JPH08170147A - コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 - Google Patents
コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法Info
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- JPH08170147A JPH08170147A JP31291094A JP31291094A JPH08170147A JP H08170147 A JPH08170147 A JP H08170147A JP 31291094 A JP31291094 A JP 31291094A JP 31291094 A JP31291094 A JP 31291094A JP H08170147 A JPH08170147 A JP H08170147A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】単純な極低炭素鋼をベースに、常温非時効性と
深絞り性などの加工性および表面部位がコイル長手方向
で極めて均一な溶融亜鉛メッキ鋼板。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００２６、
Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：０．０３〜２．０、Ｐ：０．
０１〜０．１０、Ｓ：０．００１０〜０．０２０、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１、Ｎ：０．０００１〜０．００
４０、Ｂ：０．０００１〜０．００３０を含有し、０≦
Ｎ−１４Ｔｉ／４８≦０．００１５を満足する極微量の
Ｔｉを添加し、残部が、Ｆｅおよび不可避的不純物であ
って、コイル長手方向における材質変動が｜ΔＹＰ｜≦
１５ＭＰａ、｜ΔＥ１｜≦１．５％である、長手方向の
材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶
融亜鉛メッキ鋼板。
深絞り性などの加工性および表面部位がコイル長手方向
で極めて均一な溶融亜鉛メッキ鋼板。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００２６、
Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：０．０３〜２．０、Ｐ：０．
０１〜０．１０、Ｓ：０．００１０〜０．０２０、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１、Ｎ：０．０００１〜０．００
４０、Ｂ：０．０００１〜０．００３０を含有し、０≦
Ｎ−１４Ｔｉ／４８≦０．００１５を満足する極微量の
Ｔｉを添加し、残部が、Ｆｅおよび不可避的不純物であ
って、コイル長手方向における材質変動が｜ΔＹＰ｜≦
１５ＭＰａ、｜ΔＥ１｜≦１．５％である、長手方向の
材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶
融亜鉛メッキ鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、コイルの長手方向の材
質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融
亜鉛メッキあるいは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板とその製
造方法に関する。本発明が係わる鋼板とは、自動車、家
庭電気製品、建築物などの用途にプレス成形をして使用
されるものであり、防錆や加工性などの一層の改善のた
めに上層に表面処理をさらに施した鋼板も含むものに関
する。
質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融
亜鉛メッキあるいは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板とその製
造方法に関する。本発明が係わる鋼板とは、自動車、家
庭電気製品、建築物などの用途にプレス成形をして使用
されるものであり、防錆や加工性などの一層の改善のた
めに上層に表面処理をさらに施した鋼板も含むものに関
する。
【０００２】
【従来の技術】溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩によ
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
このような極低炭素鋼板は、一般的にＴｉおよびＮｂの
うち少なくとも一種を添加して製造されることはよく知
られている。すなわち、ＴｉおよびＮｂは、鋼中の侵入
型固溶元素（Ｃ，Ｎ）と強い引力の相互作用を持ち、炭
窒化物を容易に形成する。従って、過時効処理のないラ
イン内焼鈍式の連続溶融亜鉛メッキラインで製造しても
侵入型固溶元素のない鋼（ＩＦ鋼：Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔ
ｉａｌＦｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）が得られる。このような
ＩＦ鋼は、歪時効性や加工性を劣化させる原因となる侵
入型固溶元素を含まないので、非時効で極めて良好な加
工性を有する特徴がある。さらに、ＴｉやＮｂの添加は
粗大化しやすい極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径を細
粒化し、製品板の深絞り性を改善する重要な役割も持
つ。
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
このような極低炭素鋼板は、一般的にＴｉおよびＮｂの
うち少なくとも一種を添加して製造されることはよく知
られている。すなわち、ＴｉおよびＮｂは、鋼中の侵入
型固溶元素（Ｃ，Ｎ）と強い引力の相互作用を持ち、炭
窒化物を容易に形成する。従って、過時効処理のないラ
イン内焼鈍式の連続溶融亜鉛メッキラインで製造しても
侵入型固溶元素のない鋼（ＩＦ鋼：Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔ
ｉａｌＦｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）が得られる。このような
ＩＦ鋼は、歪時効性や加工性を劣化させる原因となる侵
入型固溶元素を含まないので、非時効で極めて良好な加
工性を有する特徴がある。さらに、ＴｉやＮｂの添加は
粗大化しやすい極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径を細
粒化し、製品板の深絞り性を改善する重要な役割も持
つ。
【０００３】しかし、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼
は次のような問題を有する。第一に、製造コストが高く
つく点である。すなわち、極低炭素化のための真空処理
コストに加え高価なＴｉやＮｂの添加を必要とするから
である。第二に製品板に固溶ＣやＮが残存しないので、
二次加工脆化が発生したり塗装焼き付け硬化が消失した
りする。第三に、合金化溶融亜鉛メッキ反応で形成され
る脆いΓの生成がＴｉを添加した極低炭素鋼では著し
く、これを極力抑制するために溶融亜鉛メッキ系のＩＦ
鋼にはＴｉとＮｂが添加されている。一方冷延鋼板では
主にＴｉ添加極低炭素鋼が用いられる。従って、合理的
な低コスト製造を達成する両者の鋼種統合は困難な状態
となっている。第四にＴｉやＮｂは強い酸化物形成元素
