JPS5827930A - ぶりき及びテインフリ−鋼板用原板の製造方法 - Google Patents
ぶりき及びテインフリ−鋼板用原板の製造方法Info
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- JPS5827930A JPS5827930A JP12599481A JP12599481A JPS5827930A JP S5827930 A JPS5827930 A JP S5827930A JP 12599481 A JP12599481 A JP 12599481A JP 12599481 A JP12599481 A JP 12599481A JP S5827930 A JPS5827930 A JP S5827930A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
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、低炭素Ajキルド鋼の連続鋳造鋼片をそれぞ
れ熱間圧延−酸洗−冷間圧延の工程により鋼板とした後
、この鋼板に連続焼鈍を施すことにより、調質度T−4
並びに調質度T−,5−のぶりき用原板及びティンフリ
ー鋼板(TFS)川原板を製造する方法に関するもので
ある。
れ熱間圧延−酸洗−冷間圧延の工程により鋼板とした後
、この鋼板に連続焼鈍を施すことにより、調質度T−4
並びに調質度T−,5−のぶりき用原板及びティンフリ
ー鋼板(TFS)川原板を製造する方法に関するもので
ある。
現今、ふりき、ティン7り一鋼板は、炭酸飲料缶のよう
に内圧に耐えられる強度を要求されるものから、絞り缶
のように軟質で加工性が要求されるものまで、その用途
に応じて種々の調質度(1ffツクウ工ルT硬度HR3
0T)のものがある。これらの調質度を得るために、従
来はリムド鋼文はキャップド鋼を用い、バッチ焼鈍と連
続焼鈍でこれらを作りわけてきた。その種別は第1表に
示すとおりである。
に内圧に耐えられる強度を要求されるものから、絞り缶
のように軟質で加工性が要求されるものまで、その用途
に応じて種々の調質度(1ffツクウ工ルT硬度HR3
0T)のものがある。これらの調質度を得るために、従
来はリムド鋼文はキャップド鋼を用い、バッチ焼鈍と連
続焼鈍でこれらを作りわけてきた。その種別は第1表に
示すとおりである。
第 / 表
ところが、最近はぶりきtティン7り一鋼板用原板も連
続焼鈍化が進み、鋼種として当然低炭素A7キルド鋼を
利用するようになってきている。
続焼鈍化が進み、鋼種として当然低炭素A7キルド鋼を
利用するようになってきている。
低炭素Ajキルド鋼板をバッチ焼鈍で仕上げる方法は、
自動車用等の絞り加」:冷延鋼板の分野で、古くから開
発されてきているので、1」標とする硬度やその他の機
械的性質を求めるための工程条件は、はぼ確立されてい
る。したがって、ぶりぎの分野においても、低炭素A7
キルド鋼板をバッチ焼鈍で仕上げる方法をこれに応用す
ることによって、規定の調質度は容易に求められるよう
になった。
自動車用等の絞り加」:冷延鋼板の分野で、古くから開
発されてきているので、1」標とする硬度やその他の機
械的性質を求めるための工程条件は、はぼ確立されてい
る。したがって、ぶりぎの分野においても、低炭素A7
キルド鋼板をバッチ焼鈍で仕上げる方法をこれに応用す
ることによって、規定の調質度は容易に求められるよう
になった。
しかし、過時効処理を有しない連続焼鈍によるT−<t
lT−tのものについては、安定した技術が確立されて
いない。なお、過去の経験からC:0002%以上で0
009%未満のAIギルド鋼の連続鋳4!材を用いて連
