JPH02122022A - 非時効・深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は製鋼でのＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ　
ＦｒｅｅＳｔｅｅｌ）　（製鋼で炭素を掻く低いレベル
である数十ｐｐｍまで低下させさらに炭素と親和力の強
いＴｉやＮｂを添加して鋼中の固溶炭素および窒素を完
全になくした鋼）によらずに、非時効性と加工性を兼ね
備えたＪＩＳ・Ｇ３３０２絞り用第２種ないし第３種溶
融亜鉛めっき鋼板及び１２１帯（合金化）、記号ｒＳＧ
ＣＤ２　Ｊ　、　　ｒｓＧｃＤ３　Ｊを製造する方法に
係わる。

（従来の技術） 合金化溶融亜鉛めっきラインは通常、無酸化加熱炉−還
元炉一急冷帯一調整冷却帯一亜鉛ポット再加熱−合金化
炉−急冷からなり還元熱処理中に溶解した鋼中の炭素は
固溶したまま残存し極めて大きな時効性を呈する。また
表面の還元処理が再結晶焼鈍を兼ねているが極めて短時
間のため十分な加工性を鋼板に付与させることは難しい
。そのため絞り用のような加工性が必要とされるもので
は素材はもっばらｌ　Ｉ”鋼によっていた。例えば特公
昭５５−４９１３８号公報記載の発明がある。しかし、
ＩＦ鋼は製鋼での真空脱ガス処理に長時間を要し経済的
に問題がある。また、製鋼設備に大きな制約が必要とな
る。ＩＦ鋼によらず通常のｌキルト鋼で絞り用を製造す
るには例えば特公昭５１２９０９５号公報に見られるよ
うに事前に箱焼鈍にて上背再結晶焼鈍を施し加工性を付
与させてから合金化溶融亜鉛めっきラインを通す。さら
に溶融亜鉛めっき後固熔炭素の析出処理のため再び箱焼
鈍を利用し３００〜４００℃から徐冷する必要がある。

このように製鋼にＩ′Ｌ荷をかけないようにするには多
くの工程を必要とする。

以上のように低炭素へ！キルト鋼を使い、インラインで
該鋼板を製造することは極めて困難な課題であった。＋
Ａ質未達成の内容は大きく別けて二つある。一つは加工
性、具体的に１値（ランクフォード値とも呼ばれ、［板
幅対数ひずみ１／［板厚対数ひずみ］で定義され、深絞
り性を表し結晶集合Ｉｔ；［１織に依存する）や伸び値
（延性、ｎ値やばて表される）を付与させられないこと
である。二つ目は炭素時効問題である。炭素は室温付近
での固溶限が極めて小さく十分時間をかけて冷却すれば
事実上残存せず時効の問題はない。しかし通常合金化溶
融亜鉛めっきラインでは合金化処理後急冷を施すので多
量の固溶炭素が残留し大きな時効性を呈する。

熔融亜鉛めっきのインラインで該鋼を製造するという試
みもなされている。特開昭６Ｏ−２５１２２Ｇ号公報記
載の発明がそれで、固溶窒素のないＡ！キルド綱を用い
急冷−再加熱後め−、きしその後２〜１０分の固溶炭素
析出処理を行なうというものである。

しかしながらこの技術にもまだ欠点を有する。それは熱
延高温巻取に伴う問題と、耐時効性の到達レベルである
。前者は固溶窒素をなくするために高温巻取効果を施す
かまたはＢ添加を行なうが、高温巻取では熱延コイルの
端部ではこの効果がおよばずその結果コイル端部は材質
が伴わない。したがってこの部分は切り捨てる必要があ
り数％〜１０％の歩留低下となっていた。さらに熱延コ
イルが高温でさらされるためスケールの生成量が増し酸
洗性が大幅に低下するという欠点もあった。

