JPH0735527B2 - 耐加熱黒変性に優れた溶融Ａｌめっき鋼板用鋳片の製造方法 - Google Patents
耐加熱黒変性に優れた溶融Ａｌめっき鋼板用鋳片の製造方法Info
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- JPH0735527B2 JPH0735527B2 JP25194186A JP25194186A JPH0735527B2 JP H0735527 B2 JPH0735527 B2 JP H0735527B2 JP 25194186 A JP25194186 A JP 25194186A JP 25194186 A JP25194186 A JP 25194186A JP H0735527 B2 JPH0735527 B2 JP H0735527B2
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Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、優れた耐加熱黒変性を有する溶融Alめっき鋼
板用の鋳片を連続鋳造によって製造する方法に関するも
のである。
板用の鋳片を連続鋳造によって製造する方法に関するも
のである。
＜従来技術＞ 溶融Alめっき鋼板は鋼自身の持つ優れた強度特性に加え
Alの持つ優れた熱・光反射性をも有することから、電気
・ガス・石油ストーブの熱反射板やヘッド・ライト反射
板のような光反射板用の安価な材料として広く用いられ
ている。これらの用途に用いる溶融Alめっき鋼板に要求
される特性としては、耐加熱黒変性に優れること、すな
わち高温に加熱されてもめっき皮膜と鋼素地との合金化
反応が起きにくい性質、言い換えればめっき皮膜と鋼素
地との合金化開始温度（以下これを黒変化温度と呼ぶ）
が高いことが要求される。
Alの持つ優れた熱・光反射性をも有することから、電気
・ガス・石油ストーブの熱反射板やヘッド・ライト反射
板のような光反射板用の安価な材料として広く用いられ
ている。これらの用途に用いる溶融Alめっき鋼板に要求
される特性としては、耐加熱黒変性に優れること、すな
わち高温に加熱されてもめっき皮膜と鋼素地との合金化
反応が起きにくい性質、言い換えればめっき皮膜と鋼素
地との合金化開始温度（以下これを黒変化温度と呼ぶ）
が高いことが要求される。
溶融Alめっき鋼板の加熱黒変化現象は、純Alかあるいは
Al-3〜13％Siからなるめっき皮膜と鋼素地とが高温に加
熱されることにより合金化反応が起き、めっき皮膜表面
が光反射性に優れる純AlかあるいはAl-Si合金から光反
射性に劣るFe-Al系合金に置き換えられる結果、生じる
現象である。
Al-3〜13％Siからなるめっき皮膜と鋼素地とが高温に加
熱されることにより合金化反応が起き、めっき皮膜表面
が光反射性に優れる純AlかあるいはAl-Si合金から光反
射性に劣るFe-Al系合金に置き換えられる結果、生じる
現象である。
従来から、溶融Alめっき鋼板の黒変化温度はリムド鋼を
母材とする場合に約520℃ともっとも高く、Alキルド鋼
やTiキルド鋼を母材とする場合には約350℃とリムド鋼
より低いことはよく知られている。このような母材の違
いによる黒変化温度の変化は、鋼中Ｎの存在状態の違い
により決まるものと考えられており、AlNやTiNなどの安
定な窒化物として固定され得ない固溶Ｎが相当量存在す
ることが、リムド鋼を母材とする溶融Alめっき鋼板が優
れた耐加熱黒変性を示すことの原因と理解されている。
母材とする場合に約520℃ともっとも高く、Alキルド鋼
やTiキルド鋼を母材とする場合には約350℃とリムド鋼
より低いことはよく知られている。このような母材の違
いによる黒変化温度の変化は、鋼中Ｎの存在状態の違い
