JPS6053086B2 - 形状に優れた極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、形状に優れた極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製
造方法、特に、平たん度として耳伸び、腹伸びが少ない
極薄亜鉛めつき鋼板用原板を、その製造のために消費さ
れるエネルギーを少なくして製造する方法に関する。

現在０．２５〜０．１０−ＷｇＩＩのいわゆる極薄亜鉛
めつき鋼板用原板は、亜鉛めつき後、波板等の製品に加
工されている。

これらは形状（平たん度）が悪いと、例えば波板ては波
板成形後の重ね合わせですき間ができたり、成形後所定
の寸法精度が出ないなどの問題が生じるため、この極薄
亜鉛めつき鋼板用原板に対する耳伸び、腹伸びによる平
たん度上の品質要求は、非常に厳しくなつている。第１
図は、従来の極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製造方法の工
程を示すものであつて、Ｃ ：０．０４〜０．１０％程
度のオープントップリムド鋼を用いてＮｏ点以上の高温
熱間仕上圧延を行なつた後、通常の巻取温度（以下ＣＴ
という。）て巻取つて板厚２．４Ｔｌｇｎ以−ヒの熟睡
鋼板となし、酸洗後冷間圧延を、特に約０．２−以下の
薄物ては２回行なうという工程で上記原板は製造され、
その後めつき工程に供給されていた。従来方法で上記の
とおりの工程を採用していた理由について述べると、先
づ、オープントップリムド鋼を使用するのは、極薄物の
亜鉛めつき鋼板用の原板は、熟延鋼帯が硬質化すると冷
間圧延性が劣化するため、比・較的軟質であるオープン
トップリムド鋼の使用が好ましいからである。

次に熱間仕上圧延温度（以下ＦＤＴという。

）をＡｒ３点以上の高温に限定しているのは、これと逆
にＦＤＴがＡｒ′３点以下の温度になると、熱延鋼板に
結晶粒の粗大化が起つて、これを素材とする亜鉛めつき
鋼板の材質が非常に悪くなるということが当該圧延技術
分野の常識であつたためによる。さらに鋼塊のリム層は
、鋼塊中央部よりリミングクシヨンによつてＣ含有量が
低い。このリム層は圧延により鋼板板幅方向端部となり
、この端部のＣ含有量は板中央部のそれに較べて著しく
低いことによつて、板幅方向でＣ含有量に差を生じ、し
たがつてＡＩ′３点も異なつて（Ａｒ３点は成分によつ
て異なるため）、端部のＡｒ３点が中央部より高くなる
。そこで中央部のＡｒ３点を基準にして鋼板をその温度
に加熱すると、端部の温度がＡｒ３点以下となる恐れが
あり、その場合には端部で結晶粒の成長が起こり易くな
る。

なお、この傾向は、熱延時の板温が端部で中央部より約
５０℃前後、低いことによりさらに助長される。端部に
結晶粒の成長が起ると、冷間圧延後に端部の耳伸びが大
きくなる恐２れがある。以上の問題点があるために熱間
圧延は、Ａｒ３以上で比較的高温のＦＤＴで行なつてい
る。また巻取温度については、通常５５０℃前後の低温
で行なつているが、高温の方が軟質化するた２め、特に
薄いめつき鋼板原板に対しては高温で巻取ることがある
。

このような圧延方法では、所定の圧延温度を保持するた
めには、熱延素材板厚の可能な下限は２．４順であつて
、これ以上に薄くすることはでき３ない。

このように熱延板は比較的硬質でまた比較的板厚が厚い
ため冷間圧延においては、非常に作業能率が悪く、特に
約０．２０７０ＦＦ！以下の薄物製品に対しては、冷間
圧延を２回行なつて所定の板厚に仕上げ３ている。

さらにこのような従来方法では、製品原板の平たん度が
悪く、平たん度指標の耳伸び指数Ａとして１『／ｍ≦Ａ
≦２０？／ｍ、腹伸び指数Ｂで４ｍ／ｍ≦Ｂ≦１ｈ／ｍ
程度しか出せない状態であ４１つた。