またＢ惰力Ｕは材質のうら特に１値を劣化させるうえコ
ストアップにもつながる。一方、時効性に関しては炭素
時効の問題のない、また鋼板の用途的にも競合する箱焼
鈍冷延鋼板と同等の非時効性とするには時効指数で２ｋ
ｇｆ／−以内とする必要があることが判明した。これは
残留固溶炭素量で’２ｐｐｍ以内という値であり、上記
技術での到達レベル、時効指数で３ｋｇｆ／ｍｊ、固溶
炭素で５　ｐｐｍを、さらに５０％以上改善する必要が
ある。さらにまた、この技術では亜鉛の合金化には触れ
ておらずそれに伴う熱履歴の変化で固ン容炭素量が太き
（変わることが予想される。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は従来技術のこのような欠点を克服し低炭素へ！
キルド鋼を用い、熱延高温巻取を施さずに、また重複し
た工程を使わずに熔融亜鉛めっきラインのみで（ただし
ラインの改造は必要であるが）　、５ＧＣＤ２ないし５
ＧＣ０３級合金化熔融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を
提供するものである。具体的な特性値としては、亜鉛め
っきの目イ］量が６０ｇ／ｎｆ（ＪＩＳの記号でＦＯ１
３の場合）で、加工性として７値＝１．６５　（≧１．
４）、降伏点強度ＹＰ＝１８ｋｇｆ／ｍシ（≦２０　ｋ
ｇｆ／＋＋ｊ）、伸びば一４４％（≧４２％）（ただし
ばは板厚依存性があるので、この値は０．８　ｎ＋＋ｎ
相当である）、また耐時効性は時効指数で２ｋｇｆ／ｉ
以内という各値を満たず合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造法である。

（課題を解決するための手段） 本発明の骨子はＣ：　０．０．０８〜０．０２５％、Ｍ
ｎ　：　０．０５〜０．１５％、Ｐ　５０．０１２％、
Ｓ　：　０．００４〜０．０１５％、酸可溶Ｌｅ：０．
０５〜０．１５％、Ｎ≦０．００２０％を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼をＡｒ３変態点以上
で熱間圧延を行ない、６２０〜６７０　℃で巻取り、冷
延し続いて連続式合金化溶融亜鉛めっきラインを通板す
るにあたり、無酸化加熱炉で均熱後還元炉で７７０℃以
上の温度域まで加熱し、その後６５０〜７３０℃まで３
〜２０℃／ｓで冷却し、この温度域よりｔｏｏｏ℃八以
下の冷へ速度（ｖ）で急冷し、続いて温度Ｔ。（℃）で
３０ｓ以内保定してセメンタイトの核生成を行なわせ、
その際、ｎ１１記温度Ｔ０（℃）を２００℃以上で一７
０ｘ　（ｆｏｇ（ｖ／１０００）ｌ　”＋３４０で計算
される値（Ｃ）以下とし、引き続き４２０℃ないし４７
０℃の間まで再加熱して溶融亜鉛ボットに浸漬し溶融亜
鉛めっきを施し、さらに５５０〜６００℃の温度Ｔ、（
℃）に加熱し１０ｓ以内の合金化処理を行ない、次いで
２５０〜２９０℃の間の温度ｒ、（’ｃ）まで時間ｔＯ
Ａ（！りとして１８０〜３００８間冷却するにあたり、
温度Ｔ（℃）〜時間ｔ　（ｓ）関係を、を、 で表したときに指数ｎが３〜１５となるような冷却曲線
内で冷却することを特徴とする非時効・深絞り用合金化
熔融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。

溶融亜鉛めっきライン通仮によって十分な粒成長性を付
与させるには、冷延に先立つ熱延板の炭化物を十分凝集
・ｔＵ大化し大部分の結晶粒界には炭化物が存在しない
状態にしておく必要がある。

それとともに再結晶焼鈍時、最も有害な析出物として窒
化アルミニウム（八７Ｎ）があるが、これを無害化する
ためにやはり熱延板の状態で」−分へＩＮを析出・粗大
化しておく必要がある。この２つの作用が熱延高温巻取
の効果と考えられるが、その状況を第１図に示す。

図より冷延・連続焼鈍後の１値が主としてこの二つの要
因で律せられている様子がわかる。この図より熱延板中
での炭化物凝集はランク「３」以上、固溶窒素量は１０
ｐｐｍ以内好ましくは５　ｐｐｍ以内とする必要がある
ことがわかる。

なお炭化物凝集のランクは数値の大きいほどその程度が
大きい。各ランクに応じた標準的な炭化物の光学顕微鏡
写真をもとにした模式図を第４図に示す。つぎに巻取温
度が６７０℃以下という条件で、炭化物凝集、固溶窒素
低減という二つの特性値が一定値以上になる条件を求め
るために以下の実験を行なった。

