JPH08232045A - 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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- JPH08232045A JPH08232045A JP7035743A JP3574395A JPH08232045A JP H08232045 A JPH08232045 A JP H08232045A JP 7035743 A JP7035743 A JP 7035743A JP 3574395 A JP3574395 A JP 3574395A JP H08232045 A JPH08232045 A JP H08232045A
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- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、Ｎｂ，Ｔｉ添加極低炭素鋼を素材
にして、コイル長手方向の材質の均一性にきわめて優れ
た冷延鋼板およびその製造方法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，Ｎ
ｂ，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Ｔｉ，Ｎｂ含有炭
硫化物を析出させる。これにより熱延板の端部において
巻取温度とその時間が充分に確保されなくても、加工性
が確保される。
にして、コイル長手方向の材質の均一性にきわめて優れ
た冷延鋼板およびその製造方法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，Ｎ
ｂ，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Ｔｉ，Ｎｂ含有炭
硫化物を析出させる。これにより熱延板の端部において
巻取温度とその時間が充分に確保されなくても、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およびその製造方
法に関するものであり、これらの鋼板の用途は、自動
車、家電、建材等である。
性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板およびその製造方
法に関するものであり、これらの鋼板の用途は、自動
車、家電、建材等である。
【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が得
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が得
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】
【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。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。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。
【０００４】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加工性の均一性に優れ
た冷延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加工性の均一性に優れ
た冷延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。
【０００５】
【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、Ｍｎ量を規定することにより特定
の炭化物を析出せしめ、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。その結果、Ｓ≧
０．００４％、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効
であることを見出した。
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、Ｍｎ量を規定することにより特定
の炭化物を析出せしめ、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。その結果、Ｓ≧
０．００４％、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効
であることを見出した。
【０００６】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、また材質が均
一であるためには、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化
物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化
物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることが必要なこと
が判明した。これは、以下のような機構に基づくものと
考えられる。すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出
する量を極力低減せしめ、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を積
極的に析出させることによって仕上熱延までに固溶Ｃを
低減させるものである。これによって熱延後の巻取り時
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に、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ものと考えられる。
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、また材質が均
一であるためには、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化
物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化
物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７であることが必要なこと
が判明した。これは、以下のような機構に基づくものと
考えられる。すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出
する量を極力低減せしめ、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を積
極的に析出させることによって仕上熱延までに固溶Ｃを
低減させるものである。これによって熱延後の巻取り時
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に、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ものと考えられる。
【０００７】また、本発明者らは、Ｔｉ添加極低炭素鋼
においてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることでコ
イル端部の材質劣化を軽減させる方法を以前に見出して
いる。しかし、さらに鋭意研究を重ねた結果、ＴｉとＮ
ｂの複合添加によってＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物が析出す
るとＴｉのみを添加するよりも析出が促進されるために
より多くの炭硫化物が析出すること、そしてこのために
巻取り以前に固溶Ｃ量がより低減され、コイル内の材質
のばらつきがさらに軽減されて巻取温度依存性が少なく
なることを新たに見出した。
においてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を積極的に析出させることでコ
イル端部の材質劣化を軽減させる方法を以前に見出して
いる。しかし、さらに鋭意研究を重ねた結果、ＴｉとＮ
ｂの複合添加によってＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物が析出す
るとＴｉのみを添加するよりも析出が促進されるために
より多くの炭硫化物が析出すること、そしてこのために
巻取り以前に固溶Ｃ量がより低減され、コイル内の材質
のばらつきがさらに軽減されて巻取温度依存性が少なく
なることを新たに見出した。
【０００８】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：０．０１〜０．１５％、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、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１％を含有し、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であり、かつ全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物と
して析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）
／（全Ｃ％）がＬ≧０．７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：０．０１〜０．１５％、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、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１％を含有し、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であり、かつ全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物と