なお、耳伸び指数Ａ及び腹伸び指数Ｂとは、第２図にお
いて耳伸びの山の高さをＲｉ顛とし、腹伸びの山の高さ
をＨｉ醜としたとき（サフィツクスｉは、耳伸び、腹伸
びした各山を示すものである０））鋼板ストリップＬ方
向１メートル（Ｍ）当りの耳伸び山の高さの合計をＡと
し、同じく腹伸び山の高さの合計をＢとし、で表わした
ものである。

これに対し、近年の極薄亜鉛めつき鋼板用原板の平たん
度としての形状品質の要求は、厳しく、Ａ≦１０ｍ／Ｍ
ｌＢ≦５顛／ｍの非常に厳しい要求が出されるようにな
つている。

以上の問題への対策として次のようなものが考えられる
。

（１）平たん度を得るため成分均一な連鋳材またはキヤ
ツプド鋼材を使用することが考えられるが、これらは、
オープントップリムド鋼材に比べて硬質なために、冷間
圧延において圧延負荷が大きくなり、冷延時幅方向の圧
延圧力分布がロールペンディングにより板幅端部に集中
し、原板は耳伸び傾向になつ平たん度の優れたものを得
ることが非常に難しくなる。

さらに冊Ｔ（ＨＯｒｓｅＰＯｗｅｒＨＯｕｒｓＰｅｒＴ
Ｏｎ）（１トン当りの消費冷間圧延エネルギー）が増加
し冷間圧延においてロール摩耗が起り、スリップ現象が
発生する。このためロール替頻度が増大し、ひいては生
産能率が低下するという問題がある。（２）（１）の問
題に対しては、熱延鋼板の板厚を、例えば２．０〜１．
６ｗ！ｔ程度に減少して、冷間圧延工程で圧下率を低く
することが考えられるが、熱延板の板厚を薄くするため
には、板幅方向の全幅にわたつてＦＤＴをＡｒ′３点以
上の温度にするためスラブの加熱温度を上げ、かつスラ
ブ単重を小さくする必要がある。そのようにしても、板
端部の温度はＫ３点以下になり結晶粒成長が起こり、耳
伸びが大きくなつて平たん度不良になることが多かつた
。さらに加熱温度を上げ、スラブ単重を小さくすること
によつて、ある程度平たん度が改善されたものが得られ
たとしても生産能率が減じて製品原単位が上るという問
題さらには、加熱温度を上げることにより、スケール損
失の増大、及びスケールが喰い込んで圧延されて、外観
不良となる問題がある。３）また軟質化させて平たん度
を良くする方法として、ＣＴを高くすることも考えられ
るが、酸洗能率の極端な低下を来す問題が生ずる。

本発明の目的は、以上の種々の問題点を解決して、平た
ん度の優れた極薄亜鉛めつき鋼板用原板を、その製造消
費エネルギーを大幅に削減して製造することができる、
該原板の製造方法を提供することにある。

しかして本発明の要旨は次のとおりである。

（１）Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：≦０．０３％、Ｍｎ：０
．１２〜０．３０％、Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．
０３０％、Ａ１：≦０．０６％、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物であり、かつＭｎ／Ｓ：≧１０とした鋼を連続
鋳造によつて鋳片となし、これを熱間圧延するに当り、
Ａｒ３点以下７００℃以上の温度で仕上圧延を終了し、
次いで６００℃〜４５０℃の温度で巻取つて、１．６Ｔ
ｍ〜２．３Ｗｒ！ｌ＆厚の熱延鋼帯となし、引き続き酸
洗等の脱スケール処理をした後、冷間圧延することを特
徴とする、形状に優れた極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製
造方法。（２）Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｍｎ：０．
２０〜０．５０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．０
４０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物てあり、かつＭｎ
／Ｓ：≧１０とした鋼をキヤツプド鋼塊に造塊し、これ
を分塊圧延によつて鋼片となし、この鋼片を熱間圧延す
るに当り、Ａｒ３点以下７００℃以上の温度で仕上圧延
を終了し、次いで６００℃〜４５０′Ｃの温度で巻取つ
て、１．６Ｔｆｒ！ｌ＆〜２．３＝厚の熱延鋼帯となし
、引き続き酸洗等の脱スケール処理をした後、冷間圧延
することを特徴とする、形状に優れた極薄亜鉛めつき鋼
板用原板の製造方法。