により決まるものと考えられており、AlNやTiNなどの安
定な窒化物として固定され得ない固溶Ｎが相当量存在す
ることが、リムド鋼を母材とする溶融Alめっき鋼板が優
れた耐加熱黒変性を示すことの原因と理解されている。
またリムド鋼を母材とする溶融Alめっき鋼板に300℃〜5
00℃の範囲でさらに低温焼鈍を施すと、黒変化温度は約
570℃とさらに上昇することも、特公昭56-34629で開示
される通りよく知られたことである。
00℃の範囲でさらに低温焼鈍を施すと、黒変化温度は約
570℃とさらに上昇することも、特公昭56-34629で開示
される通りよく知られたことである。
しかしながら、現在では省エネルギーの見地から鋼の製
造工程を造魂一分魂から連続鋳造法へ変換することは至
上命題であるが、リムド鋼を連続鋳造法によって得るこ
とは非常に困難であり、リムド鋼に代わる耐加熱黒変性
溶融Alめっき鋼板用の連鋳鋼の開発が望まれていた。
造工程を造魂一分魂から連続鋳造法へ変換することは至
上命題であるが、リムド鋼を連続鋳造法によって得るこ
とは非常に困難であり、リムド鋼に代わる耐加熱黒変性
溶融Alめっき鋼板用の連鋳鋼の開発が望まれていた。
また一方で本発明者らは、リムド鋼に代わる連鋳鋼の製
造方法として、特願昭59-257641では耐つまとび性に優
れたほうろう用鋼鋳片の製造方法を、特願昭60-122774
では亜鉛めっきにおいてブリスターを発生しない加工用
熱延鋼板製造用鋳片の製造方法を、さらに特願昭60-127
045では浸炭焼入性の優れた低炭素熱延鋼板の製造方法
をそれぞれ開示している。しかしながら、これらの技術
により直接的に本発明の目的を達成することは困難であ
った。
造方法として、特願昭59-257641では耐つまとび性に優
れたほうろう用鋼鋳片の製造方法を、特願昭60-122774
では亜鉛めっきにおいてブリスターを発生しない加工用
熱延鋼板製造用鋳片の製造方法を、さらに特願昭60-127
045では浸炭焼入性の優れた低炭素熱延鋼板の製造方法
をそれぞれ開示している。しかしながら、これらの技術
により直接的に本発明の目的を達成することは困難であ
った。
＜発明の目的＞ 本発明は、耐加熱黒変性に優れた溶融Alめっき鋼板用の
鋳片を連続鋳造によって製造・提供することを目的とす
る。
鋳片を連続鋳造によって製造・提供することを目的とす
る。
＜発明の構成＞ 本発明者らは上述の目的を達成するため種々検討を重ね
た結果、Ｎを固溶Ｎとして確保すること、そのためには
安定な窒化物を形成するAlやTiなどの脱酸元素の使用は
大幅に制限されること、脱酸元素を使用しない条件でCO
気泡発生による鋳片の表面性状を良好に保つためには鋳
造直前の溶鋼中のＣ含有量と自由酸素量の適正範囲を定
めること、などに着目し、本発明を完成したものであ
る。
た結果、Ｎを固溶Ｎとして確保すること、そのためには
安定な窒化物を形成するAlやTiなどの脱酸元素の使用は
大幅に制限されること、脱酸元素を使用しない条件でCO
気泡発生による鋳片の表面性状を良好に保つためには鋳
造直前の溶鋼中のＣ含有量と自由酸素量の適正範囲を定
めること、などに着目し、本発明を完成したものであ
る。
すなわち、本発明の要旨とするところは、重量で C:0.020％以下、 Si:0.10％以下、 Mn:0.05〜1.0％ Al:sol.Alとして0.002％以下、 N:0.0005〜0.0050％、 O:全Ｏとして0.0050〜0.0500％、 を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、 が0.0005％以上である鋼を、鋳造直前の溶鋼の自由酸素
量〔％Ｏ〕を0.0050％以上としなおかつ〔％Ｃ〕×〔％
Ｏ〕を150×10-6以下となるように脱酸調整したのち連