して析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）
／（全Ｃ％）がＬ≧０．７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。
【０００９】（２）さらに、Ｂ：０．０００１〜０．０
０３０％を含有する前項（１）記載の加工性の均一性に
優れた冷延鋼板。 （３）前項（１）または（２）記載の成分を有する鋼
を、加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃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％の冷間圧延を行い、さらに再
結晶温度以上で焼鈍を施す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。
０３０％を含有する前項（１）記載の加工性の均一性に
優れた冷延鋼板。 （３）前項（１）または（２）記載の成分を有する鋼
を、加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃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％の冷間圧延を行い、さらに再
結晶温度以上で焼鈍を施す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。
【００１０】（４）前項（１）または（２）記載の成分
を有する鋼を、加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａ
ｒ3 −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％で冷間圧延
を行った後、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冷延鋼板の製造方法。
を有する鋼を、加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａ
ｒ3 −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％で冷間圧延
を行った後、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冷延鋼板の製造方法。
【００１１】（５）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
前項（４）記載の加工性の均一性に優れた溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板の製造方法。
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前項（４）記載の加工性の均一性に優れた溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
【作用】本発明における冷延鋼板およびその製造方法
は、Ｓ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量、Ｎｂ量と特定の硫化物およ
び炭硫化物の量を限定し、熱延後の巻取以前に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、Ｓ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量、Ｎｂ量と特定の硫化物およ
び炭硫化物の量を限定し、熱延後の巻取以前に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。
【００１３】先ず、化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃは、その量が増加するのに従い、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、加工性が劣化する。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。ま
た、真空脱ガス処理コストの観点から、Ｃ量の下限は
０．０００５％とする。
る。Ｃは、その量が増加するのに従い、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、加工性が劣化する。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。ま
た、真空脱ガス処理コストの観点から、Ｃ量の下限は
０．０００５％とする。
【００１４】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。
【００１５】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、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭
硫化物の析出量が低下するため、たとえ高温巻取を行っ
たとしても、熱延コイルの端部では冷却速度が速いた
め、固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出
するため、著しく材質が劣化する。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、Ｍｎ量を０．０１％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０．０１％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、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭
硫化物の析出量が低下するため、たとえ高温巻取を行っ
たとしても、熱延コイルの端部では冷却速度が速いた
め、固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出
するため、著しく材質が劣化する。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、Ｍｎ量を０．０１％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０．０１％とする。
【００１６】Ｐは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を著しく遅滞させるた
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を著しく遅滞させるた
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。
【００１７】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Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の
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て加工性が著しく劣化
する。Ｓ量が０．０２％超では熱間割れが生じ易く、ま
たＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の析出よりも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
が確保できない。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Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の
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て加工性が著しく劣化
する。Ｓ量が０．０２％超では熱間割れが生じ易く、ま
たＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物の析出よりも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
が確保できない。なお、Ｓ量は０．００４〜０．０１２
％がより好ましい範囲である。
【００１８】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、０．１％を超えると
コスト上昇を招く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、その量が増加するのに
従い、Ｔｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量させねばな
らないことからコスト上昇を招き、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量の上限を０．００７％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、０．１％を超えると
コスト上昇を招く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、その量が増加するのに
従い、Ｔｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量させねばな
らないことからコスト上昇を招き、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量の上限を０．００７％とするが、好ましくは