本発明は、上記成分範囲からなる組成の連続鋳造並びに
キヤツプド鋼塊の分塊圧延による鋼材を使用し、ＦＤＴ
をＡｒ３点〜７００℃間の温度とする熱間圧延を行なう
ことにより、通常のＣＴで巻取つても、結晶粒の粗大化
が計れるため、熱延板の軟質化が可能となり、またこれ
により熱延板の板厚を従来よりも薄くすることができる
ので、冷間圧延を１回行なうことでも平たん度の優れた
極薄亜鉛めつき鋼板用原板が製造できるものである。

以下、本発明について詳細に説明する。

先づ原板の素材としては、その成分が均一であることが
平たん度を良好にする条件である。

そこで先づ連鋳材における化学成分範囲の限定の意義に
ついて述べる。Ｃ：≦０．０８％ Ｃが０．０８％を超えて多くすると、Ａｒ３点が低くな
り、それに伴ない結晶粒成長をはかるうえで熱間圧延温
度を下げる必要が生する。

しかし熱間圧延温度を下げた場合、スラブの熱延変形抵
抗が大きくなつて所要熱間圧延馬力が上昇し、所要の板
厚の熱延コイルが得られ難くなる。一方熱間圧延温度が
十分Ａｒ３点以下にならないと、熱延コイルの幅方向の
硬度分布が中央部でより高くなり、冷延コイルで耳伸び
が生じるようになる。さらに、ＦＤＴに関して後記で説
明するように、Ａｒ３点以下の温度で熱間圧延を行なつ
た場合にはＣ量が０．０８％以下に減するに従つて、熱
延板の降状強度が低くなつて冷間圧延性が向上する。

以上の点でＣ量の上限を０．０８％とするものである。
〜ｈ：０．１２〜０．３０％ Ｍｒｌ／Ｓ：≧１０ Ｍｎは、Ｓによる熱間脆性の防止のために少なくとも０
．１２％は必要であるが、０．３０％より多い添加は必
要でなく、かえつて製品原価を上げることになる。

またＭｎ／Ｓが１０より小さくなると、熱間圧延時に熱
間脆性を生じ、熱延鋼帯の板幅端部が割れやすくなるの
で、Ｍｎ／Ｓは１０以上とする。

Ｐ：≦０．０３０％Ｐは０．０３０％より多くなると熱
延板の硬度が高くなつて冷間圧延性を劣化させるので０
．０３０％以下とする。

Ｓ：≦０．０３０％ Ｓは、０．０３０％より多くなると製品に熱間脆性に起
因する表面疵を発生するので、０．０３０％以下とする
。

Ｓｉ：≦０．０３％ Ｓｉは、原板に良好な亜鉛めつき性を与えるため、０．
０３％以下に抑える必要がある。

Ａ１：≦０．０６％ 従来の連続鋳造技術では、製品スラブのブローホールを
防止するために、ある程度のＡ１が必要・であつた。

しかし、連続鋳造技術の向上によつて、製品スラブの凝
固まではＡ１は必要であるが、凝固したスラブでは、不
要となつた。それは、鋳込過程で溶鋼が空気又は耐火物
などにより酸化する場合には、Ａ１は必要であるが、空
気酸化防止技術または耐火物材質の改善によつて、に含
有量が少なくても、品質の優れたスラブが得られるよう
になつた。したがつて、Ａ１は０．０６％を超える量の
添加は必要がない。次に本発明２で使用するキヤツプド
鋼材で成分範囲を限定した意義について述べる。

Ｃ：０．０４〜０．０９％ キヤツプド鋼には、ＡｌＮは存在しないので、連続鋳造
材に比較して軟質である。

しかしＣ量が０．０９％を超えて多くなると、熱延板の
硬度が高くなつて冷間圧延性を劣化させることになる。
また０．０４％よりも少ないと良好なリミングアクシヨ
ンが得られず、したがつてプローホル、介在物等に起因
する表面欠陥あるいはピンホールを生ずる恐れがある。
よつてＣ：０．０４〜０．０９％とする。Ｓｉ：Ｔｒａ
ｃｅＳｉは通常のキヤツプド鋼におけるようにＴｒａｃ
ｅ量である。

Ｍｎ：０．２０〜０．５０％ Ｍｎ／Ｓ：≧１０ Ｍｎは、Ｓによる熱間脆性の防止のため、更に正常なリ
ミングアクシヨンを行なわせるために少なくとも０．２
０％は必要である。

