JPH083686A - 加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性の均一性に優れた冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH083686A JPH083686A JP30666394A JP30666394A JPH083686A JP H083686 A JPH083686 A JP H083686A JP 30666394 A JP30666394 A JP 30666394A JP 30666394 A JP30666394 A JP 30666394A JP H083686 A JPH083686 A JP H083686A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、Ｔｉ添加、およびＴｉ、Ｎｂ添加
極低炭素鋼を素材にしてコイル端部の材質の均一性にき
わめて優れた冷延鋼板を提供することを目的とする。 【構成】 ｉ）Ｓを積極的に活用し、ii) ＴｉとＳ量と
の比を適正化し、さらにiii)Ｍｎ量を低減させることに
より、γ域で効率よくＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を析出させる。さ
らにiv) 低温巻取りにより、微細炭化物の析出を抑制す
る。これにより、コイル全長にわたって優れた加工性が
確保される。
極低炭素鋼を素材にしてコイル端部の材質の均一性にき
わめて優れた冷延鋼板を提供することを目的とする。 【構成】 ｉ）Ｓを積極的に活用し、ii) ＴｉとＳ量と
の比を適正化し、さらにiii)Ｍｎ量を低減させることに
より、γ域で効率よくＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を析出させる。さ
らにiv) 低温巻取りにより、微細炭化物の析出を抑制す
る。これにより、コイル全長にわたって優れた加工性が
確保される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、コイル内における加工
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ
鋼板およびその製造方法に関わり、これらの鋼板の用途
は、自動車、家電、建材等である。また、本発明の高強
度鋼板を自動車用として適用した場合には、板厚を軽減
することができるため、燃費の向上をもたらし、近年大
きな問題となっている地球環境問題にも寄与することが
できる。
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ
鋼板およびその製造方法に関わり、これらの鋼板の用途
は、自動車、家電、建材等である。また、本発明の高強
度鋼板を自動車用として適用した場合には、板厚を軽減
することができるため、燃費の向上をもたらし、近年大
きな問題となっている地球環境問題にも寄与することが
できる。
【０００２】
【従来の技術】特開昭５８−１８５７５２号公報に開示
されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有す
るため、自動車などの用途に広く用いられている。ま
た、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによっ
て、加工性をさらに改善するための工夫がなされてき
た。例えば、特開平３−１３０３２３号公報、特開平４
−１４３２２８号公報および特開平４−１１６１２４号
公報では、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ
等の量を極力低減させることによって優れた加工性を得
られることが開示されている。しかしながら、これらの
発明においては、コイルの幅および長手方向における端
部での歩留りを向上させる観点からの記述はなく、また
本発明のようなＴｉ硫化物を積極的に活用する技術でも
ない。材質のばらつきを低減するという観点からは、特
開平３−１７０６１８号公報および特開平４−５２２２
９号公報記載の技術がある。しかしながら、これらの発
明は、仕上熱延での圧下率を大きくしたり、熱延後の巻
取温度を高める必要があり、熱延工程に大きな負荷をか
けることとなる。
されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有す
るため、自動車などの用途に広く用いられている。ま
た、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによっ
て、加工性をさらに改善するための工夫がなされてき
た。例えば、特開平３−１３０３２３号公報、特開平４
−１４３２２８号公報および特開平４−１１６１２４号
公報では、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ
等の量を極力低減させることによって優れた加工性を得
られることが開示されている。しかしながら、これらの
発明においては、コイルの幅および長手方向における端
部での歩留りを向上させる観点からの記述はなく、また
本発明のようなＴｉ硫化物を積極的に活用する技術でも
ない。材質のばらつきを低減するという観点からは、特
開平３−１７０６１８号公報および特開平４−５２２２
９号公報記載の技術がある。しかしながら、これらの発
明は、仕上熱延での圧下率を大きくしたり、熱延後の巻
取温度を高める必要があり、熱延工程に大きな負荷をか
けることとなる。
【０００３】本発明の効果は、ＰやＳｉで強化した良加
工性高強度冷延鋼板においても同様に発揮されるもので
ある。これらの鋼板に関する技術としては、特開昭５９
−３１８２７号公報、特開昭５９−３８３３７号公報、
特公昭５７−５７９４５号公報、特開昭６１−２７６９
３１号公報などに代表されるが、いずれもコイルの幅お
よび長手方向における端部での歩留りを向上させるため
の工夫はなされておらず、また本発明のようなＴｉ硫化
物を積極的に活用する技術でもない。
工性高強度冷延鋼板においても同様に発揮されるもので
ある。これらの鋼板に関する技術としては、特開昭５９
−３１８２７号公報、特開昭５９−３８３３７号公報、
特公昭５７−５７９４５号公報、特開昭６１−２７６９
３１号公報などに代表されるが、いずれもコイルの幅お
よび長手方向における端部での歩留りを向上させるため
の工夫はなされておらず、また本発明のようなＴｉ硫化
物を積極的に活用する技術でもない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】Ｔｉ添加またはＴｉ、
Ｎｂ添加極低炭素鋼においては、熱延後の高温巻取りに
よってＣをＴｉＣあるいはＮｂＣとして析出せしめ、固
溶Ｃを低減させることにより冷延焼鈍後の材質を確保す
ることが通常の方法となっていた。これは、ＰやＳｉで
強化した場合においても同様である。しかしながら、熱
延コイルの幅端部および長手方向の端部においては、巻
取り時および巻取り後の冷却が著しく速く進行するた
め、ＴｉＣやＮｂＣの析出が充分でなく、これらの部分
では材質が劣化してしまうという問題があった。従っ
て、実際には熱延板あるいは冷延板の端部は切り捨てら
れることが多く、これが極低炭素鋼の製造コストを上昇
させる原因となっていた。
Ｎｂ添加極低炭素鋼においては、熱延後の高温巻取りに
よってＣをＴｉＣあるいはＮｂＣとして析出せしめ、固
溶Ｃを低減させることにより冷延焼鈍後の材質を確保す
ることが通常の方法となっていた。これは、ＰやＳｉで
強化した場合においても同様である。しかしながら、熱
延コイルの幅端部および長手方向の端部においては、巻
取り時および巻取り後の冷却が著しく速く進行するた
め、ＴｉＣやＮｂＣの析出が充分でなく、これらの部分
では材質が劣化してしまうという問題があった。従っ
て、実際には熱延板あるいは冷延板の端部は切り捨てら
