
ォード値（ｒ値）で代表される絞り性が悪く、また固溶
Ｃが多いため時効劣化が大きいという２つの欠点を持っ
ている。この自動車用鋼板としての致命的な欠点を補う
ため、箱型焼鈍炉で前焼鈍した鋼板を用いることや、Ｃ
ＧＬ通板後さらに箱型焼鈍炉で過時効処理を施すことも
行われている。しかし、これらの方法は言うまでもなく
コストが高くなり、好ましい方法とは言えない。他の方
法として極低炭素鋼にＴｉを添加してＣをＴｉＣとして
固定し、固溶Ｃをなくして時効性とｒ値の優れた亜鉛め
っき鋼板を造ることが知られている。しかしながら、こ
のＴｉ添加鋼には２つの大きな欠点がある。それは再結
晶温度が高いことと、表面欠陥が多いことである。これ
らの欠点は、結果として焼鈍炉の燃料コストと、片面亜
鉛めっき鋼板での歩留りを低下させるのでやはり最善の
方法とは言えない。最近、このＴｉ添加鋼に代るものと
して極低炭素鋼にＮｂを添加する方法も発表されてい
る。しかし、このＮｂ添加鋼を検討したところ、Ｔｉ添
加鋼ほどではないが、(i) 再結晶温度が高く、特にｒ値
を高めるには焼鈍温度を高くする必要があること、(ii)
伸びを良くするために熱延で高温巻取りする必要がある
が、巻取温度が６８０℃以上になると熱延板に部分的に
粗大粒が発生し、その部分の材質特に伸びとｒ値が悪く
なること、(iii) 巻取温度を低くすると熱延コイルの頭
部と尾部は巻取り後の冷却が速いため、ＡｌＮとＮｂＣ
の熱延での析出が充分でなく、そのためＣＧＬ後の製品
コイル内での材質のバラツキが大きいこと、などの欠点
が判明した。Ｎｂ添加鋼におけるこれらの問題点は、成
分特にＮｂとＣ量の微妙な違いと、熱延の操業条件によ
って大きく変化し、ＣＧＬ後の製品の材質変動を大きく
する。亜鉛めっき製品は再焼鈍して再生することが出来
ないので、歩留りの低下による損失は大きい。
るため、めっき鋼板が使用されている。かかる用途のめ
っき鋼板としては、溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が比較的安価で、かつ耐食性に優れ
ていることから使用されている場合が多い。ところで、
このような用途の表面品質の優れた溶融亜鉛めっき鋼板
は、焼鈍を兼ねた連続亜鉛めっきライン（以下ＣＧＬと
略称する）で製造されるが、ＣＧＬは短時間焼鈍である
ため通常の鋼種をＣＧＬだけで処理した鋼板はランクフ
ォード値（ｒ値）で代表される絞り性が悪く、また固溶
Ｃが多いため時効劣化が大きいという２つの欠点を持っ
ている。この自動車用鋼板としての致命的な欠点を補う
ため、箱型焼鈍炉で前焼鈍した鋼板を用いることや、Ｃ
ＧＬ通板後さらに箱型焼鈍炉で過時効処理を施すことも
行われている。しかし、これらの方法は言うまでもなく
コストが高くなり、好ましい方法とは言えない。他の方
法として極低炭素鋼にＴｉを添加してＣをＴｉＣとして
固定し、固溶Ｃをなくして時効性とｒ値の優れた亜鉛め
っき鋼板を造ることが知られている。しかしながら、こ
のＴｉ添加鋼には２つの大きな欠点がある。それは再結
晶温度が高いことと、表面欠陥が多いことである。これ
らの欠点は、結果として焼鈍炉の燃料コストと、片面亜
鉛めっき鋼板での歩留りを低下させるのでやはり最善の
方法とは言えない。最近、このＴｉ添加鋼に代るものと
して極低炭素鋼にＮｂを添加する方法も発表されてい
る。しかし、このＮｂ添加鋼を検討したところ、Ｔｉ添
加鋼ほどではないが、(i) 再結晶温度が高く、特にｒ値
を高めるには焼鈍温度を高くする必要があること、(ii)
伸びを良くするために熱延で高温巻取りする必要がある
が、巻取温度が６８０℃以上になると熱延板に部分的に
粗大粒が発生し、その部分の材質特に伸びとｒ値が悪く
なること、(iii) 巻取温度を低くすると熱延コイルの頭
部と尾部は巻取り後の冷却が速いため、ＡｌＮとＮｂＣ
の熱延での析出が充分でなく、そのためＣＧＬ後の製品
コイル内での材質のバラツキが大きいこと、などの欠点
が判明した。Ｎｂ添加鋼におけるこれらの問題点は、成
分特にＮｂとＣ量の微妙な違いと、熱延の操業条件によ
って大きく変化し、ＣＧＬ後の製品の材質変動を大きく
する。亜鉛めっき製品は再焼鈍して再生することが出来
ないので、歩留りの低下による損失は大きい。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】そこで、発明者らは、
Ｔｉ添加鋼とＮｂ添加鋼の欠点を除去するため、まずこ
れらの鋼の再結晶温度が高くなる原因を調査した。それ
によって判明したことの要点を述べると、再結晶時点で （Ｉ）ＴｉＣ、ＮｂＣ及びＡｌＮの析出物の絶対量が多
いほど再結晶温度は高くなる。 （II）ＴｉＣ、ＮｂＣ及びＡｌＮの析出物の量が同程度
であれば微細な析出物の割合が多いほど再結晶温度が高
くなる。 (III) ＴｉＮは再結晶温度に殆ど影響を与えない。の３
点である。 次に、熱延でのコイル内における析出物状態と結晶粒、
及びそれらのサンプルを冷圧し、短時間焼鈍してその材
質を調査した結果は （IV）熱延巻取温度が高いほどＴｉＣ，ＮｂＣ及びＡｌ
Ｎの析出物は大きくなる。 （Ｖ）Ｔｉ添加鋼ではＮの全部がＴｉＮとなっており、
ＡｌＮは殆ど観察されない。 （VI）Ｔｉ添加鋼においてはＴｉＣは６５０℃以上、Ｎ
ｂ添加鋼においてはＮｂＣとＡｌＮは６８０℃以上の巻
取温度で大きな析出物となっている割合が増える。 （VII)熱延コイルの外周と内周の約５巻までの部分の析
出物は小さく、冷延後の焼鈍時の再結晶温度は内側より
約５０℃高い。 （VIII）Ｎｂ添加鋼では熱延コイルの内周から１／４〜
１／３の部分に粗大粒が発生する場合があり、粗大粒の
発生したコイルはＳ，Ｎｂ，Ｎが低いことが多い。 以上のことから、Ｎｂ添加鋼において再結晶温度を下げ
るためにはＮｂ，Ｃの絶対量を下げる必要があるが、Ａ
ｌＮを粗大に析出させるためには高温巻取を行う必要が
あり、そのため粗大粒の発生とコイル内の材質の変動が
大きくなり、好ましくないことが判った。そこで、発明
者らは、Ｎの固定をＡｌに分担させず、熱延の仕上圧延
以前に析出させることにより、コイル内の材質の変動を
小さくする方法を考え、種々の元素を予備実験に基づき
検討し、コストを検討した結果、Ｎｂ添加鋼にＴｉを添
加することが好ましいことを知った。
Ｔｉ添加鋼とＮｂ添加鋼の欠点を除去するため、まずこ
れらの鋼の再結晶温度が高くなる原因を調査した。それ
によって判明したことの要点を述べると、再結晶時点で （Ｉ）ＴｉＣ、ＮｂＣ及びＡｌＮの析出物の絶対量が多
いほど再結晶温度は高くなる。 （II）ＴｉＣ、ＮｂＣ及びＡｌＮの析出物の量が同程度
であれば微細な析出物の割合が多いほど再結晶温度が高
くなる。 (III) ＴｉＮは再結晶温度に殆ど影響を与えない。の３
点である。 次に、熱延でのコイル内における析出物状態と結晶粒、
及びそれらのサンプルを冷圧し、短時間焼鈍してその材
質を調査した結果は （IV）熱延巻取温度が高いほどＴｉＣ，ＮｂＣ及びＡｌ
Ｎの析出物は大きくなる。 （Ｖ）Ｔｉ添加鋼ではＮの全部がＴｉＮとなっており、
ＡｌＮは殆ど観察されない。 （VI）Ｔｉ添加鋼においてはＴｉＣは６５０℃以上、Ｎ
ｂ添加鋼においてはＮｂＣとＡｌＮは６８０℃以上の巻
取温度で大きな析出物となっている割合が増える。 （VII)熱延コイルの外周と内周の約５巻までの部分の析
出物は小さく、冷延後の焼鈍時の再結晶温度は内側より
約５０℃高い。 （VIII）Ｎｂ添加鋼では熱延コイルの内周から１／４〜
１／３の部分に粗大粒が発生する場合があり、粗大粒の
発生したコイルはＳ，Ｎｂ，Ｎが低いことが多い。 以上のことから、Ｎｂ添加鋼において再結晶温度を下げ
るためにはＮｂ，Ｃの絶対量を下げる必要があるが、Ａ
ｌＮを粗大に析出させるためには高温巻取を行う必要が
あり、そのため粗大粒の発生とコイル内の材質の変動が
大きくなり、好ましくないことが判った。そこで、発明
者らは、Ｎの固定をＡｌに分担させず、熱延の仕上圧延
以前に析出させることにより、コイル内の材質の変動を
小さくする方法を考え、種々の元素を予備実験に基づき
検討し、コストを検討した結果、Ｎｂ添加鋼にＴｉを添