第２図は巻取温度６７０〜６２０℃で炭化物凝集におよ
ばず炭素量、Ｍｎｉ、Ｐ　攪の影響を調べた結果を示す
。（図中の記号は下記表の意味を有する。） 付表　　第２図の記号の意味 」 畳 炭素量が少ないほど炭化物は（疑集するが低Ｍｎｈ・つ
／もしくは低Ｐも炭化物のａ集化の必要条件であること
がわかる。この図より炭化物の凝集度「３」以上を得る
にはＣ５０，０２５％、ＭｎＳ２．１５％、Ｐ≦０．０
１２％とする必要がある。安定して凝集度「３」以上を
得るにはＣ５０，０２％、ＭｎＳ２．１２％、かつ／ま
たはＰ≦０．００８％とすることが好ましい。

つぎに熱延板処理の状態を表わすもう−っの要件、熱延
板固溶窒素量に対する条件について述べる。第３図は熱
延板固溶窒素量に対するＡｊ２１の影ツを調べた図であ
る。全窒素含有量を２０ｐｐｍ以下と２０ｐｐｍ超とに
層別し、また、巻取温度を６４０〜６５５℃のグループ
と７３０〜７５０℃のグループに層別して表わした。高
温巻取、低窒素含有星はど熱延板固溶窒素量は減少する
。（ｉ５０゛Ｃ前後の巻取温度で熱延板固溶窒素量を１
０ｐｐｍ以下にするには全窒素含有量を２０ｐｐｍ以下
とし、かつＡＩを０．０５％以上とする必要があること
がわかる。

以上Ｃ＋　Ｍｎ、　ｐ　ｌ　Ｎの上限およびＡＩの下限
規定の理由と数値限定理由について述べた。さてＡｌキ
ルト鋼による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっ
てのもう一つの課題、耐時効性に対しては本発明におい
ても炭素の過時効中における時効析出を利用する。その
詳細は還元炉にて再結晶焼鈍後、フェライト結晶粒内に
微細にセメンタイトを核発生させ析出に必要な拡散距離
を短くして合金化処理後の過時効過程で固溶炭素を極力
減少しようとするものである。このため成分および還元
炉での再結晶焼鈍後の急冷・適冷、小規模再加熱、合金
化処理後の過時効析出パターンを特定している。

特に本発明では符焼鈍材並みの完全非時効を目標として
おり、そのため急冷速度に見合った低温保定による核生
成段階、再加熱後特定の傾斜過時効パターン等からなっ
ている。当然のことながらこの処理を既存のラインで行
うには改造が必要である。以下、既述した要件以外の要
件の説明とその数値限定理由について述べる。

Ｃの下限は時効性の観点から制限される。すなわち過時
効析出にあたっては析出の駆動力を増すためＣの過飽和
度を増す必要があるが、Ｃ含有量が少ないといくら焼鈍
後急冷を施してもＣの過飽和度は増大しない。この意味
でＣはｏ、ｏｏａ％以上とする必要がある。過飽和度を
安定して確保するためには０．０１２％以上含有させる
ことが好ましい。

Ｍｎの下限およびＳの上限はＦｅＳ生成防止の観点から
制限される。すなわちＭｎ／Ｓの比が小さいとＳは！ｉ
ｅｓとなって析出しこれが熱間脆性をもたらす。

そのためＭｎは０．０５％以上、Ｓは０．０１５％以下
とする必要がある。一方、Ｓの下限は適当なＦＩｎＳ確
保のため制限される。すなわちＭｎＳは粒内に析出する
セメンタイトの析出す・イトであり、ＭｎＳを適当に分
散させるごとにより、セメンタイトの核発生密度を適度
に高め炭素の拡散距離を短くし拡ｎしこ要する時間を短
くして非時効化を促進する。このためＳは０．００４％
以上とする。

八！は上述のように熱延巻取時にＡＩＮ析出を促進する
ために０．０５％以上とする必要があるがあまり多ずぎ
ると鋼を硬質にし、また７値を劣化させるので０．１５
％以内とする必要がある。

つぎに工程に関する要件について述べる。

熱延は＾ｒ、変態点以上で終了しなければならない。こ
れより低い温度で熱延を行なうと表層に粗大粒が発生し
たり加工組織が生じこれらは冷延再結晶焼鈍後の集合組
織形成に悪影響を与える。