れることが多く、これが極低炭素鋼の製造コストを上昇
させる原因となっていた。
【０００５】本発明は、コイルの幅および長手方向端部
における材質劣化が極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛メ
ッキ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。
における材質劣化が極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛メ
ッキ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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに、本発明者らは、極低炭素鋼中においてＳを積極的
に活用するとともに、Ｔｉ量とＳ量との比を最適化する
こと、Ｍｎ量を規定することにより特定の析出物を析出
せしめ、さらに微細析出物を低減させることによって加
工性の均一性に優れた冷延鋼板を得ることについて鋭意
検討した。
めに、本発明者らは、極低炭素鋼中においてＳを積極的
に活用するとともに、Ｔｉ量とＳ量との比を最適化する
こと、Ｍｎ量を規定することにより特定の析出物を析出
せしめ、さらに微細析出物を低減させることによって加
工性の均一性に優れた冷延鋼板を得ることについて鋭意
検討した。
【０００７】その結果、Ｓ≧０．００４％とし、Ｔｉ＊
＝Ｔｉ−３．４２ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧１．５と
し、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効であること
を見出した。さらに、熱延後の巻取りの後に、全Ｓのう
ちＭｎＳとして析出するＳの割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２を満たすことが材質の
均一性を得る上で極めて重要であることが判明した。こ
れは、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出する量を極力低減
せしめ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることによ
り、仕上熱延までに固溶Ｃを低減させることができ、こ
れにより熱延後の巻取り時にコイルの端部が急速に冷却
されても、巻取り以前に固溶Ｃが充分に固定されている
ため、コイル端部で固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭
化物が析出することによる材質の劣化が軽減されるとい
う機構に基づくものと考えられる。
＝Ｔｉ−３．４２ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧１．５と
し、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効であること
を見出した。さらに、熱延後の巻取りの後に、全Ｓのう
ちＭｎＳとして析出するＳの割合Ｋ＝（Ｓ％ ａｓ Ｍ
ｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２を満たすことが材質の
均一性を得る上で極めて重要であることが判明した。こ
れは、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出する量を極力低減
せしめ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることによ
り、仕上熱延までに固溶Ｃを低減させることができ、こ
れにより熱延後の巻取り時にコイルの端部が急速に冷却
されても、巻取り以前に固溶Ｃが充分に固定されている
ため、コイル端部で固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭
化物が析出することによる材質の劣化が軽減されるとい
う機構に基づくものと考えられる。
【０００８】また、本発明鋼の場合、巻取り前の熱延工
程で多くのＣはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として固定されるので、
熱延の巻取り前にわずかに残存する固溶Ｃを高温巻取り
によって微細析出物として析出させるよりも、むしろ微
細炭化物の析出を避ける目的で巻取温度を積極的に低温
化させた方が、より良好で均一な材質が得られる場合が
あることも判明した。
程で多くのＣはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として固定されるので、
熱延の巻取り前にわずかに残存する固溶Ｃを高温巻取り
によって微細析出物として析出させるよりも、むしろ微
細炭化物の析出を避ける目的で巻取温度を積極的に低温
化させた方が、より良好で均一な材質が得られる場合が
あることも判明した。
【０００９】本発明は、これらの知見に基づいてなされ
たもので、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｍ
ｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．８
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％かつＴｉ＊＝Ｔｉ−３．４２
ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧１．５を満たす範囲で含有
し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、さらに全
Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％
ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２であること
を特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板。
たもので、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｍ
ｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．８
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％かつＴｉ＊＝Ｔｉ−３．４２
ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧１．５を満たす範囲で含有
し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、さらに全
Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ＝（Ｓ％
ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２であること
を特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板。
【００１０】（２）さらに、炭化物として析出するＣ量
が０．０００３％以下であることを特徴とする前記
（１）記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板。 （３）さらに、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％を含有す
ることを特徴とする前記（１）または（２）記載の加工
性の均一性に優れた冷延鋼板。 （４）さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含