しかし０．５０％より多くしても、それらの効果はより
高められず、かえつて製品原価を上げることになるので
上限は０．５０％とする。またＭｎ／Ｓが１０より小さ
くなると、熱間圧延時に熱間脆性を生じ、熱延鋼帯の板
幅端部が割れやすくなるのでＭｎ／Ｓを１０以上とする
。

Ｐ：≦０．０４０％Ｐは、熱延板の硬度を高くする作用
があつて、それにより熱延板の冷間圧延性を劣化させる
ので、０．０４０％以下とする。

Ｓ：≦０．０４０％ Ｓはリミングアクシヨンを阻害して製品の表面性状を不
良にするので、０．０４０％以下に抑える必要がある。

次に本発明の熱延条件について説明する。本発明による
極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製造工程は、第１図に示さ
れるとおり、連続鋳造鋳片又はキヤツプド鋼塊を分塊圧
延して得られた鋼片を、ＦＤＴをＡ！−３，点以下の温
度で行なう熱間圧延によつて板厚２．３７ｍ〜１．６Ｔ
ｆｎの熱延板となし、通常のＣＴで巻取つた後、酸洗等
の脱スケール処理を行い、次いで冷間圧延を行なつて上
記めつき原板とするものである。

そこで本発明において熱延条件を特定したことの意義を
以下に説明する。

ＦＤＴ：Ａｒ３点〜７０００Ｃ 先づ本発明（１）の出発素材とする連鋳材は、Ａ］Ｎの
存在により、リムド鋼又はキヤツプド鋼に比し比較的硬
質なので軟質化しなければならない。

この方法として、Ｃ量の上限を規定し、さらにＦＤＴを
Ａｒ３点〜７００℃とするＦＤＴの上限を規定する根拠
について述べれば、Ａｒ３点以下の“゜α （初析フェ
ライト）＋γ（オーステナイト）゛領域で熱延が完了し
たものは、最終スタンド出側直後では熱延加工組織であ
るが、その直後γが再結晶し、さらに冷延が進んでγか
らαの変態が起きる。これを巻き取ると自己焼鈍で結晶
粒成長が起こり、微細で均一な結晶粒になる。またαは
、単に歪一焼なまし（Ｓｔｒａｉｎ−ＡＩｌｎｅａｌｌ
ｎｇ）を受ける。すなわち、最終スタンドの軽圧下（約
５〜１５％）の熱間加工をうけて、巻き取ると焼なまし
が進み、結晶粒径は極粗大化する。したがつて、熱延板
はγがαに変態した微細粒と、αが歪一焼なましで極粗
大化した粒との混粒になるが全体として粗大組織となる
。この過程において、本発明者らは、新規に以下の事実
を見い出した。

すなわち、第３図にＣ量と熱延板降状強度との関係を、
ＦＤＴがＡｒ３点以下のもの（７７（代））と、Ａｒ′
３点以上（８６０℃）のものについて示す。

第３図に示されるようにＡｒ３点以下で熱延を行つた熱
延板の降状強度は、鋼板Ｃ量と強い相関があり、Ｃ量が
少なくなるに従つて、熱延板の降状強度は低くなり、冷
間圧延性が向上すること。しかし、Ａｒ′３点以上で熱
延を行つた場合、降状強度はＣ量と格別、相関が見られ
ず、Ｃ量を減じても軟質化の程度が非常に小さいという
ことが知見された。また、ＦＤＴをＡｒ３，点以下の温
度として熱間圧延を行なうと、第３図に示されるように
、熱延板の軸方向の硬度分布が端部でやや硬く、中央部
で軟いという状態となる。これは、Ａｒ３点以上の通常
のＦＤＴによる熱間圧延を行なう場合に比較して平たん
度、特に耳伸びの点で優れている冷延板が得られること
を意味する。さらに、極薄冷延板の製造に適した薄い熱
延板を製造する場合、従来方法のようにＦＤＴを熱延鋼
帯の全幅にわたつてＡｒ３点以上に保持するにはスラブ
の加熱温度を上げるとともに、スラブを通常のものより
小さくなければならず、これはエネルギー原単位、作業
能率の面で非常に不利となる。これに対して、低いＦＤ
Ｔで行なう熱間圧延によれば、スラブのＦＤＴを容易に
かつ経済的に全幅にわたつてＡｒ３点以下の温度で調整
することができる。