巻取温度は６２０〜６７０℃とする。巻取温度は本発明
にあっては下げることができることに特徴があり、高温
巻取に起因する作業阻害やコストアップが避けられる。

６７０℃超では低温巻取化の効果がない。しかしながら
６２０℃未満では上述の炭化物凝集やＡＺＮ析出が生じ
難いため６２０℃以上の温度は確保する必要がある。好
ましくば６３０〜６６０℃の範囲である。

熱延後コイル状に巻かれた鋼板はその後酸洗、冷延され
続いて連続式合金化溶融亜鉛めっきラインを通板する。

還元炉での最低温度は７７０℃とする必要がある。７７
０℃未満では十分な粒成長が生じず硬質かつ低ｆ値とな
る。この温度の上限は通常法られる８５０℃以内であれ
ばよい。

つぎに急冷・低温核生成保定・再加熱・合金化処理・過
時効の各条件は本発明にあっては耐時効性を確保するう
えで（さらには加工性との両立のうえで）極めて重要な
要件となる。急冷によりＣの過飽和度を高め、続く低温
保定域で、成分および熱延条件調整により適度に分散さ
せたＭｎＳトにセメンタイト核を発生させる。その後め
っき浴温度まで再加熱し、めっき浴に浸漬しさらに５５
０〜６００℃の合金化処理温度まで昇温し合金化処理を
行った後過時効帯に入り、適当な傾斜過時効処理により
セメンタイト核を成長させ、固溶炭素を速やかに低減さ
せる。還元炉での熱処理夜会、冷を行うがこの象、冷に
先だって炭化物を一旦溶解させておく必要がある。その
ため還元炉出側温度から６５０〜７３０℃の温度域まで
３〜２０″Ｃへの冷却速度で徐冷する必要がある。この
条件をはずすと岱、冷開始時の炭素の溶解量が不足し急
、冷の意味がなくなる。

つぎにこの温度から１０００℃八以下の冷へ速度ｖ（’
Ｃ／ｓ）で、２００℃以上、 １、−７０Ｘ　（ｌｏｇ（ｖ／１０００）　ｌ　”＋３
４０　］　（’Ｃ）以下の温度゛ｒ０（℃）まで急冷し
この温度で３０ｓ以内保定する。■が１０００℃／ｓ超
となると焼入れのため転位密度が高まり、鋼の延性を損
ねる。また、鋼板形状を保つことも難しい。■が小さく
なるほど、核生成のための保定温度は低くしなければな
らない。

上式で示される上限値を超えると十分な粒内セメンタイ
トの核生成が生じない。また、２００℃未満ではマトリ
ックスと整合度の大きい微細なセメンタイトやε炭化物
が生成し、やはり鋼の延性を田ねる。核生成のための保
定時間は３０ｓ以内とする。この保定時間は３０ｓの上
限値で飽和傾向にあり、むやみに長くすることは経済性
をＩｆｆなう。

核生成終了後めっき浴温度である４２０〜４７０℃の温
度まで３℃／ｓ以上の昇温速度で昇温する。３“Ｃ／ｓ
未満では昇温に時間がかかりすぎて経済性を１員なう。

なお上限は現在の工業レベルから５０℃／Ｓ程度と考え
られる。めっき浴浸漬後、合金化炉で合金化処理を行う
。この内容は５５０〜６００゛Ｃの温度Ｔ、（℃）まで
昇温し１０ｓ以内保持する。

この条件は合金化の程度に従い適宜採られる。この後、
核生成した炭化物の最短時間成長を行なわせるため特定
の温度〜時間関係を採りながら冷却する。すなわちこれ
が炭素の最適過時効析出に当たる。この条件は炭素の拡
ＩＷの温度依存性とセメンタイ１−〇固溶限の温度依存
性とから高温からげん垂線状に冷却することが良いと考
えられる。

この条件を明かにするために本発明に従った成分および
熱延条件のもとで製造された試料を用い、種々の連続溶
融亜鉛めっきの工程条件のもとで焼鈍した。焼鈍は赤外
線加熱方式で、冷却をガスジェントや気水により行ない
、冷却中の温度をフィードバックして冷却速度を制御で
きる熱処理設備により検討した。試行錯誤を繰返し、種
々検討した結果、つぎの実験式で冷却パターンを表わす
ことが良いことが判明した。