有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１
項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板。
が０．０００３％以下であることを特徴とする前記
（１）記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板。 （３）さらに、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％を含有す
ることを特徴とする前記（１）または（２）記載の加工
性の均一性に優れた冷延鋼板。 （４）さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含
有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１
項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板。
【００１１】（５）前記（１）〜（４）の何れか１項に
記載の成分を有する鋼を加熱温度≦１２００℃、仕上温
度≧（Ａｒ3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から
８００℃の温度範囲で巻取り、圧下率≧６０％の冷間圧
延を施し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴
とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。 （６）前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分を
有する鋼を加熱温度≦１２００℃、仕上温度≧（Ａｒ3
−１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温
度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施
した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキラ
インで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛
メッキを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
記載の成分を有する鋼を加熱温度≦１２００℃、仕上温
度≧（Ａｒ3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から
８００℃の温度範囲で巻取り、圧下率≧６０％の冷間圧
延を施し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴
とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。 （６）前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分を
有する鋼を加熱温度≦１２００℃、仕上温度≧（Ａｒ3
−１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の温
度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を施
した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキラ
インで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛
メッキを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００１２】（７）亜鉛メッキを施した後、４００〜６
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前記（６）記載の加工性の均一性に優れた溶融亜鉛メッ
キ鋼板の製造方法。
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前記（６）記載の加工性の均一性に優れた溶融亜鉛メッ
キ鋼板の製造方法。
【００１３】
【作用】本発明における冷延鋼板およびその製造方法
は、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼、あるいはそれを
ＰやＳｉで強化したものをベースとして、Ｓ量、Ｍｎ
量、Ｔｉ量と特定の硫化物の量を限定し、熱延後の巻取
り以前にＣを充分に析出させることによってコイルの長
手方向および幅方向の加工性の均一性に優れた高強度冷
延鋼板を提供するものである。以下にその限定理由を述
べる。
は、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼、あるいはそれを
ＰやＳｉで強化したものをベースとして、Ｓ量、Ｍｎ
量、Ｔｉ量と特定の硫化物の量を限定し、熱延後の巻取
り以前にＣを充分に析出させることによってコイルの長
手方向および幅方向の加工性の均一性に優れた高強度冷
延鋼板を提供するものである。以下にその限定理由を述
べる。
【００１４】まず、化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃは、その量が増加するに従い、それを固定するた
めのＴｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素量を増大させねばな
らないことから、コスト上昇を招き、また熱延コイルの
端部において固溶Ｃが残存したり、ＴｉＣ、ＮｂＣ等の
微細炭化物が粒内に数多く析出するため、粒成長性を妨
げ、加工性を劣化させる。従って、Ｃ量は０．００７％
以下とするが、好ましくは０．００３％以下がよい。一
方、真空脱ガス処理コストの観点からは、Ｃ量の下限は
０．０００５％とする。
る。Ｃは、その量が増加するに従い、それを固定するた
めのＴｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素量を増大させねばな
らないことから、コスト上昇を招き、また熱延コイルの
端部において固溶Ｃが残存したり、ＴｉＣ、ＮｂＣ等の
微細炭化物が粒内に数多く析出するため、粒成長性を妨
げ、加工性を劣化させる。従って、Ｃ量は０．００７％
以下とするが、好ましくは０．００３％以下がよい。一
方、真空脱ガス処理コストの観点からは、Ｃ量の下限は
０．０００５％とする。
【００１５】Ｓｉは安価な高強度化元素として有効であ
るので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただ
し、その量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、
伸びが低下し、メッキ性を著しく損なうので、上限を
０．８％とする。溶融亜鉛メッキ用としては、メッキ性
の観点から、Ｓｉ量は０．３％以下とすることが好まし
い。高強度（ＴＳで３５０ＭＰａ以上）を必要としない
場合には、０．１％以下がさらに好ましい。Ｓｉ量の下
限は、製鋼コスト上の理由から、０．００５％とする。
るので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただ
し、その量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、
伸びが低下し、メッキ性を著しく損なうので、上限を
０．８％とする。溶融亜鉛メッキ用としては、メッキ性
の観点から、Ｓｉ量は０．３％以下とすることが好まし
い。高強度（ＴＳで３５０ＭＰａ以上）を必要としない
場合には、０．１％以下がさらに好ましい。Ｓｉ量の下
限は、製鋼コスト上の理由から、０．００５％とする。