加することが好ましいことを知った。
【０００４】本発明は、上記の知見にもとづいてなされ
たものであって、鋼の成分組成及び製造条件を限定する
ことにより、プレス成形性と耐時効性に優れた溶融めっ
き用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。なお、本発明での亜鉛めっき鋼板の製造
法の主体は、ＣＧＬ（連続焼鈍と溶融亜鉛めっきとを兼
ねた製造ライン）において一回の工程で製造することに
あるが、製品の板厚が非常に薄く、ＣＧＬの装置上の理
由から高温焼鈍により製品が形状不良や破断を起こす恐
れのある場合は、前焼鈍（箱焼鈍又は他の連続焼鈍）を
行い、ＣＧＬにおいては亜鉛の浴温前後の低温の焼鈍を
行なって亜鉛めっき鋼板とする場合も含んでいる。
たものであって、鋼の成分組成及び製造条件を限定する
ことにより、プレス成形性と耐時効性に優れた溶融めっ
き用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。なお、本発明での亜鉛めっき鋼板の製造
法の主体は、ＣＧＬ（連続焼鈍と溶融亜鉛めっきとを兼
ねた製造ライン）において一回の工程で製造することに
あるが、製品の板厚が非常に薄く、ＣＧＬの装置上の理
由から高温焼鈍により製品が形状不良や破断を起こす恐
れのある場合は、前焼鈍（箱焼鈍又は他の連続焼鈍）を
行い、ＣＧＬにおいては亜鉛の浴温前後の低温の焼鈍を
行なって亜鉛めっき鋼板とする場合も含んでいる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．００５〜
０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ０．００５
〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０％、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．００３５％
以下Ｏ０．００５０％以下、Ｎｂ０．０１５〜０．０３
６％を含有するとともに、０．０３０％以下のＴｉを含
有し、かつ Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０６ Ｔｉ％≦３／４×Ｎ％＋０．００５ Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０ Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４ なる関係を満足し、残りがＦｅ及び不可避不純物からな
るキルド鋼であって、ランクフォード値が１．７以上あ
る亜鉛めっき用鋼板である。
ろは、Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．００５〜
０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ０．００５
〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０％、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．００３５％
以下Ｏ０．００５０％以下、Ｎｂ０．０１５〜０．０３
６％を含有するとともに、０．０３０％以下のＴｉを含
有し、かつ Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０６ Ｔｉ％≦３／４×Ｎ％＋０．００５ Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０ Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４ なる関係を満足し、残りがＦｅ及び不可避不純物からな
るキルド鋼であって、ランクフォード値が１．７以上あ
る亜鉛めっき用鋼板である。
【０００６】また上記成分の鋼を転炉と脱ガス装置を用
いて溶解し、連続鋳造もしくは通常の手段でスラブと
し、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、６５０℃以
上７００℃以下で巻取り、次いでその熱延板を脱スケー
ル後冷間圧延し、次式 Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上の鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］を満足する温度で箱型焼鈍もし
くは連続焼鈍することを特徴とするランクフォード値
１．７以上の亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
いて溶解し、連続鋳造もしくは通常の手段でスラブと
し、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、６５０℃以
上７００℃以下で巻取り、次いでその熱延板を脱スケー
ル後冷間圧延し、次式 Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上の鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］を満足する温度で箱型焼鈍もし
くは連続焼鈍することを特徴とするランクフォード値
１．７以上の亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００７】さらに上記鋼板を上記方法で製造する際、
連続鋳造もしくは通常の手段でスラブとした後、１００
０℃以上１１５０℃以下に再加熱し、次いで９００℃以
上の仕上げ温度で熱間圧延し、以下上記と同様方法で製
造する。
連続鋳造もしくは通常の手段でスラブとした後、１００
０℃以上１１５０℃以下に再加熱し、次いで９００℃以
上の仕上げ温度で熱間圧延し、以下上記と同様方法で製
造する。
【０００８】
【作用】まず、鋼種をキルド鋼としたのは、脱ガス装置
において極低Ｃとするための脱ガス反応で溶鋼中のＯ濃
度が高くなり、そのまま合金元素を添加すると、添加す
るＮｂ，Ｔｉ等の歩留りが悪くなり、そのため組成の制
御が困難となり、且つ鋼中介在物が増加するからであ
る。Ｃは、本発明の目的においては少ない方が良いが、
現状の製鋼技術においては０．００１％未満にするには
耐火物や保温材からの混入が避けられず、従ってコスト
の著しい上昇を招くため下限を０．００１％とした。又
前述した様にＣをＮｂで固定するため、Ｃに比例しＮｂ
の添加量が増し、それとともに再結晶温度が高くなり、
両者共コスト増につながるので、これらの効果を考慮し
てＣの上限を０．００５％とした。Ｓｉは、強度が低い
場合は添加しないが、高強度鋼板とする場合、目的に応
じて添加する。Ｓｉの下限値は現状の製鋼法で製造コス
トを上げずに得られる下限が０．００５％であることか
らこれを下限とした。また上限値は亜鉛の密着性の劣化
とｒ値の低下から制限される。図１はこれらの関係を示
す（但し、材料鋼の成分及び製造条件はＣ０．００２
％、Ｍｎ０．１４％、Ｎｂ０．０２８％、Ｔｉ０．０１
２％、焼鈍８２０℃×６０秒、亜鉛浴温：４６６℃）
が、ｒ値が１．７以上と、密着性の評点が４以上を得る
ため上限を０．５％とした。Ｍｎは、本発明において絞
り性には寄与せず、製鋼作業として特に添加しなくても
良い範囲で良い。コスト上の観点から下限を０．０６％
とし、上限を０．２５％とした。しかし、後述するＳ％
との関連で０．１８〜０．２５％とすることがコスト上
最も好ましい。Ｐは、Ｓｉと同様に鋼板の強度を上げる
ために添加するが、軟質板の製造では少ない方が好まし
い。下限値は原料に起因し、通常の製鋼作業ではこれ以
上下げることのできない値として０．００５％と決め
た。ＮｂやＴｉの単独添加鋼では、Ｐをさらに添加する
とＰ量とともにｒ値が低下する傾向が認められるが、Ｎ
ｂ添加鋼にＴｉを添加すると、Ｐが多くてもｒ値は殆ど
低下しない。又、Ｐは０．１８％までは亜鉛の密着性を
悪くさせないけれども０．１００％を超えて添加されて