続焼鈍する方法が提案され、現実に採用されていた。
lT−tのものについては、安定した技術が確立されて
いない。なお、過去の経験からC:0002%以上で0
009%未満のAIギルド鋼の連続鋳4!材を用いて連
続焼鈍する方法が提案され、現実に採用されていた。
しかし、この方法でT−4f級に調質され硬度のものを
得ようとするときには、硬度はより高くなって規格外れ
のものが多く出た。
得ようとするときには、硬度はより高くなって規格外れ
のものが多く出た。
一方、製缶加工においては、製缶技術の向上に従って、
従来T−4Zぶりきを使っていた用途において、調質1
17 T −&を使い、板厚を約3〜にμm薄くして、
素材原価の低減がはかられだした。
従来T−4Zぶりきを使っていた用途において、調質1
17 T −&を使い、板厚を約3〜にμm薄くして、
素材原価の低減がはかられだした。
従来、調質度T−,tのふりき、TFS用原板は、0含
有財が0.10〜θ、/左%と高くしたもの、あるいは
C含有量がo、os 〜o、og%でIJtotal
10〜/λo PPMのものが開発され、現実に採用さ
れてきた。
有財が0.10〜θ、/左%と高くしたもの、あるいは
C含有量がo、os 〜o、og%でIJtotal
10〜/λo PPMのものが開発され、現実に採用さ
れてきた。
しかるにこの方法では、冷間圧延における連鋳比率が向
上するに従って、冷間圧延では特異な現象があられれた
。すなわち、AI!キルド連鋳材を連・続して冷間圧延
を行うと造塊材を圧延している場合には、累積圧延トン
数が少なく、まだf1E延できる時点でも、スリップト
ラブルが生じ、ストリップがスタンド間で破断するとい
うことが起きた。
上するに従って、冷間圧延では特異な現象があられれた
。すなわち、AI!キルド連鋳材を連・続して冷間圧延
を行うと造塊材を圧延している場合には、累積圧延トン
数が少なく、まだf1E延できる時点でも、スリップト
ラブルが生じ、ストリップがスタンド間で破断するとい
うことが起きた。
この原因は、まだ十分解明はされていないが、次のよう
な現象がみられた。スリップトラブルでストリップが破
断した時のロール表面を詳細に観察すると、ロール研削
後にみられたグリッドラインがなくなり、いわゆる′°
てかてが1゛になっていることがわかった。また電子顕
W1m、でロール表面を調べてみると、Ax2o3粒子
が喰い込んでいた。
な現象がみられた。スリップトラブルでストリップが破
断した時のロール表面を詳細に観察すると、ロール研削
後にみられたグリッドラインがなくなり、いわゆる′°
てかてが1゛になっていることがわかった。また電子顕
W1m、でロール表面を調べてみると、Ax2o3粒子
が喰い込んでいた。
連鋳材の冷間圧延変形抵抗を、スリップトラブル及びこ
の現象が生じる直前の板厚変動とスタンド間張力の変動
を観察して、キャップド鋼と比較すると、連uJ材の方
が大きいこともわかったが、これらから、次のような考
察を得た。
の現象が生じる直前の板厚変動とスタンド間張力の変動
を観察して、キャップド鋼と比較すると、連uJ材の方
が大きいこともわかったが、これらから、次のような考
察を得た。
変形抵抗の大きな連鋳材を連続して圧延を行うと、スト
リップから分離した超硬質のAr2o3粒子ニヨるロー
ル表面研磨作用を受けて、ワークロール表面の摩耗が進
み、摩擦係数(μ)が小さくなって、ロールどストリッ
プの間でスリップが起る。
リップから分離した超硬質のAr2o3粒子ニヨるロー
ル表面研磨作用を受けて、ワークロール表面の摩耗が進
み、摩擦係数(μ)が小さくなって、ロールどストリッ
プの間でスリップが起る。
スリップが起るとロール速度が上がり、スタンド間張力
が大きくなって、板厚が局部的に薄くなる。