続鋳造することを特徴とする、耐加熱黒変性に優れた溶
融Alめっき鋼板用鋳片の製造方法である。
量〔％Ｏ〕を0.0050％以上としなおかつ〔％Ｃ〕×〔％
Ｏ〕を150×10-6以下となるように脱酸調整したのち連
続鋳造することを特徴とする、耐加熱黒変性に優れた溶
融Alめっき鋼板用鋳片の製造方法である。
Ｃを0.020％以下と限定したのは次の理由による。固溶
Ｎを確保する目的で脱酸元素であり、かつ安定な窒化物
形成元素であるAlの多量使用を避けながらCO気泡発生の
ない良好な表面性状の鋳片を得るためには、鋳造直前の
自由酸素量〔％Ｏ〕との関係において〔％Ｃ〕×〔％
Ｏ〕を150×10-6以下とすることが必要である。Ｃが0.0
20％を超えると必然的に脱酸元素としてのAlの使用量を
増やさねばならないが、それにより固溶Ｎを0.0005％以
上安定して確保することが困難となるので、Ｃ含有量の
上限を0.020％とした。
Ｎを確保する目的で脱酸元素であり、かつ安定な窒化物
形成元素であるAlの多量使用を避けながらCO気泡発生の
ない良好な表面性状の鋳片を得るためには、鋳造直前の
自由酸素量〔％Ｏ〕との関係において〔％Ｃ〕×〔％
Ｏ〕を150×10-6以下とすることが必要である。Ｃが0.0
20％を超えると必然的に脱酸元素としてのAlの使用量を
増やさねばならないが、それにより固溶Ｎを0.0005％以
上安定して確保することが困難となるので、Ｃ含有量の
上限を0.020％とした。
Siは本発明においては、合金元素としても脱酸元素とし
ても積極的に使用するものではないが、不可避的に含有
される元素であり、その上限を0.10％と限定した。Siは
脱酸力の強い元素であり、0.10％を超えて含有されると
Ｃ含有量と自由酸素量の調整に支障を来たすので、これ
を上限とした。
ても積極的に使用するものではないが、不可避的に含有
される元素であり、その上限を0.10％と限定した。Siは
脱酸力の強い元素であり、0.10％を超えて含有されると
Ｃ含有量と自由酸素量の調整に支障を来たすので、これ
を上限とした。
Mnは0.05〜1.0％の範囲とする。Mnが0.05％以下では熱
間加工性が著しく低下するので、これを下限とした。上
限については１％を超えると製品の加工性を低下させ、
いたずらに製造コストを高めるのみであるので、これを
上限とした。
間加工性が著しく低下するので、これを下限とした。上
限については１％を超えると製品の加工性を低下させ、
いたずらに製造コストを高めるのみであるので、これを
上限とした。
Alは脱酸調整元素として本発明においては非常に重要な
元素である。脱酸元素として用いるが、しかし、sol.Al
として0.002％を超えて鋼中に含有させてはならない。s
ol.Alが0.002％を超えると鋼中Ｎと結合してAlNを形成
して、耐加熱黒変性に有効な固溶Ｎが減少し、黒変化温
度を著しく低下させるばかりではなく、微量のAlNの存
在により、製品の材料特性がきわめて不安定なものとな
るので、これを上限とした。
元素である。脱酸元素として用いるが、しかし、sol.Al
として0.002％を超えて鋼中に含有させてはならない。s
ol.Alが0.002％を超えると鋼中Ｎと結合してAlNを形成
して、耐加熱黒変性に有効な固溶Ｎが減少し、黒変化温
度を著しく低下させるばかりではなく、微量のAlNの存
在により、製品の材料特性がきわめて不安定なものとな
るので、これを上限とした。
Ｎを0.0005〜0.0050％とし、なおかつ を0.0005％以上と限定したのは、次の理由による。溶融
Alめっき鋼板の黒変化温度は母材の により定義される固溶Ｎ含有量によって変化し、固溶Ｎ
が０％ではAlキルド鋼を母材とする場合と同様で黒変化
温度は約350℃、固溶Ｎが０％を超えて0.0005％未満の