いる鋼は合金化処理時に「焼ムラ」と呼ばれる合金層の
不均一性ができるので上限を０．１００％とした。な
お、この鋼を箱型焼鈍炉で焼鈍する場合は、Ｐの添加量
を０．０８％以下にしなければならない。その理由は焼
鈍後の冷却速度が遅いため、Ｐが粒界に偏析し延性が低
下するからである。Ｓは、本発明鋼では絞り性や亜鉛め
っき性に影響を与えないので、製鋼段階で容易に脱Ｓで
きる０．００１％を下限とした、Ｓ％が０．０２０％を
越えるとＭｎが０．２５％でＭｎ／Ｓが１２．５以下と
なり、熱延での脆化に起因する表面疵が増加するので上
限を０．０２０％とした。Ｓｏｌ．Ａｌは、脱ガス精錬
後、Ｎｂ及びＴｉを添加する前にＡｌで鋼中Ｏを脱酸す
ることによって、それらの添加元素の歩留りが一定とな
り、正確に添加量が制御できる。下限を０．０１０％と
したのは、これ未満ではＮｂ及びＴｉが「ばらつく」た
めであり、上限を０．０６０％としたのは、これを越え
るとＴｉＮよりもＡｌＮの微細な析出物が出てきて再結
晶温度が高くなるためである。Ｎは少ない方が好まし
い、その理由はＴｉの添加量が少なくてすみ、コスト的
にも有利であるばかりではなく、析出する窒化物も少な
くなり、再結晶温度、粒成長、表面欠陥など総ての点で
好ましいからである。上限値を０．００３５％としたの
は、主として表面欠陥の理由からであり、Ｎがこの値を
越えると後述するように添加するＴｉの添加量が増し、
表面欠陥が増加することと、Ｎｂの添加量に対する制約
が厳しくなるためである。Ｏは、０．００５０％を越え
ると鋼中介在物が増加し、鋼板の加工性が低下すること
と、ＮｂやＴｉの添加量と材質の相関が乱れるために、
これを上限とした。Ｎｂは、後述するようにＣ量によっ
てその必要添加量が決められるが、下限値の０．０１５
％未満ではＣの固定が不充分でｒ値の向上が望めない。
その理由はＴｉ，Ａｌ等が添加されていても、少量のＮ
ｂがＮとも結合するためと推定される。上限値の０．０
３６％を越えると再結晶温度が高くなる傾向が認められ
る。その理由はＮｂＣの量が多くなるためで、Ｃが少な
いとＴｉが添加されていてもＮｂ（Ｃ＋Ｎ）のようにＮ
にも結び付きＮｂの析出物が増加するためと推定され
る。Ｔｉは、コスト的に少ない方が好ましいが、上限値
を０．０３０％としたのはＴｉＣが生成するのを防止す
るためである。後述するＴｉとＮの関係式が成立するの
はＴｉが０．０３０％以下の場合で、これを越えるとＴ
ｉＣが生成しやすく、鋼の再結晶温度が高くなる傾向が
ある。
において極低Ｃとするための脱ガス反応で溶鋼中のＯ濃
度が高くなり、そのまま合金元素を添加すると、添加す
るＮｂ，Ｔｉ等の歩留りが悪くなり、そのため組成の制
御が困難となり、且つ鋼中介在物が増加するからであ
る。Ｃは、本発明の目的においては少ない方が良いが、
現状の製鋼技術においては０．００１％未満にするには
耐火物や保温材からの混入が避けられず、従ってコスト
の著しい上昇を招くため下限を０．００１％とした。又
前述した様にＣをＮｂで固定するため、Ｃに比例しＮｂ
の添加量が増し、それとともに再結晶温度が高くなり、
両者共コスト増につながるので、これらの効果を考慮し
てＣの上限を０．００５％とした。Ｓｉは、強度が低い
場合は添加しないが、高強度鋼板とする場合、目的に応
じて添加する。Ｓｉの下限値は現状の製鋼法で製造コス
トを上げずに得られる下限が０．００５％であることか
らこれを下限とした。また上限値は亜鉛の密着性の劣化
とｒ値の低下から制限される。図１はこれらの関係を示
す（但し、材料鋼の成分及び製造条件はＣ０．００２
％、Ｍｎ０．１４％、Ｎｂ０．０２８％、Ｔｉ０．０１
２％、焼鈍８２０℃×６０秒、亜鉛浴温：４６６℃）
が、ｒ値が１．７以上と、密着性の評点が４以上を得る
ため上限を０．５％とした。Ｍｎは、本発明において絞
り性には寄与せず、製鋼作業として特に添加しなくても
良い範囲で良い。コスト上の観点から下限を０．０６％
とし、上限を０．２５％とした。しかし、後述するＳ％
との関連で０．１８〜０．２５％とすることがコスト上
最も好ましい。Ｐは、Ｓｉと同様に鋼板の強度を上げる
ために添加するが、軟質板の製造では少ない方が好まし
い。下限値は原料に起因し、通常の製鋼作業ではこれ以
上下げることのできない値として０．００５％と決め
た。ＮｂやＴｉの単独添加鋼では、Ｐをさらに添加する
とＰ量とともにｒ値が低下する傾向が認められるが、Ｎ
ｂ添加鋼にＴｉを添加すると、Ｐが多くてもｒ値は殆ど
低下しない。又、Ｐは０．１８％までは亜鉛の密着性を
悪くさせないけれども０．１００％を超えて添加されて
いる鋼は合金化処理時に「焼ムラ」と呼ばれる合金層の
不均一性ができるので上限を０．１００％とした。な
お、この鋼を箱型焼鈍炉で焼鈍する場合は、Ｐの添加量
を０．０８％以下にしなければならない。その理由は焼
鈍後の冷却速度が遅いため、Ｐが粒界に偏析し延性が低
下するからである。Ｓは、本発明鋼では絞り性や亜鉛め
っき性に影響を与えないので、製鋼段階で容易に脱Ｓで
きる０．００１％を下限とした、Ｓ％が０．０２０％を
越えるとＭｎが０．２５％でＭｎ／Ｓが１２．５以下と
なり、熱延での脆化に起因する表面疵が増加するので上
限を０．０２０％とした。Ｓｏｌ．Ａｌは、脱ガス精錬
後、Ｎｂ及びＴｉを添加する前にＡｌで鋼中Ｏを脱酸す
ることによって、それらの添加元素の歩留りが一定とな
り、正確に添加量が制御できる。下限を０．０１０％と
したのは、これ未満ではＮｂ及びＴｉが「ばらつく」た
めであり、上限を０．０６０％としたのは、これを越え
るとＴｉＮよりもＡｌＮの微細な析出物が出てきて再結
晶温度が高くなるためである。Ｎは少ない方が好まし
い、その理由はＴｉの添加量が少なくてすみ、コスト的
にも有利であるばかりではなく、析出する窒化物も少な
くなり、再結晶温度、粒成長、表面欠陥など総ての点で
好ましいからである。上限値を０．００３５％としたの
は、主として表面欠陥の理由からであり、Ｎがこの値を
越えると後述するように添加するＴｉの添加量が増し、
表面欠陥が増加することと、Ｎｂの添加量に対する制約
が厳しくなるためである。Ｏは、０．００５０％を越え
ると鋼中介在物が増加し、鋼板の加工性が低下すること
と、ＮｂやＴｉの添加量と材質の相関が乱れるために、
これを上限とした。Ｎｂは、後述するようにＣ量によっ
てその必要添加量が決められるが、下限値の０．０１５
％未満ではＣの固定が不充分でｒ値の向上が望めない。
その理由はＴｉ，Ａｌ等が添加されていても、少量のＮ
ｂがＮとも結合するためと推定される。上限値の０．０
３６％を越えると再結晶温度が高くなる傾向が認められ
る。その理由はＮｂＣの量が多くなるためで、Ｃが少な
いとＴｉが添加されていてもＮｂ（Ｃ＋Ｎ）のようにＮ
にも結び付きＮｂの析出物が増加するためと推定され
る。Ｔｉは、コスト的に少ない方が好ましいが、上限値
を０．０３０％としたのはＴｉＣが生成するのを防止す
るためである。後述するＴｉとＮの関係式が成立するの
はＴｉが０．０３０％以下の場合で、これを越えるとＴ
ｉＣが生成しやすく、鋼の再結晶温度が高くなる傾向が
ある。
【０００９】次に、各制限式を設けた限定理由を説明す
る。まず「Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５」とした
理由は鋼中ＮをＴｉで固定する場合、注意しなければな
らない点は、ＴｉＣを出来るだけ生成させないようにす
ることである。前述したようにＴｉＣは再結晶温度を高
くする作用が強く、Ｎを固定するために必要な量以上に
Ｔｉを添加することは避けなければならない。図２は降
伏点に対するＴｉとＮの関係を調べた結果（但し、材料
鋼はＣ０．００３２％、Ｍｎ０．１８％、Ｐ０．０１５
％、Ｎｂ０．０２４％、焼鈍８００℃×４５秒、亜鉛浴
温４６０℃）であり、この図からＴｉ％≦３．４×Ｎ％
＋０．００５の制限式が決められた。図３はＮｂとＴｉ
との関係を示す図である。図３から明らかなように、
「Ｎｂ％＋Ｔｉ％≦０．０６」とした理由は、鋼板の表
面を良好に保持するためである。また「Ｎｂ％／Ｃ％≧
７．０」とした理由は、ｒ値を１．７以上得るための必