【００１６】Ｍｎは本発明において最も重要な元素の１
つである。すなわち、Ｍｎ量が０．１５％を超えるとＭ
ｎＳの析出量が増加し、結果として、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の
析出量が低下するため、たとえ高温巻取りを行ったとし
ても熱延コイルの端部では、冷却速度が速く、固溶Ｃが
多量に残存したり、微細炭化物が多数析出して、著しく
材質を劣化させる。従って、Ｍｎ量は０．１５％以下と
し、さらに好ましくは０．１０％未満がよい。一方、Ｍ
ｎ量を０．０３％未満としても格別の効果は得られず、
また製鋼コストの上昇を招くので、下限を０．０３％と
する。
つである。すなわち、Ｍｎ量が０．１５％を超えるとＭ
ｎＳの析出量が増加し、結果として、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の
析出量が低下するため、たとえ高温巻取りを行ったとし
ても熱延コイルの端部では、冷却速度が速く、固溶Ｃが
多量に残存したり、微細炭化物が多数析出して、著しく
材質を劣化させる。従って、Ｍｎ量は０．１５％以下と
し、さらに好ましくは０．１０％未満がよい。一方、Ｍ
ｎ量を０．０３％未満としても格別の効果は得られず、
また製鋼コストの上昇を招くので、下限を０．０３％と
する。
【００１７】ＰもＳｉと同様に安価な高強度化元素とし
て目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。し
かし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の
割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させる。ま
た、溶融亜鉛メッキの合金化速度が著しく遅滞化される
ため、０．２％を上限とする。以上の観点から、より好
ましくは、０．０８％以下がよい。また、高い強度を必
要としない場合には、０．０３％以下がさらに好まし
い。
て目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。し
かし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の
割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させる。ま
た、溶融亜鉛メッキの合金化速度が著しく遅滞化される
ため、０．２％を上限とする。以上の観点から、より好
ましくは、０．０８％以下がよい。また、高い強度を必
要としない場合には、０．０３％以下がさらに好まし
い。
【００１８】Ｓは本発明において極めて重要な元素であ
り、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ量
が０．００４％未満になるとＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出量が
充分ではなく、低温で巻取った際にはもちろんのこと、
たとえ高温で巻取ってもコイルの端部では固溶Ｃが多量
に残存したり、ＴｉＣやＮｂＣの微細な析出により焼鈍
時の粒成長性が阻害され、加工性が著しく劣化する。一
方、Ｓ量が０．０２％超では、熱間割れが生じ易くな
り、またＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出よりもＭｎＳやＴｉＳが
多く析出するため同様の問題が生じ、加工性の均一性が
確保されない。なお、Ｓ量は０．００４〜０．０１２％
がより好ましい範囲である。
り、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ量
が０．００４％未満になるとＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出量が
充分ではなく、低温で巻取った際にはもちろんのこと、
たとえ高温で巻取ってもコイルの端部では固溶Ｃが多量
に残存したり、ＴｉＣやＮｂＣの微細な析出により焼鈍
時の粒成長性が阻害され、加工性が著しく劣化する。一
方、Ｓ量が０．０２％超では、熱間割れが生じ易くな
り、またＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出よりもＭｎＳやＴｉＳが
多く析出するため同様の問題が生じ、加工性の均一性が
確保されない。なお、Ｓ量は０．００４〜０．０１２％
がより好ましい範囲である。
【００１９】ところで、ＳはＴｉ量との関係が重要であ
り、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧
１．５とする。Ｔｉ＊／Ｓが１．５未満ではＴｉ4 Ｃ2
Ｓ2の析出が充分でなく、ＴｉＳやＭｎＳが多く析出す
るので熱延後の巻取りの前にＣを析出させることが困難
となる。従って、熱延コイルの端部では、巻取温度を高
めても多量の固溶Ｃが残存したり、微細炭化物が析出し
たりして極端な材質劣化を招く。Ｔｉ＊／Ｓは２超とす
ることが好ましく、より一層の効果が望まれる場合には
３以上とすることが好ましい。
り、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧
１．５とする。Ｔｉ＊／Ｓが１．５未満ではＴｉ4 Ｃ2
Ｓ2の析出が充分でなく、ＴｉＳやＭｎＳが多く析出す
るので熱延後の巻取りの前にＣを析出させることが困難
となる。従って、熱延コイルの端部では、巻取温度を高
めても多量の固溶Ｃが残存したり、微細炭化物が析出し
たりして極端な材質劣化を招く。Ｔｉ＊／Ｓは２超とす
ることが好ましく、より一層の効果が望まれる場合には
３以上とすることが好ましい。
【００２０】Ａｌは脱酸剤として少なくとも０．００５
％を添加する必要がある。しかし、Ａｌ量が０．１％を
超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招
き、加工性を劣化させる。ＮはＣと同様にその増加とと
もにＴｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量させねばなら
ないためコスト高となり、また析出物の増加により延性
の劣化を招くので少ないほど望ましい。従って、Ｎ量は
０．００７％以下とするが、好ましくは０．００３％以
下がよい。
％を添加する必要がある。しかし、Ａｌ量が０．１％を
超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招
き、加工性を劣化させる。ＮはＣと同様にその増加とと
もにＴｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量させねばなら
ないためコスト高となり、また析出物の増加により延性
の劣化を招くので少ないほど望ましい。従って、Ｎ量は
０．００７％以下とするが、好ましくは０．００３％以
下がよい。
【００２１】Ｔｉは０．０１〜０．１％添加する。Ｔｉ
量が０．０１％未満ではＴｉ4 Ｃ2Ｓ2 を巻取りの前に
析出させることができず、また０．１％を超える量を添
加してもＣを固定する効果が飽和するばかりかプレス成
形時のメッキ層の耐剥離性を確保することが困難にな
る。Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を充分に析出させるという観点から
は、Ｔｉ量は０．０２５％超添加することが好ましい。
量が０．０１％未満ではＴｉ4 Ｃ2Ｓ2 を巻取りの前に
析出させることができず、また０．１％を超える量を添
加してもＣを固定する効果が飽和するばかりかプレス成
形時のメッキ層の耐剥離性を確保することが困難にな
る。Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を充分に析出させるという観点から
は、Ｔｉ量は０．０２５％超添加することが好ましい。