範囲では黒変化温度は400℃以上520℃未満の範囲に上昇
するが、そのばらつきは大きく不安定である。固溶Ｎを
0.0005％以上とすることによりはじめて、リムド鋼を母
材とする場合と同様に、黒変化温度は約520℃と高い水
準で安定したものとなるので、これを下限とした。耐加
熱黒変性に関してはＮの上限はないが、Ｎ含有量が0.00
50％を超えると、製品の機械的性質や加工性が著しく劣
化するので、その上限を0.0050％とした。
Alめっき鋼板の黒変化温度は母材の により定義される固溶Ｎ含有量によって変化し、固溶Ｎ
が０％ではAlキルド鋼を母材とする場合と同様で黒変化
温度は約350℃、固溶Ｎが０％を超えて0.0005％未満の
範囲では黒変化温度は400℃以上520℃未満の範囲に上昇
するが、そのばらつきは大きく不安定である。固溶Ｎを
0.0005％以上とすることによりはじめて、リムド鋼を母
材とする場合と同様に、黒変化温度は約520℃と高い水
準で安定したものとなるので、これを下限とした。耐加
熱黒変性に関してはＮの上限はないが、Ｎ含有量が0.00
50％を超えると、製品の機械的性質や加工性が著しく劣
化するので、その上限を0.0050％とした。
Ｏは、耐加熱黒変性に直接的に関与する元素ではない
が、溶鋼を完全に脱酸しないことにより脱酸元素でかつ
窒化物形成元素であるAlの余剰添加を防止し、鋼中に固
溶Ｎを0.0005％以上確保する上で、Ｃとともに本発明の
根幹をなす重要な元素である。まず、CO気泡の発生を抑
止して、良好な表面性状の鋳片を得るためには、〔％
Ｃ〕×〔％Ｏ〕を150×10-6以下とすることが必要であ
る。ここで、Ｏの下限を0.0050％と限定したのは、Ｏを
0.0050％未満とするためには脱酸元素としてのAlを多量
に使用せねばならず、コスト面で不利であるばかりでな
く、酸化物のみならず窒化物をも形成して、耐加熱黒変
性に有効な固溶ＮがAlにより費消されてしまうので、こ
れを下限とした。またＯの上限を0.0500％と限定したの
はＯ含有量が0.0500％を超えると非金属介在物量が増加
することにより、製品の機械的性質の低下に結び付くば
かりでなく、〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕≦150×10-6の条件を
満足させるためにはＣ含有量をきわめて低くしなければ
ならずいたずらに製造コストを高めるのみであるので、
これを上限とした。
が、溶鋼を完全に脱酸しないことにより脱酸元素でかつ
窒化物形成元素であるAlの余剰添加を防止し、鋼中に固
溶Ｎを0.0005％以上確保する上で、Ｃとともに本発明の
根幹をなす重要な元素である。まず、CO気泡の発生を抑
止して、良好な表面性状の鋳片を得るためには、〔％
Ｃ〕×〔％Ｏ〕を150×10-6以下とすることが必要であ
る。ここで、Ｏの下限を0.0050％と限定したのは、Ｏを
0.0050％未満とするためには脱酸元素としてのAlを多量
に使用せねばならず、コスト面で不利であるばかりでな
く、酸化物のみならず窒化物をも形成して、耐加熱黒変
性に有効な固溶ＮがAlにより費消されてしまうので、こ
れを下限とした。またＯの上限を0.0500％と限定したの
はＯ含有量が0.0500％を超えると非金属介在物量が増加
することにより、製品の機械的性質の低下に結び付くば
かりでなく、〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕≦150×10-6の条件を
満足させるためにはＣ含有量をきわめて低くしなければ
ならずいたずらに製造コストを高めるのみであるので、
これを上限とした。
鋳造直前の自由酸素量〔％Ｏ〕を0.0050％以上とし、か
つ〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕を150×10-6以下となるように調