０．００３％以下がよい。
【００１９】Ｎｂは本発明において極めて重要な元素で
あり、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として析出するほかに、
熱延板を細粒化し、深絞り性を向上させる。また、溶融
亜鉛メッキを施す場合には、粒界に存在するＮｂによっ
て耐パウダリング性も著しく向上する。従って、Ｎｂは
０．００２〜０．０５％の範囲で添加する。Ｎｂが０．
００２％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取の前に
析出させることができない。一方、Ｎｂ量が０．０５％
を超えるとＣを固定する効果が飽和するばかりか、延性
が著しく劣化する。以上の観点から、Ｎｂ量は０．００
５〜０．０３％の範囲がさらに好ましい。
あり、Ｔｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として析出するほかに、
熱延板を細粒化し、深絞り性を向上させる。また、溶融
亜鉛メッキを施す場合には、粒界に存在するＮｂによっ
て耐パウダリング性も著しく向上する。従って、Ｎｂは
０．００２〜０．０５％の範囲で添加する。Ｎｂが０．
００２％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取の前に
析出させることができない。一方、Ｎｂ量が０．０５％
を超えるとＣを固定する効果が飽和するばかりか、延性
が著しく劣化する。以上の観点から、Ｎｂ量は０．００
５〜０．０３％の範囲がさらに好ましい。
【００２０】Ｔｉは０．０１〜０．１％添加する。Ｔｉ
量が０．０１％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取
の前に析出させることができない。一方、Ｔｉ量が０．
１％を超えると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。Ｔｉ，Ｎｂ含有炭硫化物を充分に析出させると
いう観点からは、Ｔｉ量は０．０２％超添加することが
さらに好ましい。また、メッキ性の観点からは、Ｔｉ量
は０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
量が０．０１％未満ではＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を巻取
の前に析出させることができない。一方、Ｔｉ量が０．
１％を超えると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。Ｔｉ，Ｎｂ含有炭硫化物を充分に析出させると
いう観点からは、Ｔｉ量は０．０２％超添加することが
さらに好ましい。また、メッキ性の観点からは、Ｔｉ量
は０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
【００２１】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。
【００２２】本発明で最も重要なのはスラブ加熱中と熱
延中にＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を充分析出させることで
ある。すなわち、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物
として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化
物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７でなければならない。ま
た、このＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物は基本的にはＴｉ4 Ｃ
2 Ｓ2 のＴｉの位置のいくつかをＮｂで置き換えたもの
となるが、原子比で１≦Ｔｉ／Ｎｂ≦９、１≦（Ｔｉ＋
Ｎｂ）／Ｓ≦２、１≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２の範囲の
組成比を持ってもよい。この（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）
は次のようにして求められる。すなわち、硫酸と過酸化
水素水など、サイズの小さい炭化物ＴｉＣ、ＮｂＣを溶
解してしまうような方法によって析出物を抽出する。得
られた残査を化学分析に供し、Ｎｂ量を測定（＝Ｎ
（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の抽出量を
Ｚ（ｇ）とすると、（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）＝Ｎ／Ｚ
×１２／９３×１００（％）となる。
延中にＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物を充分析出させることで
ある。すなわち、全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物
として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫化
物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７でなければならない。ま
た、このＴｉ、Ｎｂ含有炭硫化物は基本的にはＴｉ4 Ｃ
2 Ｓ2 のＴｉの位置のいくつかをＮｂで置き換えたもの
となるが、原子比で１≦Ｔｉ／Ｎｂ≦９、１≦（Ｔｉ＋
Ｎｂ）／Ｓ≦２、１≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２の範囲の
組成比を持ってもよい。この（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）
は次のようにして求められる。すなわち、硫酸と過酸化
水素水など、サイズの小さい炭化物ＴｉＣ、ＮｂＣを溶
解してしまうような方法によって析出物を抽出する。得
られた残査を化学分析に供し、Ｎｂ量を測定（＝Ｎ
（ｇ）とする）する。このときサンプル全体の抽出量を
Ｚ（ｇ）とすると、（Ｃ％ ａｓ 炭硫化物）＝Ｎ／Ｚ
×１２／９３×１００（％）となる。
【００２３】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。０．０００１％未満の添加ではその効果は乏し
く、また０．００３０％超添加してもその効果は飽和
し、延性が劣化する。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、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含
有してもよい。
るので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果は乏し
く、また０．００３０％超添加してもその効果は飽和
し、延性が劣化する。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、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含
有してもよい。
【００２４】次に製造プロセスに関する限定理由を説明
する。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−Ｄ
Ｒ）のようなプロセスにも適合する。
する。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−Ｄ
Ｒ）のようなプロセスにも適合する。
【００２５】熱間圧延における加熱温度は、Ｔｉ、Ｎｂ
含有炭硫化物の析出量をなるべく増やすために、１２５
０℃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 −１０
０）℃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。
含有炭硫化物の析出量をなるべく増やすために、１２５
０℃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 −１０
０）℃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。
【００２６】本発明は、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。すなわち本発明では、Ｃ
の析出は、熱延の加熱時〜熱延後の冷却までの過程でＴ
ｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として充分に析出が終了してお
り、高温巻取しても材質が顕著に向上することはない。
従って、巻取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はない。また、
巻取温度が８００℃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って酸洗のコスト
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、材質はむしろ劣化する傾向にある。従って、巻取
は６５０℃以下の温度で行うのが好ましい。また、これ
らの有害な化合物の析出を完全に避けるためには、５０
０℃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
のような低温巻取によって製造コストの削減が図れるこ
とは言うまでもない。
保できるという特徴を有する。すなわち本発明では、Ｃ
の析出は、熱延の加熱時〜熱延後の冷却までの過程でＴ
ｉ、Ｎｂ含有炭硫化物として充分に析出が終了してお