さらにＡｒ３点以下の温度で熱間仕上圧延を行なう場合
では、スラブの加熱温度を従来の高いＦＤＴの場合の１
，２３０℃〜１，３００℃に対して１１００℃〜１２５
０℃で十分となり、加熱温度を１００℃程低下させるこ
とができるので、加熱量原単位を削減することができる
。さらにこのような低いＦＤＴで熱延する場合は、スラ
ブの幅方向にわたつて均一にＡｒ３点以下の温度にする
ことができて、熱延板はその結晶粒が均一化され、かつ
軟質化しているため熱延板の板厚を従来方法でのものよ
りも薄くすることが可能となるので、冷間圧延性が良好
となり、冷間圧延を１回行なうことで、Ａ≦１０ｗｎ／
ＭｌＢ≦５顛／ｍという平たん度の優れた亜鉛めつき鋼
板原板を製造することができるのである。以上の点てＦ
ＤＴの上限を，Ａｒ３点とするのである。

次にＦＤＴの下限の根拠については、ＦＤＴが必要以上
に低すぎると、熱間圧延の負荷が増して所定の熱延板板
厚が得られなくなり、かつ必然的にＣＴが低温となつて
、ホットコイルの自己焼鈍による結晶粒の成長が起らな
くなるからである。ＣＴ：６０００Ｃ〜４５００ＣＣＴ
は、高温で巻き取るに従つて鋼帯は自己焼鈍が進むこと
によつて結晶粒径は大きくなつて軟質になるが、その程
度は、ＣＴによつて鋼帯内部と端部で異なつたものにな
ることがわかつた。

この点について、第４図に示したＣＴと鋼帯幅方向の降
状強度分布との関係から明らかなように、ＣＴが高い（
６８０℃）と鋼帯内部は軟質になるが、端部は空冷によ
つて軟質程度は小さくなつて、幅方向の硬度差が大きく
なる。一方、ＣＴが低い（５９０℃、５４０℃、４５（
代））と鋼帯内の自己焼鈍が抑制されるため、若干硬質
となり、結果として幅方向の硬度差が小さくなる。この
結果、幅方向の降状強度差の小さいものは冷延板の形状
が改善される、ことになる。さらにＣＴが６００℃を超
えると、熱延板の酸洗性が著しく悪くなつて酸洗能率が
低下することになる。特に薄物の熱延コイルでは酸洗能
率の低下の影響は、作業性の低下及び製造価の上昇の面
で大きい。しかしＣＴが４５０′Ｃより低くなると、熱
延コイルの自己焼鈍作用が弱まつて結晶粒の成長が進行
せず、熱延板は硬質となる。

したがつてＣＴは６０００Ｃ〜４５０℃と規定する。熱
延鋼帯と板厚：１．６〜２．３Ｔｎ！Ｆｔ一般に極薄鋼
板を冷間圧延で得る際の問題点は、次のとおりである。

すなわち、熱延板の材質が板幅方向で均一であつても、
冷間圧延の圧下率が高くなるので圧延負荷が大きくなり
、それに伴なつて冷間圧延時の板幅方向の圧延圧力分布
は、ロールペンディングによつて、板幅方向の端部に集
中して耳伸び発生傾向になるので、平たん度の優れたも
のを得ることが非常に難しくなることである。

この点に関し、第５図のグラフは、連続鋳造材において
冷間圧下率が冷延板の耳伸び変形に及ぼす影響を示すも
のである。

圧下率が９０％を超えて大きくなると、耳伸びが大きく
なつていくことがわかる。したがつて、熱延板の板厚が
２．３順より厚い場合には、冷間圧延圧下率が増大する
ため、耳伸びが大きくなり、また冷間圧延の負荷が大き
くなるため、所定の板厚に圧延することができなくなる
か、あるいはチヤツターリングなどの発生によつ゛て圧
延速度を十分に上げることができないことなどの問題を
起こす。

他方、１．６Ｔｗｎ厚より薄い場合には、熱間圧延能率
および酸性等の脱スケール能率が著しく低下することに
なつて、熱間圧延から冷間圧延の工程を総合した製造原
価を高める点で経済上不利となる。したがつて熱延板の
板厚を１．３〜２．６？に規定するのである。