であり、これらの酸化物が表面品質を劣化させたりす
る。
は次のような問題を有する。第一に、製造コストが高く
つく点である。すなわち、極低炭素化のための真空処理
コストに加え高価なＴｉやＮｂの添加を必要とするから
である。第二に製品板に固溶ＣやＮが残存しないので、
二次加工脆化が発生したり塗装焼き付け硬化が消失した
りする。第三に、合金化溶融亜鉛メッキ反応で形成され
る脆いΓの生成がＴｉを添加した極低炭素鋼では著し
く、これを極力抑制するために溶融亜鉛メッキ系のＩＦ
鋼にはＴｉとＮｂが添加されている。一方冷延鋼板では
主にＴｉ添加極低炭素鋼が用いられる。従って、合理的
な低コスト製造を達成する両者の鋼種統合は困難な状態
となっている。第四にＴｉやＮｂは強い酸化物形成元素
であり、これらの酸化物が表面品質を劣化させたりす
る。
【０００４】ＩＦ鋼のこのような問題を解決する目的
で、従来からＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼の開発
を目的に数多くの研究開発が行われてきた。例えば、特
開昭５８−１４１３５５号公報、特開昭５９−８０７２
７号公報、特開平１−１８４２５１号公報、特開昭６３
−８３２３０号公報、特開平６−９３３７６号公報、な
どはその例である。これらはすべて、ＴｉやＮｂを含ま
ない極低炭素鋼板のプレス成形性と関わるｒ値や伸びな
どの特性、および塗装焼き付け硬化特性（ＢＨ特性）に
注目したものであり、上記課題の解決に取り組んでい
る。
で、従来からＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼の開発
を目的に数多くの研究開発が行われてきた。例えば、特
開昭５８−１４１３５５号公報、特開昭５９−８０７２
７号公報、特開平１−１８４２５１号公報、特開昭６３
−８３２３０号公報、特開平６−９３３７６号公報、な
どはその例である。これらはすべて、ＴｉやＮｂを含ま
ない極低炭素鋼板のプレス成形性と関わるｒ値や伸びな
どの特性、および塗装焼き付け硬化特性（ＢＨ特性）に
注目したものであり、上記課題の解決に取り組んでい
る。
【０００５】しかし、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素
鋼においては、加工性を害するＮを熱延板で固定するた
めに、高温で熱延コイルを巻き取り、ＡｌでＮを固定す
る技術がよく知られている。しかし、高温で巻取ると、
コイラーと接触するコイル内周部および外気と接触する
外周部は、他の部分より著しく速く冷却されるために、
材質が劣化しコイル長手方向の材質に不均一性が生じる
問題がある。また、高温巻取りには、巻取り時の変形抵
抗が低い事に起因する巻ズレ疵や酸洗性の劣化などの問
題が付随する。このような問題を解決する技術が、低炭
素鋼においては特公平６−３９６２２号公報、特開平５
−１９５１４６号公報において開示されているが、Ｔｉ
やＮｂを添加しない極低炭素鋼においては、公知技術は
全く無い状態である。
鋼においては、加工性を害するＮを熱延板で固定するた
めに、高温で熱延コイルを巻き取り、ＡｌでＮを固定す
る技術がよく知られている。しかし、高温で巻取ると、
コイラーと接触するコイル内周部および外気と接触する
外周部は、他の部分より著しく速く冷却されるために、
材質が劣化しコイル長手方向の材質に不均一性が生じる
問題がある。また、高温巻取りには、巻取り時の変形抵
抗が低い事に起因する巻ズレ疵や酸洗性の劣化などの問
題が付随する。このような問題を解決する技術が、低炭
素鋼においては特公平６−３９６２２号公報、特開平５
−１９５１４６号公報において開示されているが、Ｔｉ
やＮｂを添加しない極低炭素鋼においては、公知技術は
全く無い状態である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、単純な極低炭素鋼をベースに、常温非時効
性と深絞り性などの加工性および表面品位がコイル長手
方向で極めて均一な溶融亜鉛メッキ鋼板あるいは合金化
溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を確立すること
である。
する課題は、単純な極低炭素鋼をベースに、常温非時効
性と深絞り性などの加工性および表面品位がコイル長手
方向で極めて均一な溶融亜鉛メッキ鋼板あるいは合金化
溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を確立すること
である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】ＴｉやＮｂなどの高価な
炭窒化物形成元素を使用しない単純な極低炭素鋼板にお
いて、上記した課題を解決するためには、巻ズレ疵や酸
洗性を害さない低温（７００℃以下）で巻取っても、熱
延板のコイル全長にわたりＮが十分固定され所望の材質
が得られることが、金属学的な必須条件である。熱延板
の固溶Ｎを十分低減するには、以下の基本的考え方があ
る。すなわち、（１）全Ｎ量を十分低下させる、（２）
Ｎを固定する元素を添加する。この中で、（１）の手段
は精錬能力に依存するが、長時間の真空脱ガス処理が必
須となる極低炭素鋼の溶製法で、Ｎを十分低下すること
は困難である。上記した（２）の手段として、窒化物形
成元素であるＡｌ、Ｂ、および極微量のＴｉ添加につい
て鋭意検討した。その結果、Ａｌの多量添加は効果はあ
るが熱延コイルを巻取り中にＡｌＮとしてＮを十分析出
させるためには限界があり、多量のＮ添加が必要となり
逆に著しいコスト上昇を招くことが判明した。Ｂはオー
ステナイト域でＢＮを形成するので低温巻取りにとって
有効であることが知られているが、Ｂだけでは十分にＮ
を固定することには限界があり、多量にＢを添加しすぎ
ると逆に加工性が劣化することが判明した。
炭窒化物形成元素を使用しない単純な極低炭素鋼板にお
いて、上記した課題を解決するためには、巻ズレ疵や酸
洗性を害さない低温（７００℃以下）で巻取っても、熱
延板のコイル全長にわたりＮが十分固定され所望の材質
が得られることが、金属学的な必須条件である。熱延板
の固溶Ｎを十分低減するには、以下の基本的考え方があ
る。すなわち、（１）全Ｎ量を十分低下させる、（２）
Ｎを固定する元素を添加する。この中で、（１）の手段
は精錬能力に依存するが、長時間の真空脱ガス処理が必
須となる極低炭素鋼の溶製法で、Ｎを十分低下すること
は困難である。上記した（２）の手段として、窒化物形
成元素であるＡｌ、Ｂ、および極微量のＴｉ添加につい
て鋭意検討した。その結果、Ａｌの多量添加は効果はあ
るが熱延コイルを巻取り中にＡｌＮとしてＮを十分析出
させるためには限界があり、多量のＮ添加が必要となり
逆に著しいコスト上昇を招くことが判明した。Ｂはオー
ステナイト域でＢＮを形成するので低温巻取りにとって
有効であることが知られているが、Ｂだけでは十分にＮ
を固定することには限界があり、多量にＢを添加しすぎ
ると逆に加工性が劣化することが判明した。
【０００８】そこで、本発明においては基本思想とし
て、著しいコスト上昇を生じない範囲の極微量のＴｉ添
加について鋭意研究を重ねた。その結果、全Ｎの一部を
極微量のＴｉで固定することにより、コイル長手方向で
の材質の均一性が著しく改善され、また巻取温度も低下
できるので、巻きズレ疵のない表面品位に優れた溶融亜
鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を得るこ
とが可能であることが判明した。さらに、加工性のレベ
ルを向上させるためには、熱間圧延の仕上げ終了後にで
きる限り速やかに急冷し熱延板の結晶粒を微細化するこ
とおよび冷延圧下率を高い値に設定すること、また常温
非時効性を安定して確保するためには焼鈍後の調質圧延