【００２２】また、コイル端部での材質を確保するため
には、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ
＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２で
なければならない。さらには、Ｋ＜０．１５とすること
が望ましい。この（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）は、次のよう
にして求められる。すなわち、硫化物が溶解しないよう
な溶媒（例えば非水溶媒）によって析出物を電解抽出す
る。得られた抽出残査を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定
（＝Ｘ（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の電
解量をＹ（ｇ）とすると、（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）＝Ｘ
／Ｙ×３２／５５×１００（％）となる。
には、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ
＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２で
なければならない。さらには、Ｋ＜０．１５とすること
が望ましい。この（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）は、次のよう
にして求められる。すなわち、硫化物が溶解しないよう
な溶媒（例えば非水溶媒）によって析出物を電解抽出す
る。得られた抽出残査を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定
（＝Ｘ（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の電
解量をＹ（ｇ）とすると、（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）＝Ｘ
／Ｙ×３２／５５×１００（％）となる。
【００２３】Ｎｂは熱延板を細粒化し、かつＣを固着さ
せる効果を持ち、深絞り性を向上させるので、必要に応
じて０．００２〜０．０５％の範囲で添加する。添加量
が０．００２％未満では加工性を向上させる効果はわず
かである。一方、Ｎｂが０．０５％超となると深絞り性
の向上効果は飽和し、延性が著しく劣化する。Ｂは粒界
を強化して２次加工性を良好にするので、必要に応じて
０．０００１〜０．００３０％添加する。Ｂ量が０．０
００１％未満ではその効果は乏しく、また０．００３％
超添加してもその効果は飽和し、延性が劣化する。
せる効果を持ち、深絞り性を向上させるので、必要に応
じて０．００２〜０．０５％の範囲で添加する。添加量
が０．００２％未満では加工性を向上させる効果はわず
かである。一方、Ｎｂが０．０５％超となると深絞り性
の向上効果は飽和し、延性が著しく劣化する。Ｂは粒界
を強化して２次加工性を良好にするので、必要に応じて
０．０００１〜０．００３０％添加する。Ｂ量が０．０
００１％未満ではその効果は乏しく、また０．００３％
超添加してもその効果は飽和し、延性が劣化する。
【００２４】炭化物として析出するＣ量が０．０００３
％より増えると、微細析出物が増加し、焼鈍中の結晶粒
の成長が抑制されてｒ値が低下するため、必要に応じて
炭化物として析出するＣ量を０．０００３％以下にす
る。このような観点から、直径１０ｎｍ以下の炭化物と
して析出するＣ量は０．０００１％以下であることが望
ましく、また２０ｎｍ以下の炭化物として析出するＣ量
は０．０００２％以下であることが好ましい。炭化物と
して析出するＣ量（＝Ｃ％とする）は、非水溶媒中で電
解抽出することにより得られた全析出物を化学分析し、
Ｔｉの化合物として分析されたＴｉ量（＝Ｔ％とする）
からＴｉＮとして析出するＴｉ量（＝Ｔ１％とする）お
よびＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出するＴｉ量（＝Ｔ２％と
する）を差し引いたＴｉ量により算出される。また、同
化学分析によってＮｂが検出される場合には、その量
（＝Ｎ１％とする）も加算する。従って、Ｃ＝（Ｔ−Ｔ
１−Ｔ２）／４＋１２／９３×Ｎ１となる。ここで、Ｔ
１はＴ１＝全Ｎ％×３．４２で与えられ、Ｔ２は抽出残
査中のＳ量（＝Ｓとする）を分析することにより、Ｔ２
＝Ｓ×３で与えられる。
％より増えると、微細析出物が増加し、焼鈍中の結晶粒
の成長が抑制されてｒ値が低下するため、必要に応じて
炭化物として析出するＣ量を０．０００３％以下にす
る。このような観点から、直径１０ｎｍ以下の炭化物と
して析出するＣ量は０．０００１％以下であることが望
ましく、また２０ｎｍ以下の炭化物として析出するＣ量
は０．０００２％以下であることが好ましい。炭化物と
して析出するＣ量（＝Ｃ％とする）は、非水溶媒中で電
解抽出することにより得られた全析出物を化学分析し、
Ｔｉの化合物として分析されたＴｉ量（＝Ｔ％とする）
からＴｉＮとして析出するＴｉ量（＝Ｔ１％とする）お
よびＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出するＴｉ量（＝Ｔ２％と
する）を差し引いたＴｉ量により算出される。また、同
化学分析によってＮｂが検出される場合には、その量
（＝Ｎ１％とする）も加算する。従って、Ｃ＝（Ｔ−Ｔ
１−Ｔ２）／４＋１２／９３×Ｎ１となる。ここで、Ｔ
１はＴ１＝全Ｎ％×３．４２で与えられ、Ｔ２は抽出残
査中のＳ量（＝Ｓとする）を分析することにより、Ｔ２
＝Ｓ×３で与えられる。
【００２５】上記成分を得るための原料は特に限定しな
いが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により成分を調
製する方法以外にスクラップを原料としてもよいし、こ
れを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部ま
たは一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含有してもよ
い。
いが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により成分を調
製する方法以外にスクラップを原料としてもよいし、こ
れを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部ま
たは一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含有してもよ
い。
【００２６】次に製造プロセスに関する限定理由を述べ
る。熱間圧延に供するスラブは、特に限定するものでは
ない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター
で製造したものなどであればよい。また、鋳造後に直ち
に熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）
のようなプロセスにも適合する。
る。熱間圧延に供するスラブは、特に限定するものでは
ない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター
で製造したものなどであればよい。また、鋳造後に直ち
に熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）
のようなプロセスにも適合する。
【００２７】熱間圧延における加熱温度は、Ｔｉ4 Ｃ2
Ｓ2 の析出量をなるべく増やすために、１２００℃以下
とすることが必須である。この観点からは、好ましくは
１１５０℃以下がよい。熱間圧延における仕上温度は、
プレス成形性を確保するために（Ａｒ3 −１００）℃以