以下に本発明の実施例について、これを比較例と対比し
て述べる。

Ｌ実施例１ 酸素底吹転炉で精錬してなる溶鋼を連続鋳造によつて各
種スラブ鋳片を製造した。

スラブ鋳片の組成は、第１表に示されるとおりであつて
、比較例では、本発明の成分範囲を満たしているもの及
び満たしていないものを使用した。なお第１表には、従
来から行なわれいる。造塊一分塊圧延法によるリムド鋼
スラブからの製造例も比較例中に挙けてある。これらの
スラブを第１表に示されている熱延条件てそれぞれ熱間
圧延した。

比較例の熱間圧延では、ＦＤＴを本発明の条件のＡｒ′
３点〜７００℃内のもとしたものおよび従来から行なわ
れているＡｒ３点以上の温度として行なつた。次いで冷
間圧延を脱スケール後、第１表に示す圧下率で行なつた
。なお、冷間圧延では、４，５，および６スタンドの連
続冷間圧延機でそれぞれ１回行なつた（１Ｒ０１り他に
、仕上板厚が極端に薄い原板の製造に対しては、４，５
及び６スタンドの楼続冷間圧延機でそれぞれ１回行なつ
た後、さらに３スタンド連続冷間圧延機で１回行なつた
（２Ｒ０１り例も加えた。

引き続き冷延鋼帯を巻戻しラインにて巻戻しながら１ｔ
０ｎ当り１箇所の割合で定盤上で鋼板の平たん度として
耳伸び及び腹伸びを測定した。

耳伸び、復伸びは、前記したようにそれぞれ１ＴｒＬ当
りの総山高さを指数（Ａ，Ｂ）であられすものとして、
これらを第１表に併せて示す。ＮＯｌＯ〜１２は、本発
明の成分範囲内にある組成の連続鋳造鋳片を用いて従来
の高温ＦＤＴ圧延を行なつた例であるが、１Ｒ０１１、
２Ｒ０１１のいずれの冷間圧延を行なつても耳伸び、腹
伸びともに大きい。

ＮＯ．ｌ３は、鋳片のＣ量が本発明における上限を超え
たものであり、ＮＯ．ｌ４は、Ａ１量が同じくその上限
を超えたものであるため、これらスラブを本発明による
低ＦＤＴて熱間圧延したが、冷延板の耳伸びは１０〜１
２であつて若干は改善されているものの本発明の実施例
に比べて極端に悪くなつている。これはＣ量、Ｎ量が多
くなつて結晶粒が細かくなり、熱延板が硬質となつたた
め形状が悪くなつたものと考えられる。ＮＯ．ｌ５は、
鋳片の成分範囲及び熱延温度は本発明の範囲内にあるが
、その熱延板の板厚が本発明で規定する板厚範囲の上限
２．３ＴＷ＆を超えている。

これの冷延は２回行なつたが、冷延板の平たん度は悪く
なつている。この理由は、圧下率が高くなるために、冷
間圧延ワークロールのペンディングによつて板幅方向端
部が伸びて耳伸びが大きくなつ＝たものと考えられる。
ＮＯ５ｌ戊平１７は、従来のオープントップリムド鋼片
を用いてそれぞれ低温ＦＤＴと高温ＦＤＴによる熱延を
行なつたものであるが、両例とも冷延製品の平たん度は
不良であり、低ＦＤＴ圧延を行なつたＮＯ．ｌ６でも耳
伸びは大きくなつている。

この理由は、冷間圧下率が高いこと及び板幅方向端部に
リム層があつて端部が軟質となつていることによつて伸
びたものであり、この点で成分が均一になつた連続鋳造
材に対抗できないといえよう。実施例２ 酸素底吹転炉で精錬してなる溶鋼をキヤツプド鋼塊に造
塊し分塊圧延してスラブの鋼片に製造した。