率をＣ量との関係で適正範囲に制御することが望ましい
ことが判明した。
て、著しいコスト上昇を生じない範囲の極微量のＴｉ添
加について鋭意研究を重ねた。その結果、全Ｎの一部を
極微量のＴｉで固定することにより、コイル長手方向で
の材質の均一性が著しく改善され、また巻取温度も低下
できるので、巻きズレ疵のない表面品位に優れた溶融亜
鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を得るこ
とが可能であることが判明した。さらに、加工性のレベ
ルを向上させるためには、熱間圧延の仕上げ終了後にで
きる限り速やかに急冷し熱延板の結晶粒を微細化するこ
とおよび冷延圧下率を高い値に設定すること、また常温
非時効性を安定して確保するためには焼鈍後の調質圧延
率をＣ量との関係で適正範囲に制御することが望ましい
ことが判明した。
【０００９】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．０３〜２．０％ Ｐ ：０．０１〜０．１０％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００４０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％ Ｔｉ：０≦Ｎ−１４Ｔｉ／４８≦０．００１５％ を満足するＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物であって、コイル長手方向における材質変動が｜Δ
ＹＰ｜≦１５ＭＰａ、｜ΔＥｌ｜≦１．５％であること
を特徴とするコイル長手方向の材質の均一性と表面品位
に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．０３〜２．０％ Ｐ ：０．０１〜０．１０％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００４０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％ Ｔｉ：０≦Ｎ−１４Ｔｉ／４８≦０．００１５％ を満足するＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物であって、コイル長手方向における材質変動が｜Δ
ＹＰ｜≦１５ＭＰａ、｜ΔＥｌ｜≦１．５％であること
を特徴とするコイル長手方向の材質の均一性と表面品位
に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００１０】（２）コイル長手方向の平均ｒ値（ｒｍ）
の変動が｜Δｒｍ｜≦０．１５であることを特徴とする
コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温
非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。 （３）（１）に記載の化学成分よりなるスラブを熱間圧
延してから冷間圧延し所定の板厚の鋼帯としたのち、ラ
イン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で焼鈍と溶融亜鉛
メッキ処理をすることを特徴としたコイル内の材質の均
一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 （４）（１）に記載の化学成分よりなるスラブを熱間圧
延してから冷間圧延し所定の板厚の鋼帯としたのち、ラ
イン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で焼鈍と溶融亜鉛
メッキおよびそれに続く合金化処理を施すことを特徴と
したコイル内の材質の均一性と表面品位に優れた常温非
時効深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
の変動が｜Δｒｍ｜≦０．１５であることを特徴とする
コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温
非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。 （３）（１）に記載の化学成分よりなるスラブを熱間圧
延してから冷間圧延し所定の板厚の鋼帯としたのち、ラ
イン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で焼鈍と溶融亜鉛
メッキ処理をすることを特徴としたコイル内の材質の均
一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 （４）（１）に記載の化学成分よりなるスラブを熱間圧
延してから冷間圧延し所定の板厚の鋼帯としたのち、ラ
イン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で焼鈍と溶融亜鉛
メッキおよびそれに続く合金化処理を施すことを特徴と
したコイル内の材質の均一性と表面品位に優れた常温非
時効深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００１１】（５）（１）に記載の化学成分よりなるス
ラブを（Ａｒ3 −５０）℃以上の仕上温度で熱間圧延を
行い、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速
度で７５０℃以下まで冷却し常温〜７００℃で巻取り、
７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方
式の連続溶融亜鉛メッキ設備を用いて焼鈍温度が６００
〜９００℃の連続焼鈍を行い、続いて溶融亜鉛メッキと
必要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率を２０
８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とすることを特徴と
するコイルの長手方向の材質の均一性と表面品位に優れ
た常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 （６）（３）、（４）および（５）の製造方法におい
て、冷延圧下率を８４％以上とすることを特徴とするコ
イル内の長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常
温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキあるいは合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法にある。
ラブを（Ａｒ3 −５０）℃以上の仕上温度で熱間圧延を
行い、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速
度で７５０℃以下まで冷却し常温〜７００℃で巻取り、
７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方
式の連続溶融亜鉛メッキ設備を用いて焼鈍温度が６００
〜９００℃の連続焼鈍を行い、続いて溶融亜鉛メッキと
必要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率を２０
８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とすることを特徴と
するコイルの長手方向の材質の均一性と表面品位に優れ
た常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 （６）（３）、（４）および（５）の製造方法におい
て、冷延圧下率を８４％以上とすることを特徴とするコ