上とする必要がある。また、熱間圧延は、粗圧延終了後
にバー接合して連続的に仕上熱延を行っても構わない。
Ｓ2 の析出量をなるべく増やすために、１２００℃以下
とすることが必須である。この観点からは、好ましくは
１１５０℃以下がよい。熱間圧延における仕上温度は、
プレス成形性を確保するために（Ａｒ3 −１００）℃以
上とする必要がある。また、熱間圧延は、粗圧延終了後
にバー接合して連続的に仕上熱延を行っても構わない。
【００２８】本発明は、熱延後の巻取温度が低くても加
工性を確保できるという特徴を有する。すなわち、本発
明によれば、Ｃの多くは、熱延の加熱時〜熱延後の冷却
までの過程でＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出しており、高温
巻取りしても大きく材質が向上することはない。従っ
て、巻取りは操業上適当な温度で行えばよく、室温から
８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは過剰な
設備が必要となるばかりで特段の効果もない。また、８
００℃超となると熱延板の結晶粒が粗大化したり、表面
の酸化スケールが厚くなり、酸洗コストの上昇を招くの
で８００℃を上限とする。本発明鋼の場合、巻取温度が
高いと、わずかに残存していた固溶Ｃが微細炭化物とし
て析出したり、Ｐの化合物が析出したりして、材質がむ
しろ劣化する傾向にある。従って、巻取りは６５０℃以
下の温度で行うことが好ましい。これらの有害な化合物
の析出を完全に避けるためには、５００℃以下の温度で
巻取ることがさらに好ましい。さらに、巻取り後に室温
付近まで温度が下がる時間を短縮するためには、１００
℃以下で巻取ることが好ましい。このような低温巻取り
化によって、製造コストの削減が計れることは言うまで
もない。
工性を確保できるという特徴を有する。すなわち、本発
明によれば、Ｃの多くは、熱延の加熱時〜熱延後の冷却
までの過程でＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出しており、高温
巻取りしても大きく材質が向上することはない。従っ
て、巻取りは操業上適当な温度で行えばよく、室温から
８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは過剰な
設備が必要となるばかりで特段の効果もない。また、８
００℃超となると熱延板の結晶粒が粗大化したり、表面
の酸化スケールが厚くなり、酸洗コストの上昇を招くの
で８００℃を上限とする。本発明鋼の場合、巻取温度が
高いと、わずかに残存していた固溶Ｃが微細炭化物とし
て析出したり、Ｐの化合物が析出したりして、材質がむ
しろ劣化する傾向にある。従って、巻取りは６５０℃以
下の温度で行うことが好ましい。これらの有害な化合物
の析出を完全に避けるためには、５００℃以下の温度で
巻取ることがさらに好ましい。さらに、巻取り後に室温
付近まで温度が下がる時間を短縮するためには、１００
℃以下で巻取ることが好ましい。このような低温巻取り
化によって、製造コストの削減が計れることは言うまで
もない。
【００２９】冷間圧延の圧下率は、深絞り性を確保する
という観点から６０％以上とする。連続焼鈍における焼
鈍温度は、加工性を確保するために、再結晶温度以上と
する。連続溶融亜鉛メッキラインにおける再結晶焼鈍温
度も同様の理由で再結晶温度以上とする。溶融亜鉛メッ
キは、メッキ性、メッキ密着性の観点から４２０〜５０
０℃がよい。その後の合金化処理温度は、低過ぎると合
金化反応が遅過ぎて生産性を損なうばかりか耐食性、溶
接性が劣悪になり、高過ぎると耐メッキ剥離性が劣化す
るので、４００〜６００℃で行うのが好ましい。より密
着性の優れたメッキ層を得るためには、４８０〜５５０
℃の範囲で合金化を行うのがよい。
という観点から６０％以上とする。連続焼鈍における焼
鈍温度は、加工性を確保するために、再結晶温度以上と
する。連続溶融亜鉛メッキラインにおける再結晶焼鈍温
度も同様の理由で再結晶温度以上とする。溶融亜鉛メッ
キは、メッキ性、メッキ密着性の観点から４２０〜５０
０℃がよい。その後の合金化処理温度は、低過ぎると合
金化反応が遅過ぎて生産性を損なうばかりか耐食性、溶
接性が劣悪になり、高過ぎると耐メッキ剥離性が劣化す
るので、４００〜６００℃で行うのが好ましい。より密
着性の優れたメッキ層を得るためには、４８０〜５５０
℃の範囲で合金化を行うのがよい。
【００３０】連続焼鈍や連続溶融亜鉛メッキラインにお
ける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度
でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行って
もよい。なお、溶融亜鉛メッキ以外にも電気メッキ等種
々の表面処理を施してもよい。
ける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度
でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行って
もよい。なお、溶融亜鉛メッキ以外にも電気メッキ等種
々の表面処理を施してもよい。
【００３１】
【実施例】以下に本発明を実施例をもって詳細に述べ
る。 （実施例１）表１、表２（表１のつづき−１）、表３
（表１のつづき−２）および表４（表１のつづき−３）
に示す化学成分を有するＴｉ添加極低炭素鋼およびＴ
ｉ、Ｎｂ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機
にてスラブとした後、表５、表７（表５のつづき−
２）、表１０（表５のつづき−５）および表１３（表５
のつづき−８）に示したような条件で熱間圧延を行い、
その後種々の巻取温度でコイルに巻取った。このコイル
の長手方向中心部から試料を切り出し、以下のような処
理を行った。すなわち、実験室にて酸洗後０．８ｍｍま
で冷間圧延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼
鈍条件は表５、表８（表５のつづき−３）、表１１（表
５のつづき−６）および表１４（表５のつづき−９）に
示す。その後、表６（表５のつづき−１）、表９（表５
のつづき−４）、表１２（表５のつづき−７）および表
１５（表５のつづき−１０）に示した圧下率で調質圧延
を行い、引張試験に供した。ここで、引張試験および平
均ランクフォード値（以下ｒ値）の測定は、ＪＩＳ５号
試験片を用いて行った。なお、ｒ値は伸び１５％で評価
し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方
向）および圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）の値
を測定し、下式により算出した。
る。 （実施例１）表１、表２（表１のつづき−１）、表３
（表１のつづき−２）および表４（表１のつづき−３）
に示す化学成分を有するＴｉ添加極低炭素鋼およびＴ
ｉ、Ｎｂ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機
にてスラブとした後、表５、表７（表５のつづき−
２）、表１０（表５のつづき−５）および表１３（表５
のつづき−８）に示したような条件で熱間圧延を行い、
その後種々の巻取温度でコイルに巻取った。このコイル
の長手方向中心部から試料を切り出し、以下のような処
理を行った。すなわち、実験室にて酸洗後０．８ｍｍま
で冷間圧延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼
鈍条件は表５、表８（表５のつづき−３）、表１１（表
５のつづき−６）および表１４（表５のつづき−９）に
示す。その後、表６（表５のつづき−１）、表９（表５
のつづき−４）、表１２（表５のつづき−７）および表