この弐の冷却パターンを一例として、Ｔ＋＝５８０”ｃ
　、　’ｒ２　＝２７０℃、ｔＯＡ＝　２００ｓの場合
について、ｎ＝０．１〜１５に変化させた結果を第５図
に示す。ｎの影響を明かにするため、’ｒ２＋ＥＯＡを
種々変化さ−せてｎと時効性との関係を調べた。焼鈍条
件は、８００℃１３０ｓ均熱後７００℃まで３℃／ｓで
冷却し、続いて８０℃／ｓの冷却速度で２４０℃まで冷
却しこの温度で１０ｓ保定し、次いで３０’Ｃ／ｓでＴ
、温度（５８０℃）まで昇温するという内容である。

熱処理後１％の調質圧延を行ない材料の時効指数を測定
した。結果を第６図に示す。ｎが大きいと時効指数は非
常に大きくなるが一方、ｎが小さすぎてもＡＩ≦２ｋｇ
ｆ／−とはならない。このようにｎの影響は大きく、ま
たｎには最適な範囲が存在する。もちろんｔ。Ａは長い
方が安定して低ＡＩとなる。この結果より指数ｎとして
、３〜１５でＡＩ＝２ｋｇｆ／ｍｊＬｕ内となるので、
この値を本発明の範囲とする。他の条件の変動等に対し
てより安定してＡＩ≦２ｋｇｆ／−を得るためにｎ＝３
〜１０の条件とすることがより好ましい。

つぎに過時効冷却開始温度Ｔ１は５５０〜６００℃とす
る必要がある。これは合金化処理のために必要な温度で
ある。過時効開始温度はこの範囲内であればいずれの値
であっても良い。過時効時間１、えは１８０〜３００ｓ
とする。１８０８未満では如何に最適冷却パターンを採
ってもＡＩ≦２ｋｇｆ／ｍシを安定し−で得ることは難
しい。ｔＯＡば長ければ長いほど容易に非時効化しやす
いが、設Ｏｔｌが長大になるばかりである。現状の経済
性等を考慮すると３００ｓ程度が最長と考えられる。過
時効終了温度Ｔ２は２５０〜２９０℃とする。２５０℃
未満では炭素の拡散は事実」二生しない程度に遅く、こ
の温度域に保持することは無駄である。また上限は２９
０℃とする。

これはＡＩ＝２ｋｇｆ／−に対応する炭素の平衡固溶限
温度が２９０℃強であり、この温度以上にいくら保持し
てもＡＩ≦２ｋｇｆ／−とは原理上なりえない。

本発明の鋼は通常転炉にて出鋼され、場合によっては取
鍋精錬され、その後場合によっては真空脱ガスにより成
分調整されスラブとされる。スラブは冷却されて続いて
加熱炉を経て熱延されるが、スラブの温間挿入や、加熱
炉を経ない直送圧延でも差し支えない。加熱する場合加
熱温度は１０００〜１３００℃が通常である。１０７０
℃以下の低温に加熱し熱延することが祠料の軟質化とい
う面からは好ましい条件である。熱延仕上終了温度およ
び巻取温度については前記のとおりであるが仕上終了か
ら巻取までのＲＯＴ　（Ｒｕｎ−ｏｕｔ　Ｔａｂｌｅ）
での冷却は平均冷却速度で２０℃／ｓ未満の徐冷の方が
炭化物凝集の点で好ましい。熱延コイルは冷却された後
酸洗され冷延されるが冷延率は通常と同じ６０〜８５％
で良い。ただ本発明の鋼は７値の冷延率依存性が高冷延
率側にシフトしておりこの意味からは７７％以上の高冷
延率圧下とすることが好ましい。

つぎに本発明を実施例にて説明する。

〔実施例−１〕 第り表に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼し７、
連続鋳造にてスラブとした後１０３０〜１０５０’ｃに
加熱し仕上終了温度が８６０〜８８０　’Ｃ１板厚４、
０　ｍｍとなるように熱延を行ない、続いて［≧０′Ｆ
で平均冷却速度が１５℃／ｓどなる冷却を行ない、その
後６４０〜６６０℃でコイルに巻き取った。

