JPS5861228A - 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

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】 本発明は、形状に優れた極薄亜鉛めっき鋼板用原板の製
造方法、特こ、平たん度として耳伸び、腹伸びが少ない
極薄亜鉛めっき鋼板用原板を、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Ｏ，コｓ　−ｏ、ｔｏ−のいわゆる極薄亜鉛めっき
鋼板用原板は、亜鉛めっき後、波板等の製品に加工され
ているｄこれらは形状（平たん度）が悪いと、例えば波
板で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
、この極薄亜鉛めっき鋼板用原板に対する耳伸び、腹伸
びによる平たん変度上の品質要求は、非常に厳しくなっ
ている◇第１図は、従来の極薄亜鉛めっき鋼板用原板の
製造方法の工程を示すものであって、Ｏ！　０．０４１
〜Ｏ，１０％程度のオープントップリムド鋼を用いてム
ｒ３点以′上の高温熱間仕上圧延を行なった俵、通常の
巻取温度（以下ＯＴという。）で巻取って板厚コ、亭謔
以上の熱延鋼板となし、酸洗後冷間圧延を、特に約０’
、ＡＯ−以下の薄物ではＪｌ１行なうという工程で上記
原板は製造され、その後めっ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、オープンシップリムド鋼を使用するのは、極薄切
の亜鉛めっき鋼板用の原板は一熱地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
トラプリ・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Ａｒ
３点以上の高温に限定しているのは、これと逆にＦＤＴ
がＡｒ３点以下の温度になると、熱延鋼板に結晶粒の粗
大化が起って、これを素材とする亜鉛めっき鋼板の材質
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
であったため〜による。

ざらに鋼塊のリム層は、鋼塊中央部よりリミングアクシ
ョンによって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０含有量は板中央
部のそれに較べて着しく低いことによって、板幅方向で
０含有量に差を生じ、したがってＡｒ　３点も異なって
（Ａｒ３点は成分によって興なるため）、端部のＡｒ８
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Ａｒ５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°れがある。以上の問題点があるために熱
間圧延は、Ａｒ３点以上で比較的高温のＦＤＴで行なっ
ている。

また巻取温度については、通常ｓｊｏ℃前後の低温で行
なっているが、高温の方が軟質化するため、特に薄いめ
っき鋼板用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コ、ダーであって
、これ以上に薄くすることはできない。

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Ｏ，コ０腸以下の薄物製品に対しては、冷間圧延を２
回行なって所定の板厚に仕上げている。

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（ム）として／Ｑ　ｗ
ｍ　／　ｙｍ≦ム≦Ｘ）ｍ／ｍ、腹伸び指数（Ｂ）で４
ＩＩｌｌＩＩ／ｍ≦Ｂ≦１０　ｗｍ　／　ｗ＊程度しか
出せない状態であった。なお、耳伸び指数（ム）及び腹
伸び指数の）゛とは、１ｓコ図において耳伸びの山の高
さをＲ１（鴎）とし、腹伸びの山の高さをＨｔ　（Ｍ）
としたとき（サフィックス１は、耳伸び、腹伸びした冬
山を示すものである。）、 鋼板ストリップＬ方向１メートル（Ｍ）当りの耳伸び山
の高さの合計をムとじ、同じく腹伸び山の高さの合計を
Ｂとし、 ム＝　Ｘ　Ｒ１／Ｍ　、　　　Ｂ　＝　ムｉ／Ｍ１＝ｌ
　　　　　　　　　　　　　　　　ｌ＝１で表わしたも
のである。

これに対し、近年の極薄亜鉛めっ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、ム≦ＩＯａｍ　
／　ｍ　、　Ｂ≦３■／ｍの非常に厳しい要求が出され
るようになっている。

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
キャッ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、冷延時輻方向
の圧延圧力分布がロールベンディングにより板幅端部に
集中し一原板は耳伸び傾向になって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ＨＩＴ（Ｈｏ
ｒｓ＠Ｐｏｗ＠ｒ　Ｈｏｕｒｓ−ｐ＠ｒ　Ｔｏｎ　）　
（／　）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
ｒ′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間−がある。