が大きくなって、板厚が局部的に薄くなる。
このスリップの程度が大きくなるとチャタリング現象と
なって、ストリップが破断する。この現象は、前段スタ
ンドロールで生じやすいため、破断したストリップがロ
ールに巻き付き、取り替えなくてはならず、膨大な損害
をこうむることになる。
なって、ストリップが破断する。この現象は、前段スタ
ンドロールで生じやすいため、破断したストリップがロ
ールに巻き付き、取り替えなくてはならず、膨大な損害
をこうむることになる。
この対策としては、冷間圧延では事前にロールを取り替
えるとか、圧廷油の濃度を調整することなどが有効であ
ることがわかった。しかし、これらは製造原価を高くし
て、経済的に不利である。
えるとか、圧廷油の濃度を調整することなどが有効であ
ることがわかった。しかし、これらは製造原価を高くし
て、経済的に不利である。
そこで本発明の目的とするところは、低炭素Alキルド
鋼の連続鋳造鋼片を素材として、これを順次熱間圧延・
酸洗・冷間圧延した後、連続焼鈍を施すことによって、
調質度T−4Z並びにT−1級のぶりぎ及びティン7り
一鋼板用原板を上述した障害を生ずることなしに、安定
して製造することができる方法を提供することにある。
鋼の連続鋳造鋼片を素材として、これを順次熱間圧延・
酸洗・冷間圧延した後、連続焼鈍を施すことによって、
調質度T−4Z並びにT−1級のぶりぎ及びティン7り
一鋼板用原板を上述した障害を生ずることなしに、安定
して製造することができる方法を提供することにある。
ところで、低炭素Alキルド鋼を連続鋳造して作られた
鋼片に熱間HE延・冷間圧延を行なって鋼板となし、こ
れを連続焼鈍して、ふりき並びにティンフリー鋼板用原
板に製造する方法が既に特公昭SS−グgs’ttI号
公報によって提案されている。
鋼片に熱間HE延・冷間圧延を行なって鋼板となし、こ
れを連続焼鈍して、ふりき並びにティンフリー鋼板用原
板に製造する方法が既に特公昭SS−グgs’ttI号
公報によって提案されている。
この公報記載の発明は、調質度がT−/からT −(に
わたる広い範囲のものを対象として′J−5す、個々の
調質度のものの製造に対して、それぞれ素材成分、特に
a ラtをどのように調整するのか、またどのような製
造条件で製造するのか、については明らかにされていな
い。時にT−グ、T・−5のものについて必要な製造条
件は長体的に説明されていない。
わたる広い範囲のものを対象として′J−5す、個々の
調質度のものの製造に対して、それぞれ素材成分、特に
a ラtをどのように調整するのか、またどのような製
造条件で製造するのか、については明らかにされていな
い。時にT−グ、T・−5のものについて必要な製造条
件は長体的に説明されていない。
本発明者らは、ぶりきの硬度に及ぼず製f11条件を種
々の実験に基づいて詳細に調べた結果、ぶりきの硬度は
、固溶G、結晶粒、固溶Nの順に支配され、固溶Cの影
υが最も大きいことが明らかとなり、このためには素材
のOケに最適な範囲があること、更に熱延板の巻取温度
(CT)にも最適範囲があることが新規に知見された。
々の実験に基づいて詳細に調べた結果、ぶりきの硬度は
、固溶G、結晶粒、固溶Nの順に支配され、固溶Cの影
υが最も大きいことが明らかとなり、このためには素材
のOケに最適な範囲があること、更に熱延板の巻取温度
(CT)にも最適範囲があることが新規に知見された。
本発明はこの知見に基づくものであって、その要旨は、
以下のとおりである。
以下のとおりである。
1、C:θ。θグル0.θざ%の低炭素A!キルドMか
らなる連続鋳造鋼片を熱間圧延して左oo′c〜58′
0°Cで巻取り、次いで酸洗し冷間圧延した後、再結晶
温度以上で連続焼鈍を行ない、次に調質圧延を施すこと