イル内の長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常
温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキあるいは合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法にある。
【００１２】
【作用】まず本発明の基礎となった実験結果について説
明する。図１（ａ）、（ｂ）および（ｃ）は、本発明に
おいて特に重要となる単純なＰ添加極低炭素鋼へのＴｉ
の極微量添加が材質の均一性に及ぼす効果について調べ
た結果を示す。本実験においては、Ｃ：約０．００１３
％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０
２５％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０５５％、Ｎ：
０．００３０％、Ｂ：０．０００４％、Ｔｉ：Ｎ−１４
／４８Ｔｉが０から０．００３０％まで変化する範囲で
極微量添加した実験室的に溶製した真空溶解鋼を出発材
として用いた。熱間圧延条件は、熱延加熱温度：１１５
０℃、仕上げ温度：９２０℃であり、１．０ｓ以内に７
０℃／ｓで急冷し、５５０、６５０、７３０℃で巻取っ
た。板厚５．０ｍｍの熱延板を酸洗後０．７ｍｍまで冷
間圧延（圧下率＝８６％）し、ライン内焼鈍式連続溶融
亜鉛メッキのパイロットラインを用いて焼鈍・メッキ処
理を行った。加熱速度＝１０℃／ｓ、焼鈍温度＝７８０
℃、冷却＝１０℃／ｓで４７０℃まで冷却し、溶融亜鉛
のポットに浸漬し、合金化処理のために１０℃／ｓで５
２０℃まで再加熱し５ｓ保定の後常温まで空冷した。圧
下率１．０％の調質圧延を施し、引張試験に供した。
明する。図１（ａ）、（ｂ）および（ｃ）は、本発明に
おいて特に重要となる単純なＰ添加極低炭素鋼へのＴｉ
の極微量添加が材質の均一性に及ぼす効果について調べ
た結果を示す。本実験においては、Ｃ：約０．００１３
％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０
２５％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０５５％、Ｎ：
０．００３０％、Ｂ：０．０００４％、Ｔｉ：Ｎ−１４
／４８Ｔｉが０から０．００３０％まで変化する範囲で
極微量添加した実験室的に溶製した真空溶解鋼を出発材
として用いた。熱間圧延条件は、熱延加熱温度：１１５
０℃、仕上げ温度：９２０℃であり、１．０ｓ以内に７
０℃／ｓで急冷し、５５０、６５０、７３０℃で巻取っ
た。板厚５．０ｍｍの熱延板を酸洗後０．７ｍｍまで冷
間圧延（圧下率＝８６％）し、ライン内焼鈍式連続溶融
亜鉛メッキのパイロットラインを用いて焼鈍・メッキ処
理を行った。加熱速度＝１０℃／ｓ、焼鈍温度＝７８０
℃、冷却＝１０℃／ｓで４７０℃まで冷却し、溶融亜鉛
のポットに浸漬し、合金化処理のために１０℃／ｓで５
２０℃まで再加熱し５ｓ保定の後常温まで空冷した。圧
下率１．０％の調質圧延を施し、引張試験に供した。
【００１３】引張試験方法は、ＪＩＳ２２４１記載の方
法に従った。材質のコイル長手方向の均一性の指標とし
て、ΔＸ＝｜Ｘ（ＣＴ＝７３０℃の特性値）−Ｘ（ＣＴ
＝５５０あるいは６５０℃の特性値）｜を定義し、これ
を図１の縦軸に表した。ここで、ＣＴは巻取り温度を示
す。実際の熱延コイルでは、例えば７００℃以上の高温
で巻取ったとしても、コイル長手方向中央部の温度と比
較してマンドレルと接触する内周部（Ｔ部）および外気
と接触する外周部（Ｂ部）の温度は著しく低下すること
になる。一方、巻取り温度が６００℃以下になればコイ
ル両端部での温度低下はそれほど大きくなく、コイル端
部での材質劣化は中央部と比較してそれ程なく、また巻
ズレ疵も全く生ぜず、酸洗性も良好であることが知られ
ている。従って、上述した指標ΔＸは小さいほど好まし
いことになる。
法に従った。材質のコイル長手方向の均一性の指標とし
て、ΔＸ＝｜Ｘ（ＣＴ＝７３０℃の特性値）−Ｘ（ＣＴ
＝５５０あるいは６５０℃の特性値）｜を定義し、これ
を図１の縦軸に表した。ここで、ＣＴは巻取り温度を示
す。実際の熱延コイルでは、例えば７００℃以上の高温
で巻取ったとしても、コイル長手方向中央部の温度と比
較してマンドレルと接触する内周部（Ｔ部）および外気
と接触する外周部（Ｂ部）の温度は著しく低下すること
になる。一方、巻取り温度が６００℃以下になればコイ
ル両端部での温度低下はそれほど大きくなく、コイル端
部での材質劣化は中央部と比較してそれ程なく、また巻
ズレ疵も全く生ぜず、酸洗性も良好であることが知られ
ている。従って、上述した指標ΔＸは小さいほど好まし
いことになる。
【００１４】図１（ａ），（ｂ）（ｃ）から明らかなよ
うに、ΔＹＰ，ΔＥｌ，ΔｒｍなるΔＸはＮ−１４／４
８Ｔｉが０．００１５％以下、特に好ましくは０．００
１０％以下になると著しく改善される。ＣＴ＝５５０℃
のように低温で巻き取っても、所望の目標とする材質範
囲内に入る。このようにＮ−１４／４８Ｔｉの低減によ
りΔＸが改善される理由について述べる。本発明におけ
るＴｉ添加の役割は、鋼中のＮを粗大なＴｉＮとして高
温で（凝固後のδあるいはγ相で既に析出すると考え
る）固定し、無害化する点にある。従って、図１の横軸
のＮ−１４／４８Ｔｉは、ＴｉＮとして析出したＮを除
いたＮに相当し、このようなＮは低ければ低いほど好ま
しい。従来の技術においては、初期のＮをＡｌＮとして
固定するために、７００℃超の高温で熱延コイルを巻取
ることが常套手段であった。
うに、ΔＹＰ，ΔＥｌ，ΔｒｍなるΔＸはＮ−１４／４
８Ｔｉが０．００１５％以下、特に好ましくは０．００
１０％以下になると著しく改善される。ＣＴ＝５５０℃
のように低温で巻き取っても、所望の目標とする材質範
囲内に入る。このようにＮ−１４／４８Ｔｉの低減によ
りΔＸが改善される理由について述べる。本発明におけ
るＴｉ添加の役割は、鋼中のＮを粗大なＴｉＮとして高
温で（凝固後のδあるいはγ相で既に析出すると考え
る）固定し、無害化する点にある。従って、図１の横軸
のＮ−１４／４８Ｔｉは、ＴｉＮとして析出したＮを除
いたＮに相当し、このようなＮは低ければ低いほど好ま
しい。従来の技術においては、初期のＮをＡｌＮとして
固定するために、７００℃超の高温で熱延コイルを巻取
ることが常套手段であった。
【００１５】一方、本発明においては、極微量のＴｉ添
加により全Ｎの一部をＴｉＮとして既に無害化している
ので、実質的には全Ｎが著しく低減された鋼となってい
る。従って、低温巻取りをしても材質を確保できること
になる。一方、従来のＩＦ鋼の基本思想は、ＣやＮの全
てを完全にＴｉ，Ｎｂで固定することであり、本発明の
基本思想が全Ｎの一部を固定し、Ｃは固溶させて二次加
工性や疲労強度および塗装焼付け硬化性などに積極的に
活用する点とは全く異なる。さらに加えれば、極低炭素
鋼を対象とする本発明では、特開平５−１９５１４６号
公報で開示されている低炭素鋼の場合と異なり、全Ｃ量
が極微量であるので熱延板のＣの存在状態は巻取り温度
によって変化することはない。従って、Ｃが材質の巻取
り温度依存性を支配するわけではない。
加により全Ｎの一部をＴｉＮとして既に無害化している
ので、実質的には全Ｎが著しく低減された鋼となってい
る。従って、低温巻取りをしても材質を確保できること
になる。一方、従来のＩＦ鋼の基本思想は、ＣやＮの全
てを完全にＴｉ，Ｎｂで固定することであり、本発明の
基本思想が全Ｎの一部を固定し、Ｃは固溶させて二次加
工性や疲労強度および塗装焼付け硬化性などに積極的に
活用する点とは全く異なる。さらに加えれば、極低炭素
鋼を対象とする本発明では、特開平５−１９５１４６号