要条件である。再結晶焼鈍前にＮはＴｉで固定され、Ｃ
をＮｂで固定することが本発明の基本となっているが、
その必要Ｎｂ量を調査した結果が図４（但し、材料鋼は
Ｃ０．００１〜０．００４％、Ｓｉ０．０１％、Ｍｎ
０．１５〜０．１７％、Ｔｉ０．０１０〜０．０１２
％、焼鈍は８４０℃×３０秒、亜鉛浴温４６２〜４６５
℃）である。この図からＮｂ％／Ｃ％≧７．０の制限式
が決められた。理論的なＮｂとＮの原子比と厳密には一
致しないが、これは複合炭窒化物が生成されるためと推
定される。更に、「Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４」とした
理由は、ｒ値を１．７以上とするためである。先の制限
式ではＴｉＣの生成を防止し再結晶温度を低くしたが、
本制限式ではＮｂＮの生成を防止してｒ値向上を目的と
している。ＴｉやＢの添加量が少くてもＮｂを多量に添
加し焼鈍温度を高温（例えば８５０℃以上）にすればｒ
値は１．７以上になるが、燃料費が高くなり、生産コス
ト上好ましくない。この範囲でＴｉおよび／またはＢを
添加することにより熱延コイルの内、外周エンド部分の
窒化物がＡｌＮよりも大きくなるため、Ｎｂ単独添加の
Ａｌキルド鋼よりも冷圧焼鈍後のコイルエンド部分の材
質が悪くならない。
る。まず「Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５」とした
理由は鋼中ＮをＴｉで固定する場合、注意しなければな
らない点は、ＴｉＣを出来るだけ生成させないようにす
ることである。前述したようにＴｉＣは再結晶温度を高
くする作用が強く、Ｎを固定するために必要な量以上に
Ｔｉを添加することは避けなければならない。図２は降
伏点に対するＴｉとＮの関係を調べた結果（但し、材料
鋼はＣ０．００３２％、Ｍｎ０．１８％、Ｐ０．０１５
％、Ｎｂ０．０２４％、焼鈍８００℃×４５秒、亜鉛浴
温４６０℃）であり、この図からＴｉ％≦３．４×Ｎ％
＋０．００５の制限式が決められた。図３はＮｂとＴｉ
との関係を示す図である。図３から明らかなように、
「Ｎｂ％＋Ｔｉ％≦０．０６」とした理由は、鋼板の表
面を良好に保持するためである。また「Ｎｂ％／Ｃ％≧
７．０」とした理由は、ｒ値を１．７以上得るための必
要条件である。再結晶焼鈍前にＮはＴｉで固定され、Ｃ
をＮｂで固定することが本発明の基本となっているが、
その必要Ｎｂ量を調査した結果が図４（但し、材料鋼は
Ｃ０．００１〜０．００４％、Ｓｉ０．０１％、Ｍｎ
０．１５〜０．１７％、Ｔｉ０．０１０〜０．０１２
％、焼鈍は８４０℃×３０秒、亜鉛浴温４６２〜４６５
℃）である。この図からＮｂ％／Ｃ％≧７．０の制限式
が決められた。理論的なＮｂとＮの原子比と厳密には一
致しないが、これは複合炭窒化物が生成されるためと推
定される。更に、「Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４」とした
理由は、ｒ値を１．７以上とするためである。先の制限
式ではＴｉＣの生成を防止し再結晶温度を低くしたが、
本制限式ではＮｂＮの生成を防止してｒ値向上を目的と
している。ＴｉやＢの添加量が少くてもＮｂを多量に添
加し焼鈍温度を高温（例えば８５０℃以上）にすればｒ
値は１．７以上になるが、燃料費が高くなり、生産コス
ト上好ましくない。この範囲でＴｉおよび／またはＢを
添加することにより熱延コイルの内、外周エンド部分の
窒化物がＡｌＮよりも大きくなるため、Ｎｂ単独添加の
Ａｌキルド鋼よりも冷圧焼鈍後のコイルエンド部分の材
質が悪くならない。
【００１０】次に本発明の製造方法における各条件の限
定理由を説明する。まず、加熱温度については、連鋳ま
たは分塊後直ちに熱間圧延を行う場合は高温仕上のため
に必要な１０００℃以上とし、直ちに熱間圧延を行わず
に冷却する場合は、スラブの冷却速度が遅いためＡ1 変
態点以下で鋼中のＮがＴｉと結合せず、Ａｌと結合する
ことがある。再加熱を施して熱延する場合は、本発明の
効果を発揮させるためには、このＡｌＮが完全に固溶す
ることが好ましい。本発明の成分範囲では析出ＡｌＮは
９５０℃で溶出をはじめ、１１００℃以上に加熱すると
完全に固溶し、その後の熱延工程でＮをＴｉに結合させ
ることができる。それ故、熱延でスラブを加熱する場合
は１０００℃以上好ましくは１１００℃以上とすること
が必要である。もちろん連続鋳造後１０００℃、熱間圧
延のために好ましくは１１００℃以下まで冷却しないう
ちに、直接熱間圧延する場合は別に問題はない。次にス
ラブの熱間圧延に当たっての再加熱温度を１１５０℃以
下とした理由は、ＴｉＮが再固溶するのを極力防止する
ためと、加熱のためのエネルギーによる高コストの防止
にある。熱延仕上温度を９００℃以上とした理由は、９
００℃未満では鋼板表面の温度がロールに接触した時点
で瞬間的にＡ3 変態点以下に下るために、表層部分がα
＋γの二相域圧延となり、ｒ値に好ましくない影響を与
えるためである。また巻取温度を６５０℃以上７００℃
以下とした理由は、本発明においてＮはＴｉＮとして析
出させるため、窒化物の大部分は仕上圧延の終了時点ま
でに析出するが、Ｃは完全には析出しきっていない。そ
のため６５０℃未満で巻取ると微細なＮｂＣとなって析
出し再結晶温度を高くするので、６５０℃以上で巻取る
ことにより大きなＮｂＣとして析出させる必要があるわ
けである。しかし、７００℃を越える温度で巻取ると前
述したようにコイルの一部に粗大粒が生成してその部分
の材質が悪くなる。また、コイル長手方向の材質の変動
が大きくなり、製品をプレス加工する場合、プレス条件
が不安定となって好ましくない。このため６５０℃と７
００℃の温度範囲内で巻取る必要がある。更に、焼鈍温
度を Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上に鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］とした理由は、本発明の目的が
Ｔｉ単独添加鋼やＮｂ単独添加鋼を高温焼鈍したときに
得られるｒ値（１．７以上）と同等の値を、より低い焼
鈍温度で得ることにある。この関係式は本発明鋼が１．
７以上のｒ値を得るために必要な焼鈍温度を示し、以下
の結果から決めた。表１に示す鋼を仕上温度９１０℃、
巻取温度６４０℃の条件で熱延し、冷圧率７８％で冷間
圧延した後、ソルトバスおよび実験室焼鈍炉を用い種々
の条件で焼鈍し、ｒ値の測定を行なった。図４はｒ値の
測定結果を示し、各焼鈍条件においてｒ値が１．７以上
の場合を白ぬきの符号で、それ未満の場合を中黒の符号
で現したものである。なお、図中の符号は表１と同様、
鋼の種類を表している（鋼番１：◎、鋼番２：○、鋼番
３：◇、鋼番４：▽、鋼番５：△）。この図で鋼番１〜
３に関してｒ値が１．７以上（すなわち白ぬきの符号）
となる焼鈍条件を求めると上記のＴ≧８１５−５０ lo
g ｔの式が得られた。なお、表１中鋼番４（符号▽）は
Ｔｉ単独添加鋼であり、鋼番５（符号△）はＮｂ単独添
加鋼であって、共に比較のため加えたもので、これらの
鋼はより高温で焼鈍しないとｒ値が良くならないことは
この図４からも明らかである。以上述べたことは実験室
的検討と現場試験の結果から得られた限定条件である
が、次に実際の製造ラインでの実施例により比較材と対
比しながら説明する。
定理由を説明する。まず、加熱温度については、連鋳ま
たは分塊後直ちに熱間圧延を行う場合は高温仕上のため
に必要な１０００℃以上とし、直ちに熱間圧延を行わず
に冷却する場合は、スラブの冷却速度が遅いためＡ1 変
態点以下で鋼中のＮがＴｉと結合せず、Ａｌと結合する
ことがある。再加熱を施して熱延する場合は、本発明の
効果を発揮させるためには、このＡｌＮが完全に固溶す
ることが好ましい。本発明の成分範囲では析出ＡｌＮは
９５０℃で溶出をはじめ、１１００℃以上に加熱すると
完全に固溶し、その後の熱延工程でＮをＴｉに結合させ
ることができる。それ故、熱延でスラブを加熱する場合
は１０００℃以上好ましくは１１００℃以上とすること
が必要である。もちろん連続鋳造後１０００℃、熱間圧