（ＩＩ）　　（１）の問題に対しては、熱延鋼板の板厚
を、例えば１．０−７．４−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ってＦ
ＤＴをムｒ３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、板端部の温度はムｒ５点以下になり結晶
粒成長が起こり、耳伸びが大きくなって平たん度不良に
なることが多かった。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って、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、ＯＴ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〇本発明の目的は、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
めっき鋼板用原板を、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：≦ｏ、ｏｓ％、Ｓ１：≦０．０．３−％’　
、　Ｍｕ　＋　０．／コ〜Ｏ’、ＪＯ％、Ｐ：≦ｏ、ｏ
、ｉｏ％％３＋≦ａ０３０％。

ム７１≦ｏ、ｏｂ％、残部Ｆ・および不可避的不純物で
あり、かつＭｕ／Ｓ　：≧１０とした鋼を連続鋳造によ
って鋳片となし、これを熱間圧延するに当り％　Ａ１”
３点以下Ｎ７００℃以上の温度で仕上圧延を終了し、次
いで６００℃〜亭３０℃の温度で巻取って、１．６−〜
コ、３−厚の熱延鋼帯となし、引き続き酸洗等の脱スク
ール処理をし１だ後、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っき鋼板用原板の製造方法。

（り　　　Ｏｓ　　ｏ、ｏダ　〜　０．０デ　％　、　
　）ｉｎ　　！　　０．コ０　〜　ＯＪＯ％。

Ｐ：≦ｏ、ｏ４Ｉｏ−，Ｓ　！≦ｏ、ｏｑｏ　ｓ　、残
部ｒ・及び不可避的不純物でありシかつＭｘｖ’８　：
≧”とした鋼をキャップド鋼塊に１１１鶴造塊し、これ
を分塊圧延によって鋼片となし、この鋼片を熱間圧延す
るに当り、ムｒ３点以下″＠、１００°Ｃ以上の温度で
仕上圧延を終了し、次いで４００”Ｃ〜村Ｏ℃の温度で
巻取って、７．４ｓＩＢ−コ、３−厚の熱延鋼帯となし
、引き続き酸洗等の脱スナール処理をした後、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っ
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
キャップド鋼塊の分塊圧延による鋼材を使用し、１ｉ’
ＤＴをムｒ３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ＯＴで巻取っても、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
きるのも、冷間圧延を１回行なうことでも平たん度の優
れた極薄亜鉛めっ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Ｏ先づ′原板の素
材としては、その成分が均一であ漬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。

〇：≦ｏ、ｂ１％〜〜〜Ｎ Ｃが０．０１％を超えて多くすると、°ムｒ３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ずる。しかし熱間圧延温度を下げ
た楊合、スラブの熱地変形抵抗が太き（なって所要熱間
圧延馬力が上昇し、所要の板厚の熱延フィルが得られ難
くなる。一方熱間圧延温度が十分ムｒ３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、’　ｆｆＤＴに関して後記で説明するように、
１１５点以下の温度で熱間圧延を行な゛つた場合には、
０量が０．０１　％以下に減するに従って、熱延板の降
伏強度が低くなって冷間圧延性が向上する。

以上の点でＯ量の上限を０．０１％とするものである。

Ｍｎ　富０．／コ〜０．ＪＯ％ Ｍｕ　／　８　：≧１０ Ｉｎは、Ｓによる熱間脆性の防止のために少なくとも０
．／コ一は必要であるが、Ｏ，ＳＯ％より多い添加は必
要でなく、かえって製品原価を上げることになる。

またＭｎ　／　８が１０より小さくなると、熱間圧延時
に熱関亀＼≦執蔦−４脆性を生じ、熱延鋼帯の板幅端部
が割れやすくなるので、Ｍｕ／８は１０以上とする。

”Ｐ”＋：Ｏ’、混’０’　ｌよ、多、６．熱ゆ板。ゆ
度、高くなっ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
。

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

ム！：≦０．０１．％ 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、ある程度のムｌが必要であった。しか
し、連続鋳造技術の向上によって、製品スラブの凝固ま
ではムｅは必要であるが、凝固したスラブでは、不要と
なった。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１五！は必要であるが、空気酸
化防止技術また耐火物材質の改善によって、ムｌ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
った。したがって、ムｌは０．０６％を超える量の添加
は必要がない。