公報で開示されている低炭素鋼の場合と異なり、全Ｃ量
が極微量であるので熱延板のＣの存在状態は巻取り温度
によって変化することはない。従って、Ｃが材質の巻取
り温度依存性を支配するわけではない。
【００１６】ここに本発明において鋼組成および製造条
件を上述のように限定する理由についてさらに説明す
る。 Ｃ：Ｃは、製品の材質特性を決定する極めて重要な元素
である。Ｃ量が上限の０．００２６％超となると、調質
圧延の圧下率を制御してももはや常温非時効でなくなる
ので、上限を０．００２６％とする。一方、Ｃ量が０．
０００１％未満となると、二次加工脆化が発生する。ま
た、製鋼技術上極めて到達困難な領域であり、コストも
著しく上昇する。従って、下限は０．０００１％とす
る。 Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を上昇する元素であるが、１．
０％超となると溶融亜鉛メッキのメッキ密着性が著しく
低下するので、その上限を１．０％とする。
件を上述のように限定する理由についてさらに説明す
る。 Ｃ：Ｃは、製品の材質特性を決定する極めて重要な元素
である。Ｃ量が上限の０．００２６％超となると、調質
圧延の圧下率を制御してももはや常温非時効でなくなる
ので、上限を０．００２６％とする。一方、Ｃ量が０．
０００１％未満となると、二次加工脆化が発生する。ま
た、製鋼技術上極めて到達困難な領域であり、コストも
著しく上昇する。従って、下限は０．０００１％とす
る。 Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を上昇する元素であるが、１．
０％超となると溶融亜鉛メッキのメッキ密着性が著しく
低下するので、その上限を１．０％とする。
【００１７】Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同様に強度を上昇させ
るに有効な元素である。また、極微量のＴｉしか添加し
ない本発明鋼では、ＭｎがＳを固定するので、Ｍｎは熱
間圧延時の割れを防止する役割をもつ。低Ｍｎ化は従来
からｒ値の向上に好ましいと言われているが、Ｍｎ量が
０．０３％未満では、熱間圧延時に割れが生じる。従っ
て、Ｍｎ量の下限を０．０３％とする。一方、Ｍｎは、
本発明のようにＰを添加した極低炭素鋼の熱間圧延板結
晶粒の細粒化に効果的である知見を得た。これは、両元
素が熱力学的にはＡｒ3 温度に対して相殺する方向に働
き、かつ両元素ともγからαへの変態を速度論的に遅ら
せるためと考えられる。従って、Ｍｎ量を著しく増加さ
せると一般的にはｒ値が著しく劣化するが、本発明のよ
うにＰ量が０．０１％以上で極低炭素鋼の場合には、２
％まで添加してもそれほど劣化しないという有益な知見
も得た。以上の理由から、Ｍｎ量の上限は２％とする。
るに有効な元素である。また、極微量のＴｉしか添加し
ない本発明鋼では、ＭｎがＳを固定するので、Ｍｎは熱
間圧延時の割れを防止する役割をもつ。低Ｍｎ化は従来
からｒ値の向上に好ましいと言われているが、Ｍｎ量が
０．０３％未満では、熱間圧延時に割れが生じる。従っ
て、Ｍｎ量の下限を０．０３％とする。一方、Ｍｎは、
本発明のようにＰを添加した極低炭素鋼の熱間圧延板結
晶粒の細粒化に効果的である知見を得た。これは、両元
素が熱力学的にはＡｒ3 温度に対して相殺する方向に働
き、かつ両元素ともγからαへの変態を速度論的に遅ら
せるためと考えられる。従って、Ｍｎ量を著しく増加さ
せると一般的にはｒ値が著しく劣化するが、本発明のよ
うにＰ量が０．０１％以上で極低炭素鋼の場合には、２
％まで添加してもそれほど劣化しないという有益な知見
も得た。以上の理由から、Ｍｎ量の上限は２％とする。
【００１８】Ｐ：ＰもＳｉ、Ｍｎと同様に強度を上昇す
る元素として知られており、その添加量は狙いとする強
度レベルに応じて変化する。極低炭素鋼の場合には熱間
圧延板の結晶粒径が粗大化し、冷延焼鈍後のｒｍ、特に
ｒ45が劣化する。しかし、Ｐは０．０１％以上の添加に
より熱延板粒径を細粒化する効果を持つので、その下限
を０．０１％とする。一方、添加量が０．１０％超とな
ると、冷間圧延性の劣化、製品板の二次加工脆化、亜鉛
メッキのＺｎ−Ｆｅ合金化反応の著しい低下などが発生
するので、Ｐ添加量の上限は０．１０％とする。 Ｓ：Ｓは、ＭｎＳを通して微妙に材質に影響する。しか
し、Ｓ量が０．００１％未満になると製造コストが著し
く上昇するので、これを下限値とする。一方、０．０２
０％超になるとＭｎＳが数多く析出しすぎ加工性が劣化
するので、これを上限値とする。
る元素として知られており、その添加量は狙いとする強
度レベルに応じて変化する。極低炭素鋼の場合には熱間
圧延板の結晶粒径が粗大化し、冷延焼鈍後のｒｍ、特に
ｒ45が劣化する。しかし、Ｐは０．０１％以上の添加に
より熱延板粒径を細粒化する効果を持つので、その下限
を０．０１％とする。一方、添加量が０．１０％超とな
ると、冷間圧延性の劣化、製品板の二次加工脆化、亜鉛
メッキのＺｎ−Ｆｅ合金化反応の著しい低下などが発生
するので、Ｐ添加量の上限は０．１０％とする。 Ｓ：Ｓは、ＭｎＳを通して微妙に材質に影響する。しか
し、Ｓ量が０．００１％未満になると製造コストが著し
く上昇するので、これを下限値とする。一方、０．０２
０％超になるとＭｎＳが数多く析出しすぎ加工性が劣化
するので、これを上限値とする。
【００１９】Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．
００５％未満では安定して脱酸することが困難となる。
一方、０．１％超になるとコスト上昇を招く。従って、
これらの値を下限値および上限値とする。 Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．０００１％未
満にするには著しいコスト上昇を招くので、これを下限
値にする。一方、０．００８０％以上になると加工性が
著しく劣化するので、０．００８０％をＮ量の上限値と
する。
００５％未満では安定して脱酸することが困難となる。
一方、０．１％超になるとコスト上昇を招く。従って、
これらの値を下限値および上限値とする。 Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．０００１％未
満にするには著しいコスト上昇を招くので、これを下限
値にする。一方、０．００８０％以上になると加工性が
著しく劣化するので、０．００８０％をＮ量の上限値と
する。
【００２０】Ｂ：Ｂは、製品板の二次加工性の防止やス
ポット溶接部の継ぎ手強度を確保するために有効な元素
である。その効果を発揮するためには、０．０００１％
以上の添加が必要である。０．０００１％未満では、二
次加工性の防止やスポット溶接ＨＡＺ部の軟化防止には
不十分である。また、０．００３０％超になると添加コ
ストの上昇、材質の劣化やスラブ割れの原因となるの
で、これを上限とする。さらに、Ｂの添加量はＢ／（Ｎ
−１４Ｔｉ／４８）＞１が好ましい。これは、ＨＡＺ部
の軟化を防止する組織微細化には、ＢＮを形成していな
い固溶状態のＢが効果的であるからである。
ポット溶接部の継ぎ手強度を確保するために有効な元素
である。その効果を発揮するためには、０．０００１％
以上の添加が必要である。０．０００１％未満では、二
次加工性の防止やスポット溶接ＨＡＺ部の軟化防止には
不十分である。また、０．００３０％超になると添加コ
ストの上昇、材質の劣化やスラブ割れの原因となるの
で、これを上限とする。さらに、Ｂの添加量はＢ／（Ｎ
−１４Ｔｉ／４８）＞１が好ましい。これは、ＨＡＺ部
の軟化を防止する組織微細化には、ＢＮを形成していな
い固溶状態のＢが効果的であるからである。
【００２１】Ｔｉ：本発明は、全Ｎの一部をＴｉＮとし
て固定するために極微量のＴｉを添加することが特徴で