を特徴とする、調質度T−’4を有するぶりき及びティ
ン7り一鋼板用原板の製造方法。
らなる連続鋳造鋼片を熱間圧延して左oo′c〜58′
0°Cで巻取り、次いで酸洗し冷間圧延した後、再結晶
温度以上で連続焼鈍を行ない、次に調質圧延を施すこと
を特徴とする、調質度T−’4を有するぶりき及びティ
ン7り一鋼板用原板の製造方法。
2、 O: 0.011〜0.OV %及び′Nto
tal−:乙o〜ih。
tal−:乙o〜ih。
PPMの低炭素A7キルド鋼からなる連続鋳造鋼片を熱
間圧延してりOO℃〜3に0″Cで巻取す、次いで酸洗
し、冷間圧延した後、再結晶温度以上AりO″CC以下
度で連続焼鈍を行ない、次に調質圧延を施すことを特徴
とする、調質度T−左を有するふりき及びティン7リー
調板用原板の製造方法。
間圧延してりOO℃〜3に0″Cで巻取す、次いで酸洗
し、冷間圧延した後、再結晶温度以上AりO″CC以下
度で連続焼鈍を行ない、次に調質圧延を施すことを特徴
とする、調質度T−左を有するふりき及びティン7リー
調板用原板の製造方法。
以下更に詳しく本発明・工1.・8について説明する。
先づ、連続焼鈍(CAL )仕上げに上るぶりき原板の
硬度に及ぼず製造上の要因としては、(1)素材の化学
成分、(2)熱延の巻取温度、(3)連続焼鈍条件が主
として考えられる。
硬度に及ぼず製造上の要因としては、(1)素材の化学
成分、(2)熱延の巻取温度、(3)連続焼鈍条件が主
として考えられる。
素材の化学成分については、O2Mn + S1+P+
AJ 、 17などの含有鼠が増えると、原板の硬度が
高くなることが知られている。
AJ 、 17などの含有鼠が増えると、原板の硬度が
高くなることが知られている。
しかし本発明の急熱急冷短時間均熱の連続焼鈍において
は、その他固溶C2固溶Nによって起こる時効硬化が考
えられる。
は、その他固溶C2固溶Nによって起こる時効硬化が考
えられる。
なお、硬度を高くする方法として、Si y Or等ゝ
を製鋼時添加する方法もあるが、添加することによる製
造原価の向上は勿論遺缶に使われるものでは、これらの
元素の増加により耐食性を著しく劣化させる。しかし、
Nは耐食性には+J″とんど影響を及ぼさない。
を製鋼時添加する方法もあるが、添加することによる製
造原価の向上は勿論遺缶に使われるものでは、これらの
元素の増加により耐食性を著しく劣化させる。しかし、
Nは耐食性には+J″とんど影響を及ぼさない。
次に熱延巻取温度については、高温巻取(約sgo°C
以上)を行えば、熱延コイルが保有する熱により自己焼
鈍が起り、結晶粒(J大きくなり、それが冷間圧延、再
結晶後の結晶粒径にも影響を及ぼし、最終製品の結晶粒
径は大きくなる。しかし同時に炭化物は凝集粗大化する
。このような高温巻取したものに連続焼鈍を行うと、結
晶粒径が大きくなる。しかし、高温巻取りを行った熱延
板表面には、スケール層が厚く生成するし、冷間圧延前
の酸洗工程において脱スケール性の悪いスケール組成に
なるため、酸洗が因習になるという問題は生じる。
以上)を行えば、熱延コイルが保有する熱により自己焼
鈍が起り、結晶粒(J大きくなり、それが冷間圧延、再
結晶後の結晶粒径にも影響を及ぼし、最終製品の結晶粒
径は大きくなる。しかし同時に炭化物は凝集粗大化する
。このような高温巻取したものに連続焼鈍を行うと、結
晶粒径が大きくなる。しかし、高温巻取りを行った熱延
板表面には、スケール層が厚く生成するし、冷間圧延前
の酸洗工程において脱スケール性の悪いスケール組成に
なるため、酸洗が因習になるという問題は生じる。
一方、高温で巻取るに従って、AINの析出母が多くな
り、固溶Nh1が少なくなることによるぶりきの時効硬
化が弱められる。
り、固溶Nh1が少なくなることによるぶりきの時効硬