次に本発明コで使用するキャップド鋼材で成分範囲を限
定した意義について述べる。

０　：　０．０＊〜０．０１％ キャップド鋼には、ム！Ｎ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、０量が０．０９弧を
超えて多くなると、熱延板の硬度が高くなって冷間圧延
性を劣化させることになる。また０、０４１　％よりも
少ないと良好なりミングアクシ曹ンが得られず、したが
ってプ田−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。よってｏ　：　ｏ、ｏ
ｐ〜０．０デ憾とする。

８１　：　ｔｒａｏ・ Ｓｌは通常のキャップド鋼におけるようにｔｒａｏｅ量
である。

）Ｉｎ　：　０．−〇〜０．！ｒＯ％ １（ｎ／Ｓ：≧ＩＯ Ｍｎは、Ｓによる熱間脆性の防止のため、更に正常なり
ミングアクシ冒°ンを行なわさせるために少なくともＯ
ｏ−〇憾は必要である。しかしｏ、ｚｏｓより多くして
も、それらの効果はより高められず、かえって製品原価
を上げることになるので上限は０、ＩＯ−とする。

また）［ｎ／８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７０以上とする。

Ｐ冨≦０．０４１０％ Ｐは、熱延板の硬度を高くする作用があって、それによ
り熱延板の冷間圧延性を劣化させるので１０、ｏ４ｔｏ
襲以下とする。

Ｓ：≦０．０亭θ％ Ｓはリミングアクションを阻害して製品の表面性状を不
良にするので、ｏ、ｏｑｏ％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っ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ャップド
鋼塊を分塊圧延して得られた鋼片を、ＦＤ’ｌ’をムｒ
３点以下の温度で行なう１間圧延によって板厚コ、Ｊｍ
−７，４−の熱延板となし、通常曝 のＯＴで巻き取った後、醗洗等の脱スケール処理を・行
い、４ユ１で冷間圧延を行なって上記めっき原板とする
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０の意義
を以下に説明する。

ＦＭ　　ｓ　　１１５点〜　り００　℃先づ本発明（１
）の出発素材とする連鋳材は、ムＩＭの存在により、リ
ムド鯛又はキャッ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、Ｏ量の上限を規
定し、さらにＦＤＴをムｒ３点〜り００”ＣとするＦＤ
Ｔの上限を規定する根拠について述べれば、１１５点以
下の＠　Ｉ（ｖＪ析フェライト）＋ｒ（オーステナイト
）１領１舗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ｒが再結晶し
、さらに冷延が進んでｒからαの変態が起こる。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。會たａは、単に歪−焼なましく　５ｔ
ｒａｉｎ　−ＡｎｎＩ＆ｌｉｎｇ　）を受ける。すなわ
ち−最終スタンドの軽圧下（約３〜７１％）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。したがって、熱延板はｒがαに変態した微細
粒と、αが歪−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量と熱延板降伏強度との関係を、
ＦＤＴが１１３点以下のもの（ククＯ℃）と、ムｒ３点
以上（ｔｂθ°Ｃ）のものについて示す。第３図に示さ
れるように１１３点以下で熱延を行った熱延板の降伏強
度は、鋼板Ｃ菫と強い相関があり、Ｃ量が少なくなるに
従って、熱延板の降伏強度は低くなり、冷間圧延性が向
上すること。しかし、Ａ　ｒ３点以上で熱延を行った場
合、降伏強度はＣ量と格別、相関が見られず、ＣｆＩｋ
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１１３点以下の温度として熱間圧延を行
なうと、ａｓｈに示されるように、熱延板の幅方向の硬
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、Ａｒｃｓ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って
ムｒ８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ＦＤＴ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って１
１３点以下の温度で調整することができる。ざらに１１
３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ｔ、ｓｓｏ℃
〜／、３００℃に対して／１００℃〜ｌコｚｏ’ｃで十
分となり、加熱温度をｔｏｏ　’ＣＩｉＡ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
Ｏさらにこのような低いＦＤＴで熱延する場合は、スラ
ブの幅方向にわたって均一に１１５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、冷間へへ梵λ圧延を／［ｌｌｉ行なうことで、
ム≦１０ｍ　／　！ＩＩ　、　Ｂ≦ｊ；　＃　／　ｍと
いう平たん度の優れた亜鉛めっき鋼板原板を製造するこ
とができるのである。