整するには、たとえば転炉でＣ含有量を約0.1％以下程
度まで脱炭した未脱酸の溶鋼を、RHなどの真空脱ガス処
理設備を用いてさらにＣ含有量が0.020％以下になるま
で脱炭し、その後Alなどの脱酸元素を溶鋼の自由酸素量
に応じて適量添加すればよい。
つ〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕を150×10-6以下となるように調
整するには、たとえば転炉でＣ含有量を約0.1％以下程
度まで脱炭した未脱酸の溶鋼を、RHなどの真空脱ガス処
理設備を用いてさらにＣ含有量が0.020％以下になるま
で脱炭し、その後Alなどの脱酸元素を溶鋼の自由酸素量
に応じて適量添加すればよい。
＜実施例＞ 表１に示す鋼No.1〜７を転炉‐真空脱ガス処理によって
溶製し、連続鋳造により鋳片とした。真空脱ガス処理は
RH真空脱ガス設備を用いて行い、鋳造直前の自由酸素量
〔％Ｏ〕と〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕を次のようにして調整し
た。
溶製し、連続鋳造により鋳片とした。真空脱ガス処理は
RH真空脱ガス設備を用いて行い、鋳造直前の自由酸素量
〔％Ｏ〕と〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕を次のようにして調整し
た。
転炉では吹止め炭素濃度〔％Ｃ〕が0.03〜0.06％となる
ように吹錬し、この溶鋼をRH工程で槽内真空度が5Torr
以下になるように真空排気し、この真空度で10〜15分処
理する。これにより〔％Ｃ〕≦0.0070％の溶鋼を得る。
ここまでは通常行われている極低炭素鋼の溶製方法であ
る。
ように吹錬し、この溶鋼をRH工程で槽内真空度が5Torr
以下になるように真空排気し、この真空度で10〜15分処
理する。これにより〔％Ｃ〕≦0.0070％の溶鋼を得る。
ここまでは通常行われている極低炭素鋼の溶製方法であ
る。
この時点で，溶鋼の自由酸素量（Free〔％Ｏ〕）を測定
し，その測定値に応じてAlの投入量を決定する。この決
定にさいしては，本発明例の場合には,Al添加後のFree
〔％Ｏ〕が20ppm以上200ppm以下となるようにAl投入量
を調整する。Free〔％Ｏ〕がこの範囲にあれば溶鋼中の
Sol.Al量は0.002％以下，実質的にはTr.になる。
し，その測定値に応じてAlの投入量を決定する。この決
定にさいしては，本発明例の場合には,Al添加後のFree
〔％Ｏ〕が20ppm以上200ppm以下となるようにAl投入量
を調整する。Free〔％Ｏ〕がこの範囲にあれば溶鋼中の
Sol.Al量は0.002％以下，実質的にはTr.になる。
実際には〔％Ｃ〕≦0.0070％まで脱炭されたときのFree
〔％Ｏ〕は通常100〜300ppmの範囲であり,Alを0.5〜1.0
kg/tの範囲で添加することにより，溶鋼中のFree〔％
Ｏ〕を20ppm以上200ppm以下の範囲とすることができ
る。そして，この範囲のFree〔％Ｏ〕が得られたか否か
を測定して確認する。もし200ppmを超える場合は，さら
に少量のAlを添加する。なおAl投入量が前記のように0.
5〜1.0kg/tの範囲では,Al投入後のFree〔％Ｏ〕が20ppm
未満となることはない。
〔％Ｏ〕は通常100〜300ppmの範囲であり,Alを0.5〜1.0
kg/tの範囲で添加することにより，溶鋼中のFree〔％
Ｏ〕を20ppm以上200ppm以下の範囲とすることができ
る。そして，この範囲のFree〔％Ｏ〕が得られたか否か
を測定して確認する。もし200ppmを超える場合は，さら
に少量のAlを添加する。なおAl投入量が前記のように0.