延のために好ましくは１１００℃以下まで冷却しないう
ちに、直接熱間圧延する場合は別に問題はない。次にス
ラブの熱間圧延に当たっての再加熱温度を１１５０℃以
下とした理由は、ＴｉＮが再固溶するのを極力防止する
ためと、加熱のためのエネルギーによる高コストの防止
にある。熱延仕上温度を９００℃以上とした理由は、９
００℃未満では鋼板表面の温度がロールに接触した時点
で瞬間的にＡ3 変態点以下に下るために、表層部分がα
＋γの二相域圧延となり、ｒ値に好ましくない影響を与
えるためである。また巻取温度を６５０℃以上７００℃
以下とした理由は、本発明においてＮはＴｉＮとして析
出させるため、窒化物の大部分は仕上圧延の終了時点ま
でに析出するが、Ｃは完全には析出しきっていない。そ
のため６５０℃未満で巻取ると微細なＮｂＣとなって析
出し再結晶温度を高くするので、６５０℃以上で巻取る
ことにより大きなＮｂＣとして析出させる必要があるわ
けである。しかし、７００℃を越える温度で巻取ると前
述したようにコイルの一部に粗大粒が生成してその部分
の材質が悪くなる。また、コイル長手方向の材質の変動
が大きくなり、製品をプレス加工する場合、プレス条件
が不安定となって好ましくない。このため６５０℃と７
００℃の温度範囲内で巻取る必要がある。更に、焼鈍温
度を Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上に鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］とした理由は、本発明の目的が
Ｔｉ単独添加鋼やＮｂ単独添加鋼を高温焼鈍したときに
得られるｒ値（１．７以上）と同等の値を、より低い焼
鈍温度で得ることにある。この関係式は本発明鋼が１．
７以上のｒ値を得るために必要な焼鈍温度を示し、以下
の結果から決めた。表１に示す鋼を仕上温度９１０℃、
巻取温度６４０℃の条件で熱延し、冷圧率７８％で冷間
圧延した後、ソルトバスおよび実験室焼鈍炉を用い種々
の条件で焼鈍し、ｒ値の測定を行なった。図４はｒ値の
測定結果を示し、各焼鈍条件においてｒ値が１．７以上
の場合を白ぬきの符号で、それ未満の場合を中黒の符号
で現したものである。なお、図中の符号は表１と同様、
鋼の種類を表している（鋼番１：◎、鋼番２：○、鋼番
３：◇、鋼番４：▽、鋼番５：△）。この図で鋼番１〜
３に関してｒ値が１．７以上（すなわち白ぬきの符号）
となる焼鈍条件を求めると上記のＴ≧８１５−５０ lo
g ｔの式が得られた。なお、表１中鋼番４（符号▽）は
Ｔｉ単独添加鋼であり、鋼番５（符号△）はＮｂ単独添
加鋼であって、共に比較のため加えたもので、これらの
鋼はより高温で焼鈍しないとｒ値が良くならないことは
この図４からも明らかである。以上述べたことは実験室
的検討と現場試験の結果から得られた限定条件である
が、次に実際の製造ラインでの実施例により比較材と対
比しながら説明する。
【００１１】
実施例１ 表２に示す鋼は転炉出鋼後、５０トンまたは２５０トン
の脱ガス精錬設備で低Ｃ、低Ｎ化を施し、ＣＣ鋳片とし
て製造されたものである。これらのスラブに対し所定の
方法で手入れ等を行い、３．２mm厚さの熱延コイルとし
た。熱延条件は加熱温度１１４５℃、仕上出口温度９０
０℃、巻取温度６８０℃であった。このコイルを酸洗・
冷圧し、０．８mmの冷延コイルとし、ＮＯＦタイプの連
続溶融亜鉛めっきラインに通板した。溶融亜鉛めっきラ
インでの焼鈍は板温が７８０〜８２０℃の間で約３０秒
間保持される条件で行い、片面４５ｇ／ｍ2 のめっきを
施した後、０．８％の調質圧延により形状矯正した。表
３にこのようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板の材料
特性値と表面欠陥率（片面めっき鋼板のめっきを施さな
い面で評価）を示す。鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅは本発明
鋼、鋼Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋは比較鋼である。表中に
四角い線で囲った数値は本発明の目的範囲を外れたもの
である。表３におけるＧとＬはＴｉ無添加のため、Ｔｉ
％／４８≧Ｎ％／１４が成立しておらず、再結晶温度が
高く、ｒ値が低い。また熱延コイルエンド部のｒ値がさ
らに低くなっている。Ｈ、ＫはＴｉが多すぎるため、Ｎ
ｂ＋Ｔｉ≦０．０６及びＴｉ≦３．４Ｎ＋０．００５が
満足されていない。したがって表面品質が悪くまた熱延
コイルエンド部に微細なＴｉＣが析出するためｒ値が悪
い。Ｉ、ＪはＮｂの添加量が少ないためＮｂ／Ｃ≧０が
満足されない。したがってｒ値が低い。
の脱ガス精錬設備で低Ｃ、低Ｎ化を施し、ＣＣ鋳片とし
て製造されたものである。これらのスラブに対し所定の
方法で手入れ等を行い、３．２mm厚さの熱延コイルとし
た。熱延条件は加熱温度１１４５℃、仕上出口温度９０
０℃、巻取温度６８０℃であった。このコイルを酸洗・
冷圧し、０．８mmの冷延コイルとし、ＮＯＦタイプの連
続溶融亜鉛めっきラインに通板した。溶融亜鉛めっきラ
インでの焼鈍は板温が７８０〜８２０℃の間で約３０秒
間保持される条件で行い、片面４５ｇ／ｍ2 のめっきを
施した後、０．８％の調質圧延により形状矯正した。表
３にこのようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板の材料
特性値と表面欠陥率（片面めっき鋼板のめっきを施さな
い面で評価）を示す。鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅは本発明
鋼、鋼Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋは比較鋼である。表中に
四角い線で囲った数値は本発明の目的範囲を外れたもの
である。表３におけるＧとＬはＴｉ無添加のため、Ｔｉ
％／４８≧Ｎ％／１４が成立しておらず、再結晶温度が
高く、ｒ値が低い。また熱延コイルエンド部のｒ値がさ
らに低くなっている。Ｈ、ＫはＴｉが多すぎるため、Ｎ
ｂ＋Ｔｉ≦０．０６及びＴｉ≦３．４Ｎ＋０．００５が
満足されていない。したがって表面品質が悪くまた熱延
コイルエンド部に微細なＴｉＣが析出するためｒ値が悪
い。Ｉ、ＪはＮｂの添加量が少ないためＮｂ／Ｃ≧０が
満足されない。したがってｒ値が低い。
【００１２】実施例２ 実施例１で使用したスラブの一部（表２のＡ、Ｂ、Ｃ、
Ｄ）を用いて、熱延加熱温度１１５０℃、仕上温度９２
０℃、巻取温度６８０℃で熱延し、０．７ｍｍまで冷間
圧延した後、ＤＦＦタイプの連続溶融亜鉛めっきライン
に通板し、片面６０ｇ／ｍ2 のめっきを施し、引き続き
板温５００℃の合金化処理を行った後、１．０％の調質
圧延により形状矯正した。表４は該鋼材の特性値をしめ
すものである。
Ｄ）を用いて、熱延加熱温度１１５０℃、仕上温度９２
０℃、巻取温度６８０℃で熱延し、０．７ｍｍまで冷間
圧延した後、ＤＦＦタイプの連続溶融亜鉛めっきライン
に通板し、片面６０ｇ／ｍ2 のめっきを施し、引き続き
板温５００℃の合金化処理を行った後、１．０％の調質
圧延により形状矯正した。表４は該鋼材の特性値をしめ
すものである。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３】
【００１６】
【表４】
【図１】めっき密着性評点と鋼中Ｓｉ量の関係を示す線
図である。
図である。
【図２】降伏点と鋼中「Ｔｉ％−３．４×Ｎ％」の関係
を示す線図である。
を示す線図である。
【図３】鋼中「Ｎｂ％＋Ｔｉ％」の関係を示す線図であ
る。
る。
【図４】「Ｎｂ％／Ｃ％」の関係を示す線図である。
【図５】焼鈍温度及び時間によって再結晶温度と添加元
素の関係を示す線図である。
素の関係を示す線図である。
【手続補正書】
【提出日】平成４年１１月１０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】次に、各制限式を設けた限定理由を説明す