化が弱められる。
連続焼鈍については、再結晶温度以上〜A1変態点温バ
r未満の領域で高温側で焼鈍を行うに従って、結晶粒径
は大きくなる。その結果、硬度は低くなる。しかし、高
温焼鈍を行うと、当然燃料エネルギー原単位は高くなり
経済的に不利である。
r未満の領域で高温側で焼鈍を行うに従って、結晶粒径
は大きくなる。その結果、硬度は低くなる。しかし、高
温焼鈍を行うと、当然燃料エネルギー原単位は高くなり
経済的に不利である。
また連続焼鈍においても、A、4Nが析出することが考
えられる。
えられる。
なお、冷間圧延時に、連鋳材特有の現象として、スリッ
プトラブルの発生頻度が高くなるので、その対策をとる
必要がある。
プトラブルの発生頻度が高くなるので、その対策をとる
必要がある。
また、Alキルド鋼を製造する場合、その製鋼工程で、
Nは空気中よりAINとなって、最高6θPPMはど溶
けこみ、熱延工程の鋼片加熱中にAINの一部ないし全
部が解^1[シ、固溶Nとして鋼中に存在する。
Nは空気中よりAINとなって、最高6θPPMはど溶
けこみ、熱延工程の鋼片加熱中にAINの一部ないし全
部が解^1[シ、固溶Nとして鋼中に存在する。
以上の事項から考えると、連eX i!l 7’i A
/キルド鋼片から過時効処理のない連続焼鈍仕上げによ
ってT−りのぶりき用ル(板を製造するにあたり、固溶
元素を固定するだめの特殊元素全添加していない通常の
A!ギルド′iI4す用い、熱延の巻取温度を低調にし
、かつ連続焼鈍を、その最高温度を再結晶温度の直上に
して仕上げることが可能となるような条件が求められる
ならば、T−4Zのぶりき用原板が一層経済的に有利な
方法で製造されることとなる。
/キルド鋼片から過時効処理のない連続焼鈍仕上げによ
ってT−りのぶりき用ル(板を製造するにあたり、固溶
元素を固定するだめの特殊元素全添加していない通常の
A!ギルド′iI4す用い、熱延の巻取温度を低調にし
、かつ連続焼鈍を、その最高温度を再結晶温度の直上に
して仕上げることが可能となるような条件が求められる
ならば、T−4Zのぶりき用原板が一層経済的に有利な
方法で製造されることとなる。
また、より硬質のT−に級ぶりき川原板を同じく連続鋳
造Aノギルド鋼片から連続焼鈍仕上げによって製造する
ことに対して、耐食性を劣化しない元素の添加によって
、連続焼鈍後には硬質となるが、熱延板は軟質のものと
することができるような製造条件が求められるならば、
T−sのぶりき川原板が技術的に有利で、かつ経済的に
価値のある方法で得られることとなる。
造Aノギルド鋼片から連続焼鈍仕上げによって製造する
ことに対して、耐食性を劣化しない元素の添加によって
、連続焼鈍後には硬質となるが、熱延板は軟質のものと
することができるような製造条件が求められるならば、
T−sのぶりき川原板が技術的に有利で、かつ経済的に
価値のある方法で得られることとなる。
本発明者らは、−り記目的を満足できる製造条件を検討
した結果、以下の事実がわかり、これから上記製造条件
を求めることができた。
した結果、以下の事実がわかり、これから上記製造条件
を求めることができた。
先づ、ぶりきの結晶粒度(G、S、N、)及び硬度(H
R3θT)に与えるぶりき原板の0量(%)と原板の熱
延巻取温度(OT)の影響を調べたところ、その結果は
、第1図に示すとおりであった。
R3θT)に与えるぶりき原板の0量(%)と原板の熱
延巻取温度(OT)の影響を調べたところ、その結果は
、第1図に示すとおりであった。
すなわち結晶粒径は、ONが低くなるに従い、また巻取
温度が高くなるに従って大きくなった。
温度が高くなるに従って大きくなった。
しかし硬度は、C:はぼθ、θA −0,07%程度の
もので最も低く、atがそれより少なくなっても、また