り、高温巻取しても材質が顕著に向上することはない。
従って、巻取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はない。また、
巻取温度が８００℃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って酸洗のコスト
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、材質はむしろ劣化する傾向にある。従って、巻取
は６５０℃以下の温度で行うのが好ましい。また、これ
らの有害な化合物の析出を完全に避けるためには、５０
０℃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
のような低温巻取によって製造コストの削減が図れるこ
とは言うまでもない。
【００２７】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
度も同様の理由から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４２０〜５
００℃がよい。その後の合金化処理温度は、低すぎると
合金化反応が遅す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、高すぎると耐メッキ剥離性が劣化
するので、４００〜６００℃で行う。より密着性に優れ
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
度も同様の理由から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４２０〜５
００℃がよい。その後の合金化処理温度は、低すぎると
合金化反応が遅す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、高すぎると耐メッキ剥離性が劣化
するので、４００〜６００℃で行う。より密着性に優れ
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。
【００２８】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。
【００２９】
【実施例】以下に本発明を実施例をもって詳細に説明す
る。 （実施例１）表１および表２（表１のつづき）に示す化
学成分を有するＴｉ、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、１２００℃に加
熱し、仕上温度が９２０℃、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（ｒｕｎ
ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）での平均冷却速度は約４０℃／ｓ
であり、その後、表３および表４（表２のつづき）に示
したような種々の巻取温度でコイルに巻取った。
る。 （実施例１）表１および表２（表１のつづき）に示す化
学成分を有するＴｉ、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、１２００℃に加
熱し、仕上温度が９２０℃、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（ｒｕｎ
ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）での平均冷却速度は約４０℃／ｓ
であり、その後、表３および表４（表２のつづき）に示
したような種々の巻取温度でコイルに巻取った。
【００３０】この熱延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、焼鈍温度：８１
０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６８０℃
まで約４℃／ｓ、６７０℃〜室温までは約７０℃／ｓと
した。その後、０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引
張試験に供した。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。
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、焼鈍温度：８１
０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６８０℃
まで約４℃／ｓ、６７０℃〜室温までは約７０℃／ｓと
した。その後、０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引
張試験に供した。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。
【００３１】ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ 試験結果を表３および表４にまとめて示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】表３および表４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、Ｍｎ量が低く、Ｃに対してＮｂ、Ｔｉが充分添加さ
れているＡ，Ｂ，Ｆ，Ｋでは、巻取温度が低くなり、微
細炭化物として析出するＣ量が少なくなると極めて優れ
た材質が得られる。これに対して比較鋼では、低温巻取
では材質が劣悪となることが明らかである。
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、Ｍｎ量が低く、Ｃに対してＮｂ、Ｔｉが充分添加さ
れているＡ，Ｂ，Ｆ，Ｋでは、巻取温度が低くなり、微
細炭化物として析出するＣ量が少なくなると極めて優れ
た材質が得られる。これに対して比較鋼では、低温巻取
では材質が劣悪となることが明らかである。
【００３７】（実施例２）実施例１と同じ条件で製造し
た表１および表２の鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｉ、Ｌ、Ｍ、
Ｎ、Ｒ、Ｓの熱延コイルの長手方向における先端（コイ
ル内周）部（最先端より１０ｍの位置）および中央部さ
らに末端（コイル外周）部（最末端より１０ｍの位置）
から熱延板を切り出した。なお、熱延コイルの全長は約
２４０ｍであった。その後、実施例１と同じ条件で冷
延、焼鈍、調質圧延を施した冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚
にした後冷延で０．８ｍｍ厚）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。試験結果を表５にま
とめて示す。
た表１および表２の鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｉ、Ｌ、Ｍ、
Ｎ、Ｒ、Ｓの熱延コイルの長手方向における先端（コイ
ル内周）部（最先端より１０ｍの位置）および中央部さ
らに末端（コイル外周）部（最末端より１０ｍの位置）
から熱延板を切り出した。なお、熱延コイルの全長は約
２４０ｍであった。その後、実施例１と同じ条件で冷
延、焼鈍、調質圧延を施した冷延鋼板（熱延で４ｍｍ厚
にした後冷延で０．８ｍｍ厚）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。試験結果を表５にま
とめて示す。
【００３８】
【表５】
【００３９】表５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、コイル端部になると材質が著
しく劣化し、また低温巻取の場合には、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。
よって製造された鋼は、コイルの中央部はもちろんその
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、コイル端部になると材質が著
しく劣化し、また低温巻取の場合には、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。
【００４０】（実施例３）表１および表２の鋼Ｂ、Ｋ
（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１１００〜１３５０℃に加熱し、
仕上温度９４０℃、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
約３０℃／ｓであり、その後６２０℃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２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：６０ｓ、冷却速度：室温まで
約６０℃／ｓとした。その後、０．８％の圧下率で調質
圧延を行い、引張試験に供した。試験結果を表６にまと
めて示す。
（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１１００〜１３５０℃に加熱し、
仕上温度９４０℃、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
約３０℃／ｓであり、その後６２０℃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２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：６０ｓ、冷却速度：室温まで
約６０℃／ｓとした。その後、０．８％の圧下率で調質
圧延を行い、引張試験に供した。試験結果を表６にまと
めて示す。
【００４１】
【表６】