る。まず「Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５」とした
理由は鋼中ＮをＴｉで固定する場合、注意しなければな
らない点は、ＴｉＣを出来るだけ生成させないようにす
ることである。前述したようにＴｉＣは再結晶温度を高
くする作用が強く、Ｎを固定するために必要な量以上に
Ｔｉを添加することは避けなければならない。図２は降
伏点に対するＴｉとＮの関係を調べた結果（但し、材料
鋼はＣ０．００３２％、Ｍｎ０．１８％、Ｐ０．０１５
％、Ｎｂ０．０２４％、焼鈍８００℃×４５秒、亜鉛浴
温４６０℃）であり、この図からＴｉ％≦３．４×Ｎ％
＋０．００５の制限式が決められた。図３はＮｂとＴｉ
との関係を示す図である。図３から明らかなように、
「Ｎｂ％＋Ｔｉ％≦０．０６」とした理由は、鋼板の表
面を良好に保持するためである。また「Ｎｂ％／Ｃ％≧
７．０」とした理由は、ｒ値を１．７以上得るための必
要条件である。再結晶焼鈍前にＮはＴｉで固定され、Ｃ
をＮｂで固定することが本発明の基本となっているが、
その必要Ｎｂ量を調査した結果が図４（但し、材料鋼は
Ｃ０．００１〜０．００４％、Ｓｉ０．０１％、Ｍｎ
０．１５〜０．１７％、Ｔｉ０．０１０〜０．０１２
％、焼鈍は８４０℃×３０秒、亜鉛浴温４６２〜４６５
℃）である。この図からＮｂ％／Ｃ％≧７．０の制限式
が決められた。理論的なＮｂとＮの原子比と厳密には一
致しないが、これは複合炭窒化物が生成されるためと推
定される。更に、「Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４」とした
理由は、ｒ値を１．７以上とするためである。図５（但
し、材料鋼はＣ０．００２％、Ｓｉ ｔｒ、Ｐ０．００
８％、Ｍｎ０．１８％、Ｎｂ０．０２０％、焼鈍は８０
０℃×６０秒）にこの制限式が得られた根拠を示す。先
の制限式ではＴｉＣの生成を防止し再結晶温度を低くし
たが、本制限式ではＮｂＮの生成を防止してｒ値向上を
目的としている。ＴｉやＢの添加量が少くてもＮｂを多
量に添加し焼鈍温度を高温（例えば８５０℃以上）にす
ればｒ値は１．７以上になるが、燃料費が高くなり、生
産コスト上好ましくない。この範囲でＴｉおよび／また
はＢを添加することにより熱延コイルの内、外周エンド
部分の窒化物がＡｌＮよりも大きくなるため、Ｎｂ単独
添加のＡｌキルド鋼よりも冷圧焼鈍後のコイルエンド部
分の材質が悪くならない。
る。まず「Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５」とした
理由は鋼中ＮをＴｉで固定する場合、注意しなければな
らない点は、ＴｉＣを出来るだけ生成させないようにす
ることである。前述したようにＴｉＣは再結晶温度を高
くする作用が強く、Ｎを固定するために必要な量以上に
Ｔｉを添加することは避けなければならない。図２は降
伏点に対するＴｉとＮの関係を調べた結果（但し、材料
鋼はＣ０．００３２％、Ｍｎ０．１８％、Ｐ０．０１５
％、Ｎｂ０．０２４％、焼鈍８００℃×４５秒、亜鉛浴
温４６０℃）であり、この図からＴｉ％≦３．４×Ｎ％
＋０．００５の制限式が決められた。図３はＮｂとＴｉ
との関係を示す図である。図３から明らかなように、
「Ｎｂ％＋Ｔｉ％≦０．０６」とした理由は、鋼板の表
面を良好に保持するためである。また「Ｎｂ％／Ｃ％≧
７．０」とした理由は、ｒ値を１．７以上得るための必
要条件である。再結晶焼鈍前にＮはＴｉで固定され、Ｃ
をＮｂで固定することが本発明の基本となっているが、
その必要Ｎｂ量を調査した結果が図４（但し、材料鋼は
Ｃ０．００１〜０．００４％、Ｓｉ０．０１％、Ｍｎ
０．１５〜０．１７％、Ｔｉ０．０１０〜０．０１２
％、焼鈍は８４０℃×３０秒、亜鉛浴温４６２〜４６５
℃）である。この図からＮｂ％／Ｃ％≧７．０の制限式
が決められた。理論的なＮｂとＮの原子比と厳密には一
致しないが、これは複合炭窒化物が生成されるためと推
定される。更に、「Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４」とした
理由は、ｒ値を１．７以上とするためである。図５（但
し、材料鋼はＣ０．００２％、Ｓｉ ｔｒ、Ｐ０．００
８％、Ｍｎ０．１８％、Ｎｂ０．０２０％、焼鈍は８０
０℃×６０秒）にこの制限式が得られた根拠を示す。先
の制限式ではＴｉＣの生成を防止し再結晶温度を低くし
たが、本制限式ではＮｂＮの生成を防止してｒ値向上を
目的としている。ＴｉやＢの添加量が少くてもＮｂを多
量に添加し焼鈍温度を高温（例えば８５０℃以上）にす
ればｒ値は１．７以上になるが、燃料費が高くなり、生
産コスト上好ましくない。この範囲でＴｉおよび／また
はＢを添加することにより熱延コイルの内、外周エンド
部分の窒化物がＡｌＮよりも大きくなるため、Ｎｂ単独
添加のＡｌキルド鋼よりも冷圧焼鈍後のコイルエンド部
分の材質が悪くならない。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】次に本発明の製造方法における各条件の限
定理由を説明する。まず、加熱温度については、連鋳ま
たは分塊後直ちに熱間圧延を行う場合は高温仕上のため
に必要な１０００℃以上とし、直ちに熱間圧延を行わず
に冷却する場合は、スラブの冷却速度が遅いためＡ1 変
態点以下で鋼中のＮがＴｉと結合せず、Ａｌと結合する
ことがある。再加熱を施して熱延する場合は、本発明の
効果を発揮させるためには、このＡｌＮが完全に固溶す
ることが好ましい。本発明の成分範囲では析出ＡｌＮは
９５０℃で溶出をはじめ、１１００℃以上に加熱すると
完全に固溶し、その後の熱延工程でＮをＴｉに結合させ
ることができる。それ故、熱延でスラブを加熱する場合
は１０００℃以上好ましくは１１００℃以上とすること
が必要である。もちろん連続鋳造後１０００℃、熱間圧
延のために好ましくは１１００℃以下まで冷却しないう
ちに、直接熱間圧延する場合は別に問題はない。次にス
ラブの熱間圧延に当たっての再加熱温度を１１５０℃以
下とした理由は、ＴｉＮが再固溶するのを極力防止する
ためと、加熱のためのエネルギーによる高コストの防止
にある。熱延仕上温度を９００℃以上とした理由は、９
００℃未満では鋼板表面の温度がロールに接触した時点
で瞬間的にＡ3 変態点以下に下るために、表層部分がα
＋γの二相域圧延となり、ｒ値に好ましくない影響を与
えるためである。また巻取温度を６５０℃以上７００℃
以下とした理由は、本発明においてＮはＴｉＮとして析
出させるため、窒化物の大部分は仕上圧延の終了時点ま
でに析出するが、Ｃは完全には析出しきっていない。そ
のため６５０℃未満で巻取ると微細なＮｂＣとなって析
出し再結晶温度を高くするので、６５０℃以上で巻取る
ことにより大きなＮｂＣとして析出させる必要があるわ
けである。しかし、７００℃を越える温度で巻取ると前
述したようにコイルの一部に粗大粒が生成してその部分
の材質が悪くなる。また、コイル長手方向の材質の変動
が大きくなり、製品をプレス加工する場合、プレス条件
が不安定となって好ましくない。このため６５０℃と７
００℃の温度範囲内で巻取る必要がある。更に、焼鈍温
度を Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上に鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］とした理由は、本発明の目的が
Ｔｉ単独添加鋼やＮｂ単独添加鋼を高温焼鈍したときに
得られるｒ値（１．７以上）と同等の値を、より低い焼
鈍温度で得ることにある。この関係式は本発明鋼が１．
７以上のｒ値を得るために必要な焼鈍温度を示し、以下
の結果から決めた。表１に示す鋼を仕上温度９１０℃、
巻取温度６４０℃の条件で熱延し、冷圧率７８％で冷間
圧延した後、ソルトバスおよび実験室焼鈍炉を用い種々
の条件で焼鈍し、ｒ値の測定を行なった。図６はｒ値の
測定結果を示し、各焼鈍条件においてｒ値が１．７以上
の場合を白ぬきの符号で、それ未満の場合を中黒の符号
で現したものである。なお、図中の符号は表１と同様、