酸洗後０．８　ｍｍまで冷延を行ない続いて連続式合金
化溶融亜鉛めっきラインを通板した。溶融亜鉛めっきラ
インは改造を加え、還元炉を出た後ノズルとス１−リン
ブの間隔を縮めた強力ガスジエソ［冷却を設置し、ガス
ジェット冷１４１後誘導加熱装置で昇温できるようにし
た。合金化炉の後面には過時効炉を設り、炉内適所にガ
スジェット冷却あるいは保定のためのヒーターを設置し
種々の冷却曲線が採れるようにした。連続溶融亜鉛めっ
きでの条件は、還元炉での板温度：８２０℃１最初の徐
冷］６９０℃まで５．５℃／ｓで冷却、急冷；２５０℃
まで８０℃／３で冷却、適冷条件：２４０℃で２Ｓ保定
、百方Ｉ］熱速度：３０’Ｃ／ｓ、百方１１熱到達温度
：４５０℃１合金化条件】５８０℃，３ｓ、ｆｔｌ斜過
斜動時効条件ｚ＋　（ｏＡ＋ｎ）　：変化（第２表）、
′ｒ２／ｌＩ！度からは水冷、とした。その後１％の伸
び率でスギンバス圧延を行なって試験に供した。過時効
条件の組み合せを第２表に示す。亜鉛の日付は両面で６
０８／　ＩＩ？とじた。

引張試験はＪＩＳＺ２２０１．５弓試験片を用い同７．
２２４１記載の方法に従って行ない、降伏点強度（ＹＰ
）、引張強度（’Ｉ”Ｓ）および伸び（［ｆ）を求めた
。ｎ値は１０〜２０％の荷重を読み取りｎ果梗化則第２
表　過時効条件 が成り立つとして計算し求めた。？値は１５％ひずみの
値で、！Ｉ算し面内平均を取った。つぎに時効性に関し
てはまず１００　’Ｃ１６０ｍ１ｎ人工促進時効後の降
伏点伸び（ＹＰ−Ｅりを測定した。また時効指数（ＡＩ
）および固）容炭素量も求めた。ＡＩは１０％予ひずゐ
後１００℃，６０ｍ１ｎの時効を行ないこの時効前後で
の降伏点強度の上昇分で示ず。

また固ン容炭素璽は内部摩擦測定により５ｎａｃｋビー
ク高さを求めこれに１．３を乗じて固溶炭素量（単位は
ｐｐｍ　）とした。

試験結果を第３表に示す。この表から明らかなように本
発明にしたがった鋼Ｂ、Ｄ、ＧおよびＨは熱延が６５０
　℃前後の低温巻取にもかかわらず、加工性、時効性と
もに目標通りの良好な特性を示すのに対し、鋼Ａ、Ｃ，
Ｅおよびｌでは硬質で低Ｆ値となっている。また、鋼Ｅ
、　　Ｆおよびｌでは時効性が大きい。ただし過時効条
件のはずれた鋼Ｂの内条件ｄについては時効性が不良で
ある。

なお、鋼のめっきの状態も合わせて調べたがめつき密着
性、合金化状態いずれもＩＦ鋼に比して良好であった。

〔実施例−２〕 第１表に示す鋼の一部を用いて第４表に示す熱延条件お
よび合金化連続溶融亜鉛めっき条件にて試験した。なお
、第４表以外の条件については実施例−１と同じ条件を
採った。第５表に加工性および時効性の試験結果を示す
。試験方法については実施例−１と同じである。本発明
に従った試験Ｎｏ、ｉ０３．１０７．１１２．１．１５
．１１６および１１８の鋼は、試験Ｎｏ、ｌＯ］の高温
巻取をした鋼と同様、低ＹＰ、高じ、高ｎ値および高７
値を示しつつ、時効性の指標であるＹＰ−ＥＺ、ＡＩお
よび固溶炭素量はいずれも低い値である。これに対し、
成分あるいは工程条件の異なる他の鋼では硬質・低延性
あるいは／また低い耐時効性を呈している。

本発明に従った鋼では熱延コイル端部まで材質はＩ＋ｉ
保されていたが、試験Ｎｏ、　１０１の高温巻取をした
鋼では端部材質は極度に劣化しており、５ＧＣＤ　Ｚ並
みの材質を確保するにはトンプ部１．５％、ボトム部２
％、５ＧＣＤ　ａ並みの材質を確保するにはトノ１部４
％、ボトム部５％切り込む必要があった。