ある。Ｔｉの添加量は、Ｔｉ：０≦Ｎ−１４Ｔｉ／４８
≦０．００１５％、特に好ましくはＮ−１４Ｔｉ／４８
≦０．００１０％を満足する量とする。Ｔｉ添加量がＮ
−１４Ｔｉ／４８＜０となるまでＴｉを添加し過ぎる
と、微細なＴｉＣが形成され再結晶温度の急激な上昇な
どの弊害およびＴｉの添加コスト上昇が生じ、本発明の
特徴とする単純な極低炭素鋼でなくなる。従って、Ｔｉ
添加量の上限は、Ｎ−１４Ｔｉ／４８＝０とする。一
方、Ｔｉ添加量が少な過ぎ、Ｎ−１４Ｔｉ／４８＞０．
００１５となると、既に図１に示したように、コイル端
部の材質劣化が大きくなり、材質の均一性に問題が発生
する。従って、Ｔｉ添加量の下限はＮ−１４Ｔｉ／４８
＝０．００１５とする。特に、下限をＮ−１４Ｔｉ／４
８＝０．００１０とするとコイル長手方向の均一性は増
す。
て固定するために極微量のＴｉを添加することが特徴で
ある。Ｔｉの添加量は、Ｔｉ：０≦Ｎ−１４Ｔｉ／４８
≦０．００１５％、特に好ましくはＮ−１４Ｔｉ／４８
≦０．００１０％を満足する量とする。Ｔｉ添加量がＮ
−１４Ｔｉ／４８＜０となるまでＴｉを添加し過ぎる
と、微細なＴｉＣが形成され再結晶温度の急激な上昇な
どの弊害およびＴｉの添加コスト上昇が生じ、本発明の
特徴とする単純な極低炭素鋼でなくなる。従って、Ｔｉ
添加量の上限は、Ｎ−１４Ｔｉ／４８＝０とする。一
方、Ｔｉ添加量が少な過ぎ、Ｎ−１４Ｔｉ／４８＞０．
００１５となると、既に図１に示したように、コイル端
部の材質劣化が大きくなり、材質の均一性に問題が発生
する。従って、Ｔｉ添加量の下限はＮ−１４Ｔｉ／４８
＝０．００１５とする。特に、下限をＮ−１４Ｔｉ／４
８＝０．００１０とするとコイル長手方向の均一性は増
す。
【００２２】次に、製造条件の限定理由を述べる。 熱間圧延条件：製品板の加工性を確保するために、（Ａ
ｒ3 −５０）℃以上の温度で仕上げる。仕上げ温度が、
（Ａｒ3 −５０）℃未満となると製品板の材質や表面品
位（表面にリジング状の凹凸が発生）が劣化する。さら
に、熱間圧延の仕上げ後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上
の冷却速度で７５０℃以下の温度まで急冷すると熱間圧
延板の結晶粒径が細粒化し、最終製品板の深絞り性が向
上するので好ましい。特に、０．５ｓ以内の急冷が好ま
しい。巻き取り温度は、７００℃超となると、熱延コイ
ル巻取り後のコイル端部での冷却速度が著しく速くな
り、材質劣化が大きく長手方向で材質が不均一となる。
また、巻き取り中の異常粒成長や、酸洗性の劣化、巻取
り時の巻きズレ疵の発生が生じるので、これを上限値と
する。一方、本発明では巻取り温度は常温でもよく、こ
の場合には製造リードタイムの短縮や生産性の向上に一
層貢献できる。
ｒ3 −５０）℃以上の温度で仕上げる。仕上げ温度が、
（Ａｒ3 −５０）℃未満となると製品板の材質や表面品
位（表面にリジング状の凹凸が発生）が劣化する。さら
に、熱間圧延の仕上げ後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上
の冷却速度で７５０℃以下の温度まで急冷すると熱間圧
延板の結晶粒径が細粒化し、最終製品板の深絞り性が向
上するので好ましい。特に、０．５ｓ以内の急冷が好ま
しい。巻き取り温度は、７００℃超となると、熱延コイ
ル巻取り後のコイル端部での冷却速度が著しく速くな
り、材質劣化が大きく長手方向で材質が不均一となる。
また、巻き取り中の異常粒成長や、酸洗性の劣化、巻取
り時の巻きズレ疵の発生が生じるので、これを上限値と
する。一方、本発明では巻取り温度は常温でもよく、こ
の場合には製造リードタイムの短縮や生産性の向上に一
層貢献できる。
【００２３】冷間圧延条件：製品板のｒ値を確保する目
的から、圧下率は７０％以上とする。本発明が対象とす
る極低炭素鋼板の場合には、圧下率を８４％以上にする
とｒ 45が著しく向上し、ｒ値の面内異方性が低減しかつ
組織が微細化する。従って、深絞り性の厳しい用途に本
発明による鋼板を適用する場合には、この条件は特に好
ましい。 ライン内焼鈍方式連続溶融亜鉛メッキ条件：再結晶およ
び粒成長のための焼鈍温度は６００〜９００℃の範囲と
する。焼鈍温度が６００℃未満では、再結晶は不十分で
あり、製品板の加工性が問題となる。焼鈍温度の上昇と
ともに加工性は向上するが、９００℃超では高温すぎて
板破断や板の平坦度が悪化する。また、逆に加工性も劣
化する。溶融亜鉛メッキ条件および合金化条件は、通常
の条件でよい。また、極微量のＴｉしか添加しない本発
明では、合金化反応が比較的安定的に進行するメリット
もある。
的から、圧下率は７０％以上とする。本発明が対象とす
る極低炭素鋼板の場合には、圧下率を８４％以上にする
とｒ 45が著しく向上し、ｒ値の面内異方性が低減しかつ
組織が微細化する。従って、深絞り性の厳しい用途に本
発明による鋼板を適用する場合には、この条件は特に好
ましい。 ライン内焼鈍方式連続溶融亜鉛メッキ条件：再結晶およ
び粒成長のための焼鈍温度は６００〜９００℃の範囲と
する。焼鈍温度が６００℃未満では、再結晶は不十分で
あり、製品板の加工性が問題となる。焼鈍温度の上昇と
ともに加工性は向上するが、９００℃超では高温すぎて
板破断や板の平坦度が悪化する。また、逆に加工性も劣
化する。溶融亜鉛メッキ条件および合金化条件は、通常
の条件でよい。また、極微量のＴｉしか添加しない本発
明では、合金化反応が比較的安定的に進行するメリット
もある。
【００２４】調質圧延条件：製品板の非時効性を確保す
るためには、調質圧延の圧下率を適正範囲に制御するこ
とがポイントである。人工時効（１００℃−１ｈ）後の
降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）におよぼすＣ量と調質圧延の
圧下率との関係について鋭意検討した結果、図２の結果
を得た。すなわち、人工時効後においてＹＰ−Ｅｌを
０．２％以下に抑制するためには、圧下率とＣ量との関
係を、次に述べる特定の範囲に制御する必要がある。す
なわち、調質圧延の圧下率は０．３％以上と２０８０×
（Ｃ−０．００１５）％以上の範囲で、かつＣ量は０．
００２６％以下の領域で囲まれた領域に制御する。かく
して、本発明は新思想と新知見に基づいて構築されたも
のであり、本発明によれば極微量のＴｉを添加した極低
炭素鋼を用いて、コイル長手方向の材質の均一性と表面
品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板あ
るいは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が得られる。
るためには、調質圧延の圧下率を適正範囲に制御するこ
とがポイントである。人工時効（１００℃−１ｈ）後の
降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）におよぼすＣ量と調質圧延の
圧下率との関係について鋭意検討した結果、図２の結果
を得た。すなわち、人工時効後においてＹＰ−Ｅｌを
０．２％以下に抑制するためには、圧下率とＣ量との関
係を、次に述べる特定の範囲に制御する必要がある。す
なわち、調質圧延の圧下率は０．３％以上と２０８０×
（Ｃ−０．００１５）％以上の範囲で、かつＣ量は０．
００２６％以下の領域で囲まれた領域に制御する。かく
して、本発明は新思想と新知見に基づいて構築されたも
のであり、本発明によれば極微量のＴｉを添加した極低
炭素鋼を用いて、コイル長手方向の材質の均一性と表面
品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板あ
るいは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が得られる。