5〜1.0kg/tの範囲では,Al投入後のFree〔％Ｏ〕が20ppm
未満となることはない。
これにより，処理後の〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕は0.007×0.0
200以下，すなわち150×10-6以下とすることができる。
200以下，すなわち150×10-6以下とすることができる。
また，窒素については，通常の操業において20ppm程度
以上である。したがって,0.0020−（14/27）×0.002＝
0.00096となり本発明で規定する0.0005％以上は確保さ
れる。なお，これ以上の窒素量が必要な場合は，例えば
窒化マンガンのような加窒剤を添加する。
以上である。したがって,0.0020−（14/27）×0.002＝
0.00096となり本発明で規定する0.0005％以上は確保さ
れる。なお，これ以上の窒素量が必要な場合は，例えば
窒化マンガンのような加窒剤を添加する。
このようにして溶鋼中の自由酸素量〔％Ｏ〕，〔％Ｃ〕
×〔％Ｏ〕，〔％Ｎ〕−14/27〔Sol.Al〕を調整し，た
だちに連続鋳造して鋳片とした後，引続いて加熱温度12
00℃、仕上温度900℃、捲取温度600℃の条件で熱間圧延
して板厚を2.7mm、圧下率70％で板厚0.8mmまで冷間圧延
し、ガス還元型溶融Alめっきラインにより呼称めっき付
着量:80g/m2（両面）でいわゆるTypeI型のAl-9％Si合金
めっきを施したのち、伸び率１％の調質圧延を施したも
のを製品Ａとした。また上記の溶融Alめっきまでの工程
を経たものにさらに400℃×5hr（保持後炉冷）の低温箱
焼鈍を施したのち、伸び率１％の調質圧延を施したもの
を製品Ｂとした。
×〔％Ｏ〕，〔％Ｎ〕−14/27〔Sol.Al〕を調整し，た
だちに連続鋳造して鋳片とした後，引続いて加熱温度12
00℃、仕上温度900℃、捲取温度600℃の条件で熱間圧延
して板厚を2.7mm、圧下率70％で板厚0.8mmまで冷間圧延
し、ガス還元型溶融Alめっきラインにより呼称めっき付
着量:80g/m2（両面）でいわゆるTypeI型のAl-9％Si合金
めっきを施したのち、伸び率１％の調質圧延を施したも
のを製品Ａとした。また上記の溶融Alめっきまでの工程
を経たものにさらに400℃×5hr（保持後炉冷）の低温箱
焼鈍を施したのち、伸び率１％の調質圧延を施したもの
を製品Ｂとした。
また、比較材として低炭リムド鋼No.8および低炭Alキル
ド鋼No.9の0.88mm厚の冷延板を母材とする、いわゆるTy
peI型の溶融Alめっき鋼板（名目めっき付着量:80g/m
2（両面））についても、溶融Alめっきののちに伸び率
１％の調質圧延を施したものを製品Ａと、溶融Alめっき
ののちに、さらに400℃×5h、保持後炉冷の低温箱焼鈍
を施したのち、伸び率１％の調質圧延を施した製品Ｂと
を用意した。
ド鋼No.9の0.88mm厚の冷延板を母材とする、いわゆるTy
peI型の溶融Alめっき鋼板（名目めっき付着量:80g/m
2（両面））についても、溶融Alめっきののちに伸び率
１％の調質圧延を施したものを製品Ａと、溶融Alめっき
ののちに、さらに400℃×5h、保持後炉冷の低温箱焼鈍
を施したのち、伸び率１％の調質圧延を施した製品Ｂと
を用意した。
これらの製品について耐加熱黒変性を調べた。製品A,B
から50mm×50mmの試片を取り出し、電気マッフル炉にて
350℃〜600℃の種々の温度に24時間加熱したのち、めっ
き面の目視観察とＸ線回折および断面の光学顕微鏡観察
に供し、Alめっき皮膜の合金化の程度を判定した。ここ
ではAlめっき皮膜中にFe-Al系合金相が検出される最低
温度を黒変化温度と定義した。
から50mm×50mmの試片を取り出し、電気マッフル炉にて
350℃〜600℃の種々の温度に24時間加熱したのち、めっ
き面の目視観察とＸ線回折および断面の光学顕微鏡観察
に供し、Alめっき皮膜の合金化の程度を判定した。ここ
ではAlめっき皮膜中にFe-Al系合金相が検出される最低
温度を黒変化温度と定義した。
No.1〜No.4はいずれも本発明の特許請求範囲内の鋼であ
り、鋳片はピンホール欠陥のきわめて少ない優れた性状
を表面を有し、溶融Alめっき鋼板の黒変化温度は製品Ａ
が520℃、製品Ｂが570℃と、いずれも低炭リムド鋼No.8
を母材とする場合と同等であることが明らかである。
り、鋳片はピンホール欠陥のきわめて少ない優れた性状
を表面を有し、溶融Alめっき鋼板の黒変化温度は製品Ａ
が520℃、製品Ｂが570℃と、いずれも低炭リムド鋼No.8
を母材とする場合と同等であることが明らかである。
No.5はＯ含有量および〔％Ｃ〕×〔％Ｏ〕が本発明の特
許請求範囲を外れるものであり、鋳片にはピンホール欠
陥が多発し、熱延板の段階で鋼板表面に綿状疵やヘゲ疵
が発生したため、その段階でスクラップ処理された。
許請求範囲を外れるものであり、鋳片にはピンホール欠
陥が多発し、熱延板の段階で鋼板表面に綿状疵やヘゲ疵
が発生したため、その段階でスクラップ処理された。
No.6,7はAl含有量が本発明の特許請求範囲を 超え、かつ が本発明の特許請求範囲に満たないものであり、鋳片の
表面性状は良好であったが、No.6の溶融Alめっき鋼板の
黒変化温度は製品ＡおよびＢのいずれも350℃と、低炭A