以上の点でＦＤＴの上限をＡ　ｒ３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
に低もずざると、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ＯＴが低温となっ
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。

ＯＴ　ｉ　６００℃〜ダｋＯ℃ ＯＴは１高温で巻き取るに従って銅帯は自己焼鈍が進む
ことによって結晶粒径は大きくなって軟質になるが、そ
の程度は、ＯＴによって銅帯内部と端部で異なったもの
になることがわかった。

この点について、第ダ図に示した（３Ｔと銅帯幅方向の
降伏強度分布との関係から明らかなように、ＯＴが高い
（６ｔＯ℃）と銅帯内部は軟質になるが、端部は空冷に
よって軟質程度は小さくなって、輪方向の硬度差が大き
くなる。一方、ＣＴが低い（！ｒデθ℃、　ｚ４Ｉｏ℃
、ダｊ０℃）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、幅方向の降伏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。ざらにＯＴが４００
℃を超えると、熱延板の酸洗性が着しく悪くなって酸洗
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原価の
上昇の面で大きい。

しかしＯＴがりｊθ℃より低くなると、熱延コイルの自
己焼鈍作用が弱まって結晶粒の成長が進行せず、熱延板
は硬質となる。したがってＯＴは４００℃〜ａｊｏ℃と
規定する。

熱延鋼帯の板厚！１．４〜コ、Ｊ＋ｗ 一般に極薄鋼板を冷間圧延で得る際の間騙点は、次のと
おりである。

すなわち、熱延板の材質が板一方向で均一であっても、
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
−１それに伴なって冷間圧延時の板幅方向の圧延圧力分
布は、ロールベンディングによって、板幅方向の端部に
集中して再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再伸び変形に及ばず影響を示すもの
である。圧下率が９０・％を超えて大きくなると、再伸
びが大きくなっていくことがわかる。

したがって、熱延板の板厚が２．３−より厚い場合には
、冷間圧延の圧延圧下率が増大するため、再伸びが大き
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、あるいはチャツ
タ−リングなどの発生によって圧延速度を十分に上げる
ことができないことなどの間−を起こす。他方、／ｊｍ
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って、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。

したがって熱延板の板厚をへＪ〜コ、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。

実施例り 酸素底吹転炉で精錬してなる溶鋼を連続鋳造によって各
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って、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、従来から行なわれている、造塊
−分塊圧延法によるリムド鋼スラブからの製造例も比較
例中に挙げである。

これらのスラブを第１表に示されている熱延条件でそれ
ぞれ熱間圧延した。比較例の熱間圧延では、ＦＤＴを本
発明の条件の１１５点〜７００℃内のものとしたものお
よび従来から行なわれているムｒ。

点以上の温度として行なった。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った。

なお、冷間圧延では、ｑ、３および６スタンドの連続冷
間圧延機工それぞれ１回行なった（　ｌ　Ｒｏｌｌ）観
に、仕上板厚が極端に清い原板の製造に対しては１．４
１　、　ｊ’及び６スタンドの連続冷間圧延機でそれぞ
れ１回行なった後、さらに３スタンド連続冷間圧延機で
１回行なった（　２　Ｒｏｌｌ　）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／
　ｔｏｎ当り／箇所の割合で定盤上で鋼板の平たん度と
して再伸び及び腹伸びを測定した。再伸これらを第１表
に併せで示す。

Ａ７θ〜／コは、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圧延を行なった例で
あるが、／Ｒｏｌｌ、コＲｏｌｌのいづれの冷間圧延を
行なっても耳伸び、腹伸びともに大きい。

Ａ１．３は、鋳片のＯｆが本発明における上限を超えた
ものであり、Ａｌ４Ｉは、ムｌｉ１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で熱間圧延したが、冷延板の耳伸びは１０〜／
コであっ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っている。これはＣ量、ムを輩が
多くなって結晶粒が細かくなり、熱延板が、硬質となっ
たため形状が悪くなったものと考えられる。

Ａｌには、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
範囲の上限コ、３−を超えている。これの冷延は一同行
なったが、冷延板の平たん度は悪くなっている。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
のベンディングによっ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。