多くなっても、いづれの熱延巻取温度水準においても硬
度は高くなる傾向を示している。そして同−C最水準で
OTとの関係を比較すると、oT: s’to℃のもの
が最も低く 、OT : t、so″cのものが最も高
くなった。
もので最も低く、atがそれより少なくなっても、また
多くなっても、いづれの熱延巻取温度水準においても硬
度は高くなる傾向を示している。そして同−C最水準で
OTとの関係を比較すると、oT: s’to℃のもの
が最も低く 、OT : t、so″cのものが最も高
くなった。
第3図は、第1表に示したぶりきのうち、c:・000
16%及びO:θ、θ左り%のものについて、熱延巻取
温度別にぶりきのフェライト組織−セメンタイトの顕微
鏡写真とぶりきの硬度を示したものである。第3図は、
OFitが比較的多く(0,01%)、。
16%及びO:θ、θ左り%のものについて、熱延巻取
温度別にぶりきのフェライト組織−セメンタイトの顕微
鏡写真とぶりきの硬度を示したものである。第3図は、
OFitが比較的多く(0,01%)、。
OT : 、t、2θ”C、170℃のものは、セメン
タイトが細かく密に分散しており、またフェライト結晶
粒径はより小さくなっていること、しかじぶりきの硬度
は比較的低くなっていることが知見される。
タイトが細かく密に分散しており、またフェライト結晶
粒径はより小さくなっていること、しかじぶりきの硬度
は比較的低くなっていることが知見される。
更にc : o、os%で熱延巻取温度別so0〜At
θ°Cのものについて巻重温度が結晶粒度及びセメンタ
イト形態に与える影響を調べた。その結果は第y図の顕
微鏡写真によって示されるが、巻取温度が高くなるに従
って結晶粒度は粗くなり、セメンタイトが凝集粗大化し
てゆくことがわかる。
θ°Cのものについて巻重温度が結晶粒度及びセメンタ
イト形態に与える影響を調べた。その結果は第y図の顕
微鏡写真によって示されるが、巻取温度が高くなるに従
って結晶粒度は粗くなり、セメンタイトが凝集粗大化し
てゆくことがわかる。
以上述べたごとく、Alキルド連続鋳造材を使用した連
続焼鈍仕上げによるふりきは、CfI:が少なくなるに
従って結晶粒径は大きくなるが、ぶりきの硬度は高くな
ること、また熱延巻取温度をかなり高くしたものは、結
晶粒径が大きくなったにもかかわらず、ぶりきの硬度は
高くなることが知見される。
続焼鈍仕上げによるふりきは、CfI:が少なくなるに
従って結晶粒径は大きくなるが、ぶりきの硬度は高くな
ること、また熱延巻取温度をかなり高くしたものは、結
晶粒径が大きくなったにもかかわらず、ぶりきの硬度は
高くなることが知見される。
以上の事実は、バッチ焼鈍によるぶりきの現象と大きく
異なっている。これらの原因は、原板のc量が少ないど
、析出核としてのセメンタイトが少なくなること、また
熱延巻取1ffl Ifを高くすると、セメンタイトが
凝集粗大化して、0の析出移動距離が長くなることによ
って、Cの析出が充分に進行しないために固溶C量が多
くなり、この結果、歪時効が起って、結晶粒の粗大化に
よる軟化を相殺することを超えて、ぶりきの硬度が高く
なったものと考えられる。
異なっている。これらの原因は、原板のc量が少ないど
、析出核としてのセメンタイトが少なくなること、また
熱延巻取1ffl Ifを高くすると、セメンタイトが
凝集粗大化して、0の析出移動距離が長くなることによ
って、Cの析出が充分に進行しないために固溶C量が多
くなり、この結果、歪時効が起って、結晶粒の粗大化に
よる軟化を相殺することを超えて、ぶりきの硬度が高く
なったものと考えられる。
なお、巻取温度が中間にあるものは、セメンタイトが凝
集粗大化していない領域で、結晶粒が大きくなるために