スラブの組成は、とりベ分析値として第２表に示される
とおりであつて、比較例には、本発明の成分範囲内にあ
るもの及びＣ量が成分範囲から外れるものを用いた。こ
れらのスラブを第２表に示されている熱延条件でそれぞ
れ熱間圧延した。比較例では、ＦＤＴを本発明の条件の
Ａｒ３点〜７００℃内の温度およびＡｒ３点より高い温
度で行なつた。次いで酸洗した後、冷間圧延を第２表に
示す圧下率で行なつた。なお冷間圧延では、実施例１と
同様に１回または２回行なつた。ＮＯ．ｌＯ〜１２は、
その組成が本発明の成分範囲内にあるキヤツプド鋼を用
いて、従来の高温ＦＤＴ圧延を行つたものであるが、冷
間圧延を１Ｒ０１１、２Ｒ０１１のいずれの方法で行つ
ても、耳伸び腹伸びともに大きくなつた。

ＮＯ．ｌ３は、Ｃ量が本発明の上限値より多いスラブを
用いた例であるが、熱延板が硬質になつたために平たん
度は悪くなつた。

ＮＯ．ｌ４は、成分量および熱延温度が本発明範囲内で
あるが、その熱延板の板厚が本発明で規定した範囲を超
えた例であつて、これに２回冷間圧延を行つたが、得ら
れた冷延板の平たん度は不良となつた。

この理由は、前述の通りである。

次に、例えば０．１５噸以下の極端に薄いめつき用鋼板
については、冷間圧延機の能力または作業性の点から１
回目のタンデム冷間圧延機、さらにタンデム圧延を行つ
ても平たん度の優れた鋼板が製造できた例を８に示す。

また、加工の厳しい用途によつては、冷間圧延；後クリ
ーニング→焼鈍→スキンバスあるいはクリーニングを省
略して焼鈍→スキンバスを付加することもできる。以上
詳しく説明してきたとおり、本発明は、特定した組成の
鋼からなる連続鋳造材またはキヤツプド鋼材のスラブを
、Ａｒ３点〜７００℃のＦＤＴで熱間圧延して６００〜
４５００Ｃの温度で巻取り、１．６ｍ〜２．３ｍ厚の熱
延鋼帯とし、次いで酸挽等の脱スケール処理をした後、
冷間圧延を行なう、極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製造方
法であり、これにより従来の、オープントップリムド鋼
材を用いる製造法では得られなかつた形状、すなわち耳
伸び、腹伸びによる平たん度に優れた極薄亜鉛めつき鋼
板用原板が、製造に要するエネルギーを大幅に削減して
製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明方法と従来方法による極薄亜鉛めつき
鋼板用原板の製造工程を説明した工程図、第２図は、上
記原板における耳伸び指数および腹伸び指数を説明する
ための原板の斜視図、第３図は、熱延板の降状強度に及
ぼすＣ量とＦＤＴの影響を示したグラフ、第４図は、熱
延板の幅方向に沿う降状強度に及ぼすＦＤＴ＜５ＣＴと
の影響を示すグラフ、第５図は、冷延板の耳伸びに及ぼ
す冷間圧延圧下率の影響を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：≦０．０８％、Ｓｉ：≦０．０３％、Ｍｎ：０
   ．１２〜０．３０％、Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．
   ０３０％、Ａｌ：≦０．０６％、残部はＦｅ及び不可避
   的不純物であり、かつＭｎ／Ｓ：≧１０とした鋼を連続
   鋳造によつて鋳片となし、これを熱間圧延するに当り、
   Ａｒ＿３点以下７００℃以上の温度で仕上圧延を終了し
   、次いで６００℃〜４５０℃の温度で巻取つて１．６ｍ
   ｍ〜２．３ｍｍ厚の熱延鋼帯となし、引き続き酸洗等の
   脱スケール処理をした後、冷間圧延することを特徴とす
   る。 形状に優れた極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製造方法。２
   Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｍｎ：０．２０〜０．５
   ０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．０４０％、残部
   Ｆｅ及び不可避的不純物であり、かつＭｎ／Ｓ：≧１０
   とした鋼をキヤツプド鋼塊に造塊し、これを分塊圧延に
   よつて鋼片となし、この鋼片を熱間圧延するに当り、Ａ
   ｒ＿３点以下で７００℃以上の温度で仕上圧延を終了し
   、次いで６００℃〜４５０℃の温度で巻取つて１．６ｍ
   ｍ〜２．３ｍｍ厚の熱延鋼帯となし、引き続き酸洗等の
   脱スケール処理をした後、冷間圧延することを特徴とす
   る、形状に優れた極薄亜鉛めつき鋼板用原板の製造方法
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