lキルド鋼No.9を母材とする場合と同等であることが明
らかである。
表面性状は良好であったが、No.6の溶融Alめっき鋼板の
黒変化温度は製品ＡおよびＢのいずれも350℃と、低炭A
lキルド鋼No.9を母材とする場合と同等であることが明
らかである。
またNo.7の溶融Alめっき鋼板の黒変化温度は製品Ａが42
0℃、製品Ｂが450℃と低炭Alキルド鋼No.9を母材とする
場合に比べるとかなり低いことが明らかである。
0℃、製品Ｂが450℃と低炭Alキルド鋼No.9を母材とする
場合に比べるとかなり低いことが明らかである。
＜発明の効果＞ 以上説明したところから明らかなように、本発明を適用
することにより、連続鋳造により、耐加熱黒変性が低炭
リムド鋼を母材とする溶融Alめっき鋼板と同等である溶
融Alめっき鋼板用の鋳片を得ることが可能となる。
することにより、連続鋳造により、耐加熱黒変性が低炭
リムド鋼を母材とする溶融Alめっき鋼板と同等である溶
融Alめっき鋼板用の鋳片を得ることが可能となる。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.020％以下、 Si:0.10％以下、 Mn:0.05〜1.0％、 Al:sol、Alとして0.002％以下、 N:0.0005〜0.0050％、 O:Total Oとして0.0050〜0.0500％、 を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、 が0.0005％以上である鋼を、鋳造直前の溶鋼の自由酸素
量〔％Ｏ〕を0.0050％以上とし、なおかつ〔％Ｃ〕×
〔％Ｏ〕を150×10-6以下となるように脱酸調整したの
ち連続鋳造することを特徴とする、溶融Alめっき鋼板用
鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25194186A JPH0735527B2 (ja) | 1986-10-24 | 1986-10-24 | 耐加熱黒変性に優れた溶融Ａｌめっき鋼板用鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25194186A JPH0735527B2 (ja) | 1986-10-24 | 1986-10-24 | 耐加熱黒変性に優れた溶融Ａｌめっき鋼板用鋳片の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63109110A JPS63109110A (ja) | 1988-05-13 |
| JPH0735527B2 true JPH0735527B2 (ja) | 1995-04-19 |
Family
ID=17230254
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25194186A Expired - Fee Related JPH0735527B2 (ja) | 1986-10-24 | 1986-10-24 | 耐加熱黒変性に優れた溶融Ａｌめっき鋼板用鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0735527B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20110045037A (ko) * | 2008-08-04 | 2011-05-03 | 누코 코포레이션 | 종래의 제강설비를 사용하는 저탄소, 저황, 및 저질소 강의 저비용 제조방법 |
| US11047015B2 (en) | 2017-08-24 | 2021-06-29 | Nucor Corporation | Manufacture of low carbon steel |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011161833A1 (ja) | 2010-06-21 | 2011-12-29 | 新日本製鐵株式会社 | 耐加熱黒変性に優れた溶融ａ１めっき鋼板及びその製造方法 |
-
1986
- 1986-10-24 JP JP25194186A patent/JPH0735527B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20110045037A (ko) * | 2008-08-04 | 2011-05-03 | 누코 코포레이션 | 종래의 제강설비를 사용하는 저탄소, 저황, 및 저질소 강의 저비용 제조방법 |
| US11047015B2 (en) | 2017-08-24 | 2021-06-29 | Nucor Corporation | Manufacture of low carbon steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63109110A (ja) | 1988-05-13 |
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|---|---|---|---|
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