【００２５】
実施例１ 表１に示す組成からなる連鋳スラブを、１１５０℃に加
熱し、９２０℃で熱間圧延を仕上げ、５．５ｍｍの熱延
板としたのち１．０ｓ以内に７０℃／ｓで冷却し、６８
０℃で巻取った。ついで、８５％の圧下率の冷間圧延を
施し０．８ｍｍ厚とした後、ライン内焼鈍式連続溶融亜
鉛メッキのプロセスに供した。最高焼鈍温度は、７５０
℃である。溶融亜鉛メッキは、０．１％Ａｌを含有する
４６０℃の溶融亜鉛浴に約２秒浸漬した。また、必要に
応じて５２０℃まで再加熱し約２０秒間保定するＺｎ−
Ｆｅの合金化処理を施した。さらに、圧下率が１．２％
の調質圧延を行った。このようにして得られた各鋼板の
引っ張り試験値とそのコイル長手方向のバラツキを表２
に示す。ここで、表２に示した引っ張り試験値は、コイ
ル長手方向中央部の値である。引っ張り試験方法は、Ｊ
ＩＳ２２４１記載の方法に従った。また、塗装焼き付け
硬化性（ＢＨ）は、２％引っ張り歪の後１７０℃−２０
ｍｉｎの焼き付け相当処理を行い、再度引っ張り試験を
行った場合の降伏点の上昇量である。ＢＨ量が３０ＭＰ
ａ以上であれば、ＢＨ仕様の鋼板となる。Ａ．Ｉ．は、
時効性の指標であり、１０％引っ張り予歪を与えた後、
１００℃−１ｈの人工時効処理を行い再引っ張り試験を
行った際の応力の上昇量であり、Ａ．Ｉ．が３５ＭＰａ
以下であれば実質常温非時効となる。また、コイル長手
方向バラツキの指標である、ΔＹＰ、ΔＥｌ、Δｒｍ
は、長手方向中央部の値と長手方向端部の値の差の絶対
値である。表１から明かなように、本発明によるもの
は、ΔＹＰが１５ＭＰａ以内、ΔＥｌが１．５％以内、
Δｒｍが０．１５以内とコイル長手方向の引っ張り特性
値のバラツキが小さい。また、人工時効後の降伏点伸び
も０．２％以下であり、非時効特性を有する。また、Ｃ
が適量な場合には、ＢＨ量も３０ＭＰａ以上となり、Ｂ
Ｈ特性も付与することができる。
熱し、９２０℃で熱間圧延を仕上げ、５．５ｍｍの熱延
板としたのち１．０ｓ以内に７０℃／ｓで冷却し、６８
０℃で巻取った。ついで、８５％の圧下率の冷間圧延を
施し０．８ｍｍ厚とした後、ライン内焼鈍式連続溶融亜
鉛メッキのプロセスに供した。最高焼鈍温度は、７５０
℃である。溶融亜鉛メッキは、０．１％Ａｌを含有する
４６０℃の溶融亜鉛浴に約２秒浸漬した。また、必要に
応じて５２０℃まで再加熱し約２０秒間保定するＺｎ−
Ｆｅの合金化処理を施した。さらに、圧下率が１．２％
の調質圧延を行った。このようにして得られた各鋼板の
引っ張り試験値とそのコイル長手方向のバラツキを表２
に示す。ここで、表２に示した引っ張り試験値は、コイ
ル長手方向中央部の値である。引っ張り試験方法は、Ｊ
ＩＳ２２４１記載の方法に従った。また、塗装焼き付け
硬化性（ＢＨ）は、２％引っ張り歪の後１７０℃−２０
ｍｉｎの焼き付け相当処理を行い、再度引っ張り試験を
行った場合の降伏点の上昇量である。ＢＨ量が３０ＭＰ
ａ以上であれば、ＢＨ仕様の鋼板となる。Ａ．Ｉ．は、
時効性の指標であり、１０％引っ張り予歪を与えた後、
１００℃−１ｈの人工時効処理を行い再引っ張り試験を
行った際の応力の上昇量であり、Ａ．Ｉ．が３５ＭＰａ
以下であれば実質常温非時効となる。また、コイル長手
方向バラツキの指標である、ΔＹＰ、ΔＥｌ、Δｒｍ
は、長手方向中央部の値と長手方向端部の値の差の絶対
値である。表１から明かなように、本発明によるもの
は、ΔＹＰが１５ＭＰａ以内、ΔＥｌが１．５％以内、
Δｒｍが０．１５以内とコイル長手方向の引っ張り特性
値のバラツキが小さい。また、人工時効後の降伏点伸び
も０．２％以下であり、非時効特性を有する。また、Ｃ
が適量な場合には、ＢＨ量も３０ＭＰａ以上となり、Ｂ
Ｈ特性も付与することができる。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】実施例２ 表１の鋼Ａ、Ｅの組成からなる連鋳スラブを、１１５０
℃に加熱し、９３０℃で熱間圧延を仕上げ、５．０ｍｍ
の熱延板としたのち、６７０℃で巻取った。ついで、８
６％の圧下率の冷間圧延を施し０．７ｍｍ厚とした後、
実施例１と全く同様のライン内焼鈍式の合金化溶融圧延
メッキ処理を施した。圧下率が１．２％の調質圧延を行
った。このようにして得られた各鋼板のコイル長手方向
の全長にわたるｒｍの変化を図３に示す。本発明によっ
て製造された鋼板Ａのコイル長手方向でのｒｍのバラツ
キは比較鋼板のＥより小さく、長手方向での均一性に優
れる。
℃に加熱し、９３０℃で熱間圧延を仕上げ、５．０ｍｍ
の熱延板としたのち、６７０℃で巻取った。ついで、８
６％の圧下率の冷間圧延を施し０．７ｍｍ厚とした後、
実施例１と全く同様のライン内焼鈍式の合金化溶融圧延
メッキ処理を施した。圧下率が１．２％の調質圧延を行
った。このようにして得られた各鋼板のコイル長手方向
の全長にわたるｒｍの変化を図３に示す。本発明によっ
て製造された鋼板Ａのコイル長手方向でのｒｍのバラツ
キは比較鋼板のＥより小さく、長手方向での均一性に優
れる。
【００２９】実施例３ 表１の鋼Ａ、Ｅの組成からなる連鋳スラブを、１１５０
℃に加熱し、９３０℃で熱間圧延を仕上げ、５．０ｍｍ
の熱延板とした後、５００〜７５０℃の範囲で巻取っ
た。ついで、８６％の圧下率の冷間圧延を施し０．７ｍ
ｍ厚とした後、実施例２と全く同様のライン内焼鈍式合
金化溶融亜鉛メッキを施した。続いて、圧下率が１．２
％の調質圧延を行った。このようにして得られた各鋼板
のコイル長手方向中央部でのｒ値を表３に示す。本発明
によって製造された鋼板Ａは比較鋼板のＥより巻取温度
依存性が著しく小さい。従って、本発明により、低温巻
取り化が可能であり、コイルの最内、外周部での急冷が
問題とならないのでコイル全長にわたり優れた材質特性
が得られる。また、表３に示すように、端部の巻きズレ
起因の疵も著しく低減できる。
℃に加熱し、９３０℃で熱間圧延を仕上げ、５．０ｍｍ
の熱延板とした後、５００〜７５０℃の範囲で巻取っ
た。ついで、８６％の圧下率の冷間圧延を施し０．７ｍ
ｍ厚とした後、実施例２と全く同様のライン内焼鈍式合
金化溶融亜鉛メッキを施した。続いて、圧下率が１．２
％の調質圧延を行った。このようにして得られた各鋼板
のコイル長手方向中央部でのｒ値を表３に示す。本発明
によって製造された鋼板Ａは比較鋼板のＥより巻取温度
依存性が著しく小さい。従って、本発明により、低温巻
取り化が可能であり、コイルの最内、外周部での急冷が
問題とならないのでコイル全長にわたり優れた材質特性
が得られる。また、表３に示すように、端部の巻きズレ
起因の疵も著しく低減できる。
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によればコ
イル長手方向の材質が均一な常温非時効で深絞り用の溶
融亜鉛メッキ鋼板が、極微量のＴｉを添加するだけで得
られる。このような鋼板は、ユーザーでの連続ラインで
のプレス成形用途に好適であり、プレス合格率が著しく
高いのでその意義は大きい。さらに、熱延の低温巻取が
可能となるので、巻きズレ疵の防止も可能であり、全体
としてのコストの低減が達成できる効果がある。また、
本発明は、安定的かつ容易に塗装焼き付け硬化性も付与
できる特徴も有する。さらに、溶融アルミメッキを施す
表面処理鋼板、およびその製造にも適用が可能である。
このように、本発明は、従来技術と比較し安価でかつユ
ーザーでの利用特性に優れた鋼板およびその製造を提供
することになる。また、本発明によれば、高価な元素で
あるＮｂは使用せず、Ｔｉの使用も極微量でよいので、
本発明は、地球資源を確保したり、地球環境保全にも寄
与するものと考えられ、その効果は著しい。
イル長手方向の材質が均一な常温非時効で深絞り用の溶
融亜鉛メッキ鋼板が、極微量のＴｉを添加するだけで得
られる。このような鋼板は、ユーザーでの連続ラインで