鋼の種類を表している（鋼番１：◎、鋼番２：○、鋼番
３：◇、鋼番４：▽、鋼番５：△）。この図で鋼番１〜
３に関してｒ値が１．７以上（すなわち白ぬきの符号）
となる焼鈍条件を求めると上記のＴ≧８１５−５０ lo
g ｔの式が得られた。なお、表１中鋼番４（符号▽）は
Ｔｉ単独添加鋼であり、鋼番５（符号△）はＮｂ単独添
加鋼であって、共に比較のため加えたもので、これらの
鋼はより高温で焼鈍しないとｒ値が良くならないことは
この図６からも明らかである。以上述べたことは実験室
的検討と現場試験の結果から得られた限定条件である
が、次に実際の製造ラインでの実施例により比較材と対
比しながら説明する。
定理由を説明する。まず、加熱温度については、連鋳ま
たは分塊後直ちに熱間圧延を行う場合は高温仕上のため
に必要な１０００℃以上とし、直ちに熱間圧延を行わず
に冷却する場合は、スラブの冷却速度が遅いためＡ1 変
態点以下で鋼中のＮがＴｉと結合せず、Ａｌと結合する
ことがある。再加熱を施して熱延する場合は、本発明の
効果を発揮させるためには、このＡｌＮが完全に固溶す
ることが好ましい。本発明の成分範囲では析出ＡｌＮは
９５０℃で溶出をはじめ、１１００℃以上に加熱すると
完全に固溶し、その後の熱延工程でＮをＴｉに結合させ
ることができる。それ故、熱延でスラブを加熱する場合
は１０００℃以上好ましくは１１００℃以上とすること
が必要である。もちろん連続鋳造後１０００℃、熱間圧
延のために好ましくは１１００℃以下まで冷却しないう
ちに、直接熱間圧延する場合は別に問題はない。次にス
ラブの熱間圧延に当たっての再加熱温度を１１５０℃以
下とした理由は、ＴｉＮが再固溶するのを極力防止する
ためと、加熱のためのエネルギーによる高コストの防止
にある。熱延仕上温度を９００℃以上とした理由は、９
００℃未満では鋼板表面の温度がロールに接触した時点
で瞬間的にＡ3 変態点以下に下るために、表層部分がα
＋γの二相域圧延となり、ｒ値に好ましくない影響を与
えるためである。また巻取温度を６５０℃以上７００℃
以下とした理由は、本発明においてＮはＴｉＮとして析
出させるため、窒化物の大部分は仕上圧延の終了時点ま
でに析出するが、Ｃは完全には析出しきっていない。そ
のため６５０℃未満で巻取ると微細なＮｂＣとなって析
出し再結晶温度を高くするので、６５０℃以上で巻取る
ことにより大きなＮｂＣとして析出させる必要があるわ
けである。しかし、７００℃を越える温度で巻取ると前
述したようにコイルの一部に粗大粒が生成してその部分
の材質が悪くなる。また、コイル長手方向の材質の変動
が大きくなり、製品をプレス加工する場合、プレス条件
が不安定となって好ましくない。このため６５０℃と７
００℃の温度範囲内で巻取る必要がある。更に、焼鈍温
度を Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上に鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］とした理由は、本発明の目的が
Ｔｉ単独添加鋼やＮｂ単独添加鋼を高温焼鈍したときに
得られるｒ値（１．７以上）と同等の値を、より低い焼
鈍温度で得ることにある。この関係式は本発明鋼が１．
７以上のｒ値を得るために必要な焼鈍温度を示し、以下
の結果から決めた。表１に示す鋼を仕上温度９１０℃、
巻取温度６４０℃の条件で熱延し、冷圧率７８％で冷間
圧延した後、ソルトバスおよび実験室焼鈍炉を用い種々
の条件で焼鈍し、ｒ値の測定を行なった。図６はｒ値の
測定結果を示し、各焼鈍条件においてｒ値が１．７以上
の場合を白ぬきの符号で、それ未満の場合を中黒の符号
で現したものである。なお、図中の符号は表１と同様、
鋼の種類を表している（鋼番１：◎、鋼番２：○、鋼番
３：◇、鋼番４：▽、鋼番５：△）。この図で鋼番１〜
３に関してｒ値が１．７以上（すなわち白ぬきの符号）
となる焼鈍条件を求めると上記のＴ≧８１５−５０ lo
g ｔの式が得られた。なお、表１中鋼番４（符号▽）は
Ｔｉ単独添加鋼であり、鋼番５（符号△）はＮｂ単独添
加鋼であって、共に比較のため加えたもので、これらの
鋼はより高温で焼鈍しないとｒ値が良くならないことは
この図６からも明らかである。以上述べたことは実験室
的検討と現場試験の結果から得られた限定条件である
が、次に実際の製造ラインでの実施例により比較材と対
比しながら説明する。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図５
【補正方法】変更
【補正内容】
【図５】ｒ値と「Ｔｉ％／４８−Ｎ％／１４」との関係
を示す線図である。
を示す線図である。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図６
【補正方法】追加
【補正内容】
【図６】焼鈍温度及び時間によって再結晶温度と添加元
素の関係を示す線図である。
素の関係を示す線図である。
【手続補正５】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図５
【補正方法】変更
【補正内容】
【図５】
【手続補正６】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図６
【補正方法】追加
【補正内容】
【図６】
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．
００５〜０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ
０．００５〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０
％、Ｓｏｌ．Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．０
０３５％以下、Ｏ０．００５０％以下、Ｎｂ０．０１５
〜０．０３６％を含有するとともに、０．０３０％以下
のＴｉを含有し、かつ、 Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０６ Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５ Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０ Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４ なる関係を満足し、残りがＦｅ及び不可避不純物からな
るキルド鋼板であって、ランクフォード値が１．７以上
ある亜鉛めっき用鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．
００５〜０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ
０．００５〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０
％、Ｓｏｌ．Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．０
０３５％以下、Ｏ０．００５０％以下、Ｎｂ０．０１５
〜０．０３６％を含有するとともに、０．０３０％以下
のＴｉを含有し、かつ、 Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０６ Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５ Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０ Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４ なる関係を満足し、残りがＦｅ及び不可避不純物からな
るキルド鋼板を溶製、鋳造してスラブとし、該スラブを
に９００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、６５０℃以上