１５（表５のつづき−１０）に示した圧下率で調質圧延
を行い、引張試験に供した。ここで、引張試験および平
均ランクフォード値（以下ｒ値）の測定は、ＪＩＳ５号
試験片を用いて行った。なお、ｒ値は伸び１５％で評価
し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方
向）および圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）の値
を測定し、下式により算出した。
【００３２】ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ 試験結果を表６、表９、表１２および表１５にまとめて
示す。
示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】
【表７】
【００４０】
【表８】
【００４１】
【表９】
【００４２】
【表１０】
【００４３】
【表１１】
【００４４】
【表１２】
【００４５】
【表１３】
【００４６】
【表１４】
【００４７】
【表１５】
【００４８】表５〜表１５から明らかなように、本発明
の成分を有する鋼では、８００℃以下の温度で巻取るこ
とによって、優れた材質が得られることが分かる。特に
巻取温度が低くなり、炭化物として析出するＣ量が０．
０００３％以下になると、極めて優れた材質が得られ
る。これに対して比較鋼では、低温巻き取りでは材質が
劣悪となることが明らかとなった。
の成分を有する鋼では、８００℃以下の温度で巻取るこ
とによって、優れた材質が得られることが分かる。特に
巻取温度が低くなり、炭化物として析出するＣ量が０．
０００３％以下になると、極めて優れた材質が得られ
る。これに対して比較鋼では、低温巻き取りでは材質が
劣悪となることが明らかとなった。
【００４９】（実施例２）表１６および表１８（表１６
のつづき−２）に示したような条件で製造した表１〜表
４の鋼Ｎｏ．１、２、３、６、１１、１２、１３、１
４、２１、２４、２５、２８、３３、３５、３８、３９
の冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚にした後、冷延で０．８ｍ
ｍ厚としたもの）を用いて冷延コイル長手方向における
材質特性を調査した。
のつづき−２）に示したような条件で製造した表１〜表
４の鋼Ｎｏ．１、２、３、６、１１、１２、１３、１
４、２１、２４、２５、２８、３３、３５、３８、３９
の冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚にした後、冷延で０．８ｍ
ｍ厚としたもの）を用いて冷延コイル長手方向における
材質特性を調査した。
【００５０】試験結果を表１７（表１６のつづき−１）
および表１９（表１６のつづき−３）にまとめて示す。
および表１９（表１６のつづき−３）にまとめて示す。
【００５１】
【表１６】
【００５２】
【表１７】
【００５３】
【表１８】
【００５４】
【表１９】
【００５５】表１６〜表１９から明らかなように、本発
明の範囲によって製造された鋼は、コイルの中央部はも
ちろんのこと、その端部１０ｍにおいても優れた特性を
示している。これに対して比較鋼の場合には、コイル端
部になるにつれて材質が著しく劣化し、また低温巻取り
の場合には、コイル全長で材質が劣悪になった。この傾
向が端部になるほど顕著になるのは明白である。
明の範囲によって製造された鋼は、コイルの中央部はも
ちろんのこと、その端部１０ｍにおいても優れた特性を
示している。これに対して比較鋼の場合には、コイル端
部になるにつれて材質が著しく劣化し、また低温巻取り
の場合には、コイル全長で材質が劣悪になった。この傾
向が端部になるほど顕著になるのは明白である。
【００５６】（実施例３）表１〜表４の試料２、１１、
２２、３４（実機出鋼スラブ）を用いて冷延焼鈍後の材
質特性に及ぼす熱延加熱温度の影響について調査した。
すなわち、スラブを実機にて１０００〜１３００℃に加
熱し、仕上温度９４０℃で、板厚が４．０ｍｍとなるよ
うな熱間圧延を行った。ランアウトテーブルでの平均冷
却速度は２０℃／ｓであり、その後６９０℃でコイルに
巻取った。なお、コイルの全長は約２００ｍであった。
同コイルより実施例１と同様の位置からサンプルを切り
出し、酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、続いて実
験室において連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件
は、焼鈍温度：７９０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：室
温まで６０℃／ｓとした。その後、１．０％の圧下率で
調質圧延を行い、引張試験に供した。
２２、３４（実機出鋼スラブ）を用いて冷延焼鈍後の材
質特性に及ぼす熱延加熱温度の影響について調査した。
すなわち、スラブを実機にて１０００〜１３００℃に加
熱し、仕上温度９４０℃で、板厚が４．０ｍｍとなるよ
うな熱間圧延を行った。ランアウトテーブルでの平均冷
却速度は２０℃／ｓであり、その後６９０℃でコイルに
巻取った。なお、コイルの全長は約２００ｍであった。
同コイルより実施例１と同様の位置からサンプルを切り
出し、酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、続いて実
験室において連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件
は、焼鈍温度：７９０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：室
温まで６０℃／ｓとした。その後、１．０％の圧下率で
調質圧延を行い、引張試験に供した。
【００５７】試験結果を表２０および表２１（表２０の
つづき）にまとめて示す。
つづき）にまとめて示す。
【００５８】
【表２０】
【００５９】
【表２１】
【００６０】表２０および表２１から明らかなように、
本発明の範囲によって製造された鋼は、熱延コイルの中
央部はもちろんのこと、その端部においても冷延焼鈍後
の材質が優れている。これに対して、加熱温度が１２０
０℃超の場合には、コイル端部において冷延焼鈍後の材
質が著しく劣化した。 （実施例４）表１〜表４中の鋼Ｎｏ．５、１０、１１、
１２、２２、２４、４１、４２を用いて表２２に示した
条件で熱間圧延を施し、引き続き実機にて酸洗し、圧下
率８０％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式の連続溶
融亜鉛メッキラインに通板した。このときのメッキ条件
を表２２に示す。同様に表２２に示された圧延率で調質
圧延を施した後、機械的性質、メッキ密着性を評価し
た。得られた結果を表２３（表２２のつづき）に示す。
本発明の範囲によって製造された鋼は、熱延コイルの中
央部はもちろんのこと、その端部においても冷延焼鈍後
の材質が優れている。これに対して、加熱温度が１２０
０℃超の場合には、コイル端部において冷延焼鈍後の材
質が著しく劣化した。 （実施例４）表１〜表４中の鋼Ｎｏ．５、１０、１１、
１２、２２、２４、４１、４２を用いて表２２に示した
条件で熱間圧延を施し、引き続き実機にて酸洗し、圧下
率８０％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式の連続溶
融亜鉛メッキラインに通板した。このときのメッキ条件
を表２２に示す。同様に表２２に示された圧延率で調質
圧延を施した後、機械的性質、メッキ密着性を評価し
た。得られた結果を表２３（表２２のつづき）に示す。
【００６１】ここで、メッキ密着性は１８０℃密着曲げ
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープ
を接着した後、これを剥がしてテープに付着した剥離メ
ッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とした。 １：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、
５：剥離なし
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープ
を接着した後、これを剥がしてテープに付着した剥離メ
ッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とした。 １：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、
５：剥離なし
【００６２】
【表２２】
【００６３】
【表２３】
【００６４】表２２および表２３から明らかなように、
本発明の範囲によって製造された合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板はコイルの部位に関わらず優れた特性を示してい
る。これに対して比較鋼では、コイルの部位による加工
性のばらつきが大きかった。
本発明の範囲によって製造された合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板はコイルの部位に関わらず優れた特性を示してい
る。これに対して比較鋼では、コイルの部位による加工
性のばらつきが大きかった。
【００６５】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、熱延後の
巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手
方向および幅方向に均一に優れた材質が得られ、従来切
捨てられていたコイル端部を製品とすることができる。
また、本発明の高強度鋼板を自動車用として適用した場
合には、板厚を軽減することができるため、燃費の向上
をもたらし、近年大きな問題となっている地球環境問題
にも貢献し得るので、その価値は大きい。
巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手
方向および幅方向に均一に優れた材質が得られ、従来切
捨てられていたコイル端部を製品とすることができる。
また、本発明の高強度鋼板を自動車用として適用した場
合には、板厚を軽減することができるため、燃費の向上
をもたらし、近年大きな問題となっている地球環境問題
にも貢献し得るので、その価値は大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 (72)発明者 小山 一夫 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 高橋 学 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００
７％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５
〜０．８％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．２
％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ｎ：０．００７
％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％かつＴｉ＊＝Ｔｉ−
３．４２ＮとしたときＴｉ＊／Ｓ≧１．５を満たす範囲
で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、さ
らに全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ＝
（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％）がＫ≦０．２であ
ることを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項２】 さらに、炭化物として析出するＣ量が
０．０００３％以下であることを特徴とする請求項１記
載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項３】 さらに、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％
を含有することを特徴とする請求項１または２記載の加
工性の均一性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項４】 さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００３
０％を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか
１項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分
を有する鋼を加熱温度≦１２００℃、仕上温度≧（Ａｒ
3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の
温度範囲で巻取り、圧下率≧６０％の冷間圧延を施し、
さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工
性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分
を有する鋼を加熱温度≦１２００℃、仕上温度≧（Ａｒ
3 −１００）℃の熱間圧延を施し、室温から８００℃の
温度範囲で巻取り、次いで圧下率≧６０％の冷間圧延を
施した後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキ
ラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜
鉛メッキを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れ
た溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 亜鉛メッキを施した後、４００〜６００
℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする請求
項６記載の加工性の均一性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板
の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
| JP2008110386A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Nippon Steel Corp | 延性及び耐常温時効性に優れた冷延鋼鈑の製造方法 |
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1994
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| WO2019105041A1 (zh) * | 2017-11-30 | 2019-06-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 磁性优良的无取向电工钢板及其制造方法 |
| US11371111B2 (en) | 2017-11-30 | 2022-06-28 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties and manufacturing method thereof |
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