のプレス成形用途に好適であり、プレス合格率が著しく
高いのでその意義は大きい。さらに、熱延の低温巻取が
可能となるので、巻きズレ疵の防止も可能であり、全体
としてのコストの低減が達成できる効果がある。また、
本発明は、安定的かつ容易に塗装焼き付け硬化性も付与
できる特徴も有する。さらに、溶融アルミメッキを施す
表面処理鋼板、およびその製造にも適用が可能である。
このように、本発明は、従来技術と比較し安価でかつユ
ーザーでの利用特性に優れた鋼板およびその製造を提供
することになる。また、本発明によれば、高価な元素で
あるＮｂは使用せず、Ｔｉの使用も極微量でよいので、
本発明は、地球資源を確保したり、地球環境保全にも寄
与するものと考えられ、その効果は著しい。
【図１】材質のコイル長手方向でのバラツキに相当する
ΔＹＰ、ΔＥｌ、Δｒｍと（Ｎ−１４Ｔｉ／４８）との
関係を巻取温度との関係で示す図、
ΔＹＰ、ΔＥｌ、Δｒｍと（Ｎ−１４Ｔｉ／４８）との
関係を巻取温度との関係で示す図、
【図２】時効性（１００℃−１ｈ後のＹＰ−Ｅｌ）に及
ぼす全Ｃ量と調質圧延の圧下率との影響を示す図、
ぼす全Ｃ量と調質圧延の圧下率との影響を示す図、
【図３】ｒｍの製品コイル長手方向での変化を示す図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── 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 2/28 (72)発明者 浅野 裕秀 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．０３〜２．０％ Ｐ ：０．０１〜０．１０％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００４０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％ Ｔｉ：０≦Ｎ−１４Ｔｉ／４８≦０．００１５％ を満足するＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物であって、コイル長手方向における材質変動が｜Δ
ＹＰ｜≦１５ＭＰａ、｜ΔＥｌ｜≦１．５％であること
を特徴とするコイル長手方向の材質の均一性と表面品位
に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。 - 【請求項２】 コイル長手方向の平均ｒ値（ｒｍ）の変
動が｜Δｒｍ｜≦０．１５であることを特徴とするコイ
ル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温非時
効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。 - 【請求項３】 請求項１に記載の化学成分よりなるスラ
ブを熱間圧延してから冷間圧延し所定の板厚の鋼帯とし
た後、ライン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で焼鈍と
溶融亜鉛メッキ処理をすることを特徴とするコイル内の
材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶
融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１に記載の化学成分よりなるスラ
ブを熱間圧延してから冷間圧延し所定の板厚の鋼帯とし
たのち、ライン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で焼鈍
と溶融亜鉛メッキおよびそれに続く合金化処理を施すこ
とを特徴としたコイル内の材質の均一性と表面品位に優
れた常温非時効深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製
造方法。 - 【請求項５】 請求項１に記載の化学成分よりなるスラ
ブを（Ａｒ3 −５０）℃以上の仕上温度で熱間圧延を行
い、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度
で７５０℃以下まで冷却し常温〜７００℃で巻取り、７
０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式
の連続溶融亜鉛メッキ設備を用いて焼鈍温度が６００〜
９００℃の連続焼鈍を行い、続いて溶融亜鉛メッキと必
要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率を２０８
０×（Ｃ−０．００１５）％以上とすることを特徴とす
るコイルの長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた
常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶
融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項３、４および５の製造方法におい
て、冷延圧下率を８４％以上とすることを特徴とするコ
イル内の長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常
温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキあるいは合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31291094A JPH08170147A (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31291094A JPH08170147A (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08170147A true JPH08170147A (ja) | 1996-07-02 |
Family
ID=18034935
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31291094A Ceased JPH08170147A (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | コイル長手方向の材質の均一性と表面品位に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08170147A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104962809A (zh) * | 2015-07-07 | 2015-10-07 | 武汉钢铁(集团)公司 | 含铌合金化热镀锌汽车外覆盖件用钢及其制造方法 |
-
1994
- 1994-12-16 JP JP31291094A patent/JPH08170147A/ja not_active Ceased
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104962809A (zh) * | 2015-07-07 | 2015-10-07 | 武汉钢铁(集团)公司 | 含铌合金化热镀锌汽车外覆盖件用钢及其制造方法 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20031224 |
|
| A045 | Written measure of dismissal of application |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A045 Effective date: 20040427 |