【００４２】表６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１２５０℃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および表２の鋼Ａ、Ｅ、Ｇ、Ｉ、Ｌ、
Ｍ、Ｑ、Ｔを用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を
施し（巻取温度：４５０℃）、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。このとき最高
加熱温度８２０℃で加熱後冷却し、４７０℃で慣用の溶
融亜鉛メッキを行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さ
らに加熱して５５０℃で約１５秒間の合金化処理を行っ
た。さらに０．７％の調質圧延を施して、機械的性質、
メッキ密着性を評価した。得られた結果を表７に示す。
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１２５０℃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および表２の鋼Ａ、Ｅ、Ｇ、Ｉ、Ｌ、
Ｍ、Ｑ、Ｔを用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を
施し（巻取温度：４５０℃）、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。このとき最高
加熱温度８２０℃で加熱後冷却し、４７０℃で慣用の溶
融亜鉛メッキを行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さ
らに加熱して５５０℃で約１５秒間の合金化処理を行っ
た。さらに０．７％の調質圧延を施して、機械的性質、
メッキ密着性を評価した。得られた結果を表７に示す。
【００４３】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
【００４４】
【表７】
【００４５】表７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。また、鋼ＭのようにＮｂの含有量が低い場
合にはメッキ密着性も劣化する。
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。また、鋼ＭのようにＮｂの含有量が低い場
合にはメッキ密着性も劣化する。
【００４６】
【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で優れた材質が得られ、従来切
り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、本発明に含まれる高強度冷延鋼板を自動車用
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で優れた材質が得られ、従来切
り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、本発明に含まれる高強度冷延鋼板を自動車用
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 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 (72)発明者 末広 正方 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００
７％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、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、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．０
１〜０．１％を含有し、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であり、かつ全Ｃ量のうちＴｉ、Ｎｂ含有炭硫
化物として析出するＣ量の割合Ｌ＝（Ｃ％ ａｓ 炭硫
化物）／（全Ｃ％）がＬ≧０．７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、Ｂ：０．０００１〜０．００３
０％を含有する請求項１記載の加工性の均一性に優れた
冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分を有する鋼
を、加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃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％の冷間圧延を行い、さらに再
結晶温度以上で焼鈍を施す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４】 請求項１または２記載の成分を有する鋼
を、加熱温度≦１２５０℃、仕上温度≧（Ａｒ3 −１０
０）℃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％で冷間圧延を行った
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
亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 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４記載の加工性の均一性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03574395A JP3293015B2 (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 |
| CN95192729A CN1074054C (zh) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| US08/737,107 US5954896A (en) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved homogeneity in workability and process for producing same |
| PCT/JP1995/002768 WO1996026300A1 (fr) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | Tole d'acier laminee a froid et tole galvanisee par immersion a chaud, presentant une usinabilite remarquablement uniforme, et procede de production de ces toles |
| KR1019960705921A KR100210866B1 (ko) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | 가공성의 균일성이 우수한 냉연 강판 및 용융 아연 도금 강판 및그의 제조방법 |
| EP95942317A EP0767247A4 (en) | 1995-02-23 | 1995-12-28 | COLD ROLLED STEEL SHEET AND FIRE-SMOOTHED GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT SMOOTH WORKABILITY, AND METHOD FOR PRODUCING THE SHEET |
| CN01117921.XA CN1128243C (zh) | 1995-02-23 | 2001-05-09 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| CN01117920.1A CN1128241C (zh) | 1995-02-23 | 2001-05-09 | 加工性的均匀性优良的热浸镀锌冷轧钢板的制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03574395A JP3293015B2 (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 加工性の均一性に優れた冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08232045A true JPH08232045A (ja) | 1996-09-10 |
| JP3293015B2 JP3293015B2 (ja) | 2002-06-17 |
Family
ID=12450311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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1995
- 1995-02-23 JP JP03574395A patent/JP3293015B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| WO2002063057A1 (fr) * | 2001-02-05 | 2002-08-15 | Kawasaki Steel Corporation | Feuille d'acier revetue, par immersion, de zinc allie |
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