７００℃以下で巻取り、次いで前記巻取った熱延鋼板を
脱スケール後冷間圧延し、次式 Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上に鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］を満足する温度で箱型焼鈍もし
くは連続焼鈍することを特徴とするランクフォード値
１．７以上の亜鉛めっき用鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃ０．００１〜０．００５％、Ｓｉ０．
００５〜０．５０％、Ｍｎ０．０６〜０．２５％、Ｐ
０．００５〜０．１００％、Ｓ０．００１〜０．０２０
％、Ｓｏｌ．Ａｌ０．０１０〜０．０６０％、Ｎ０．０
０３５％以下、Ｏ０．００５％以下、Ｎｂ０．０１５〜
０．０３６％を含有するとともに、０．０３０％以下の
Ｔｉを含有し、かつ、 Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０６ Ｔｉ％≦３．４×Ｎ％＋０．００５ Ｎｂ％／Ｃ％≧７．０ Ｔｉ％／４８≧Ｎ％／１４ なる関係を満足し、残りがＦｅ及び不可避不純物からな
るキルド鋼板を溶製、鋳造してスラブとし、該スラブを
１０００℃以上１１５０℃の加熱温度で熱間圧延し、さ
らに９００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、６５０℃以
上７００℃以下で巻取り、次いで前記巻取った熱延鋼板
を脱スケール後冷間圧延し、次式 Ｔ≧８１５−５０ log ｔ ［但し、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔはその焼鈍温度（Ｔ
℃）以上に鋼板が保持される時間（秒）、log ｔは焼鈍
時間の常用対数である］を満足する温度で箱型焼鈍もし
くは連続焼鈍することを特徴とするランクフォード値
１．７以上の亜鉛めっき用鋼板の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56209107A JPS58110659A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JP4280120A JPH05306430A (ja) | 1981-12-25 | 1992-10-19 | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56209107A JPS58110659A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JP4280120A JPH05306430A (ja) | 1981-12-25 | 1992-10-19 | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56209107A Division JPS58110659A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05306430A true JPH05306430A (ja) | 1993-11-19 |
Family
ID=26517221
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56209107A Granted JPS58110659A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JP4280120A Pending JPH05306430A (ja) | 1981-12-25 | 1992-10-19 | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Family Applications Before (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56209107A Granted JPS58110659A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (2) | JPS58110659A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1088238A (ja) * | 1996-09-09 | 1998-04-07 | Nkk Corp | 表面外観及び加工性に優れた電気亜鉛めっき鋼板の製造 方法 |
| JP2008106321A (ja) * | 2006-10-26 | 2008-05-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JPS6047328B2 (ja) * | 1982-08-28 | 1985-10-21 | 新日本製鐵株式会社 | 超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法 |
| JPS5974232A (ja) * | 1982-10-20 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60174852A (ja) * | 1984-02-18 | 1985-09-09 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
| 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 |
| JPH06102810B2 (ja) * | 1984-08-24 | 1994-12-14 | 日本鋼管株式会社 | 二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
| JPS6160860A (ja) * | 1984-09-03 | 1986-03-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | メツキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メツキ鋼板およびその製造方法 |
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| JPS6280251A (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-13 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性に優れる加工用低炭素鋼板 |
| JPS6376848A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 |
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| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
-
1981
- 1981-12-25 JP JP56209107A patent/JPS58110659A/ja active Granted
-
1992
- 1992-10-19 JP JP4280120A patent/JPH05306430A/ja active Pending
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| JP2008106321A (ja) * | 2006-10-26 | 2008-05-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58110659A (ja) | 1983-07-01 |
| JPH0379420B2 (ja) | 1991-12-18 |
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