ム／轟、ム／りは、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にょる熱延を行
なったものであるが、両鍔とも冷延製品の平たん度は不
電であり、低ＦＤＴ圧延を行なった應／基でも耳伸びは
大きくなっている。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って端部が軟質となって
いることによって伸びたものであり、この点で成分が均
一になっ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ャップド鋼塊に造
塊し分塊圧延してスラブの綱片に製造した。スラブの組
成は、とりべ分析値として第２表に示されるとおりであ
って、比較例には、不発明の成分範囲内にあるもの及び
ｏＪｌが成分範囲から外れるものを用いた。これらのス
ラブをｉｉ！２ｔＭ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１１３点〜７００
℃内の濃度３よびムｒ３点より高い温度で行なった。

次いで酸洗した後、冷間圧延を第２表に示す圧下率で行
なった。なお冷間圧延では、実施例１と同様に１回また
はコ同行なった。

Ａ１０〜／コは、その組成が本発明の成分範囲内にある
キャップド鋼を用いて、従来の高温ＦＤＴ　ＥＥ延を行
ったものであるが、冷間圧延を／　Ｒｏｌｌ、コＲｏｌ
ｌのいずれの方法で行っても、耳伸び腹伸びともに大き
くなった。

Ａ／、？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、熱延板が硬質になったために平たん度
は悪くなった。

Ａ／４’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
た例であって、これにコ回冷間圧延を行ったが、得られ
た冷延板の平たん度は不良となった。

この理由は、前述の通りである。

次に、例えばｏ、ｉｚ−以下の極端に薄いめっき用鋼板
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後、さらにタンデム圧延を行っ
ても平たん度の優れた鋼板が製造できた例をＳに示す。

また、加工の厳しい用途によっては、冷間圧延あるいは
クリーニングを省略して　焼鈍　→目鼻Σ類口を付加す
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−からなる連続鋳造材またはキャップド鋼材のスラ
ブを、ムｒ３点〜７００℃のＦＤＴで熱方法であり、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った形状、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っき鋼板用原板が、
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＆薄亜鉛めっき
鋼板用原板の製造工程を説明した工程図、第一図は、上
記原板における耳伸び指数および腹仰り指数を説明する
ための原板の刺視図、第Ｊ！ｉ！！Ｉは、熱延板の降伏
強度に及はすＣｋｋとＦＤＴの影響を示したグラフ、第
参図は、熱延板の幅方向に沿う降伏強度に及ぼすＦＤＴ
と０テと゛の影響を示讐グラフ、第３図は、冷延板の耳
伸びに及ぼす冷間圧延臣下率の影響を示すグラフである
。 特許出願人　川崎製鉄株式会社 代理人弁理士　村　　１）　　政　　治第１図 跣来、１ｉ５入 ３ム口 本Ｊ＃！、明方シ式 ＠ネ次Ｃ量　（ｗｊ（１ム）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｌ　Ｃ：≦０．０１％、　Ｓｉ　ｆ≦０．０３％ｌ　Ｍ
   ２Ｒ：０、／コル０．３０　％　、Ｐ　：≦０．０３０
   　　％　、Ｓ　：≦０．０３０％、ムｌ＝≦ｏ、ｏｂ％
   、 残部はｙ・及び不可避的不純物であり、かつＭｕ　／　
   Ｓ　ｚ≧／θとした鋼を連続鋳造によって鋳片となし、
   これを熱間圧延するに当り、ムｒ３点以下ｌり００℃以
   上の温度で仕上圧延を終了し、次いで４００℃〜事！０
   ℃の温度で巻取って／ｊｍ−コ、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っき
   鋼板用原板の餉遣方法。 ＆　　Ｏ：　ｏ、ｏｌＩ−ｏ、ｏｔ％、　Ｋｎ　：　０
   ６コＯ〜０．ＳＯ襲。 Ｐ：≦０．０４！０　％　、　８　：≦０．０４ＬＯ％
   　、残部ｒ・及び、不可避的不純物であり、かつＭｕ　
   ／　Ｓ　＋≧１０とした鋼をキャップドー塊に造塊し−
   これを分塊圧延によって一片となし、この鋼片を熱間圧
   延するに当り、Ａ　ｒ　３点以下で７０θ℃以上の温度
   で仕上圧延を終了し、次いで４００℃〜４１３０℃の温
   度で巻取ってへ６−〜１．３ｍ厚の熱延鋼帯となし、引
   き続き酸洗岬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っき鋼板用
   原板の製造方法。