また、 めっき密着性および合金化状態はいずれも■ Ｆ鋼に比し良好であった。

（発明の効果） 自動屯、家庭電気や建材に対する防錆の要請は近年ます
ます大きくなってきており、絞り用の合金化）容部亜鉛
めっき鋼板が大量に使用されつつある。このような合金
化溶融亜鉛めっき鋼板がＩＦ鋼を使わずに低炭素Ａ７キ
ルド鋼で製造できるようになった意義は極めて大きいと
言える。すなわちＩＦ鋼は、経済性において欠点がある
うえに、スリバー等の製鋼原因表面欠陥の発生率も高く
、さらにめっき密着性にも問題があった。しかし加工性
および時効性という材質面からＩＦ鋼に頬らざるを得な
かった。本発明により八１−に鋼が使えるようになった
わけでＩＦ鋼の上記の欠点が一挙に解決された。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷延・連続焼鈍後の７値におよぼす熱延板の炭
化物凝集度および固溶窒素量の影響を示す。第２図は熱
延後低温巻取した材料の熱延板の炭化物凝集度に対する
全炭素含有量の影響を示す回で、ＭｎｉおよびＰｉで層
別して示す。第３図は熱延板中の固溶炭素量に対する酸
可溶Ａ／けの影響を示す図で、巻取温度および含有窒素
量で層別して示す。第４図は炭化物凝集度を示す標準図
で、（イ）は凝集度１でセメンタイトの形態が点列状、
（ロ）は凝集度２でセメンタイトの形態が短（細い状態
、（ハ）は凝集度が３でセメンタイトの形態が長く細い
状態、（ニ）は凝集度が４でセメンタイトの形態が長く
太い状態を表わす。第５図は過時効開始から終了までの
冷却曲線の例で指数ｎが変化している。第６図は指数ｎ
と時効指数ＡＩとの関係を示す図である。 第 図 ？５ 然延坂中の固８ｔ＃、ＩＣｐｐｙｙｔ）第 囚 ０．０１ θθ３ 全炭素含有量 （ｐｐｍ） 第 図 と０２ ａσ４　　　　σ０６ 最可慶Ａｌ−１−（％） θθＩ ０／θ （イ） 凝集度ｆ （ロ） ：艮累１２ だで ／８゜ ｔ）４０ 第 図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００８〜０．０２５％、Ｍｎ：０．０５〜０．
   １５％、Ｐ≦０．０１２％、Ｓ：０．００４〜０．０１
   ５％、酸可溶Ａｌ：０．０５〜０．１５％、Ｎ≦０．０
   ０２０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
   る鋼をＡｒ＿３変態点以上で熱間圧延を行ない、６２０
   〜６７０℃で巻取り、冷延し続いて連続式合金化溶融亜
   鉛めっきラインを通板するにあたり、無酸化加熱炉で均
   熱後還元炉で７７０℃以上の温度域まで加熱し、その後
   ６５０〜７３０℃まで３〜２０℃／ｓで冷却し、この温
   度域より１０００℃／ｓ以下の冷却速度（ｖ）で急冷し
   、続いて温度Ｔ＿０（℃）で３０ｓ以内保定してセメン
   タイトの核生成を行なわせ、その際、前記温度Ｔ＿０（
   ℃）を２００℃以上で−７０×｛ｌｏｇ（ｖ／１０００
   ）｝＾２＋３４０で計算される値（℃）以下とし、引き
   続き４２０ないし４７０℃の間まで再加熱して溶融亜鉛
   ポットに浸漬し溶融亜鉛めっきを施し、さらに５５０〜
   ６００℃の温度Ｔ＿１（℃）に加熱し１０ｓ以内の合金
   化処理を行ない、次いで２５０〜２９０℃の間の温度Ｔ
   ＿２（℃）まで時間ｔ＿Ｏ＿Ａ（ｓ）として１８０〜３
   ００ｓ間冷却するにあたり、温度Ｔ（℃）〜時間ｔ（ｓ
   ）関係を、１−ｅｘｐ（−ｎ・ｔ／ｔ＿Ｏ＿Ａ） Ｔ＝Ｔ＿１−（Ｔ＿１−Ｔ＿２） １−ｅｘｐ（−ｎ） で表したときに指数ｎが３〜１５となるような冷却曲線
   内で冷却することを特徴とする非時効・深絞り用合金化
   溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。