、硬度が低くなるものと考えられる。
集粗大化していない領域で、結晶粒が大きくなるために
、硬度が低くなるものと考えられる。
以上説明したとおり、ぶりきの硬度に対しては固溶Oが
大きく影響するものであって、そのために目標とする硬
度を得るには、o量に最適の範囲があること、更に熱延
の巻取温度がセメンタイトの形態の変化を介して固溶O
の析出に関係するので、巻取湿度にも最適の範囲がある
ことを本発明者らは新たに知見した。
大きく影響するものであって、そのために目標とする硬
度を得るには、o量に最適の範囲があること、更に熱延
の巻取温度がセメンタイトの形態の変化を介して固溶O
の析出に関係するので、巻取湿度にも最適の範囲がある
ことを本発明者らは新たに知見した。
ところで、前記の特公昭、lt、!l−−lIt!;7
1I号の発明では、熱間仕上温度がA r3変態点を越
える温度では、塊状炭化物を生成するため、冷却中にC
が析出する核が少なくなり、a及びNを多く 1−#溶
して時効硬化を大なら巳めるとして、熱延仕上温度をA
r 3点以下と限定している。
1I号の発明では、熱間仕上温度がA r3変態点を越
える温度では、塊状炭化物を生成するため、冷却中にC
が析出する核が少なくなり、a及びNを多く 1−#溶
して時効硬化を大なら巳めるとして、熱延仕上温度をA
r 3点以下と限定している。
これに対し、本発明者らは、前記説明したとおり、熱延
巻取温度が低い程炭化物が細がく分散し、他方巻取温度
が高くなるにつれて炭化物が凝集し粗大化すること、こ
のように巻取lIn’、度の変化によって起る炭化物の
形態の相違がぶりき硬度に影響することを新たに知見し
たのである。
巻取温度が低い程炭化物が細がく分散し、他方巻取温度
が高くなるにつれて炭化物が凝集し粗大化すること、こ
のように巻取lIn’、度の変化によって起る炭化物の
形態の相違がぶりき硬度に影響することを新たに知見し
たのである。
そこで本発明1では、連続鋳造によるA!キルド鋼片を
素材として過時効処理を伴なわない連続焼鈍仕上げによ
って、T−yの所定硬度のものを得るのに必要かつ充分
な製造条件は、鋼片のc量をθ。0弘〜o、or%とじ
て、熱延巻取温度を3oθ°C〜バo”cとするもので
ある。
素材として過時効処理を伴なわない連続焼鈍仕上げによ
って、T−yの所定硬度のものを得るのに必要かつ充分
な製造条件は、鋼片のc量をθ。0弘〜o、or%とじ
て、熱延巻取温度を3oθ°C〜バo”cとするもので
ある。
しかるにバッチ焼鈍の考えでは、硬度を低くするために
は、O量を下げなければならず、0゜Oり%より更に下
げるためには、製鋼で真空脱ガス処理を必要とする。し
かし0ffiがo、olI−o、oに%であれば、真空
脱ガス処理を必要とせず、製宿の工程は簡略化でき、原
価も安くなる。又熱延巻取温度が低温で十分であること
から、酸洗工程における脱スケール性も容易になり、原
価も安くなる。この素材であれば、連続焼鈍(CAL
)は最高温度を再結晶温度直上で十分であり、当然、オ
ンライン。
は、O量を下げなければならず、0゜Oり%より更に下
げるためには、製鋼で真空脱ガス処理を必要とする。し
かし0ffiがo、olI−o、oに%であれば、真空
脱ガス処理を必要とせず、製宿の工程は簡略化でき、原
価も安くなる。又熱延巻取温度が低温で十分であること
から、酸洗工程における脱スケール性も容易になり、原
価も安くなる。この素材であれば、連続焼鈍(CAL
)は最高温度を再結晶温度直上で十分であり、当然、オ
ンライン。
オフラインの過時効処理も必要としない。
その他、鋼板成分については、C元素以外は、特別に管
理をする必要がなく、過度な脱P、脱Sそして、M11
鉱石も特に多く添加することも必要4r し’oMn:
≦ 0.10 % 、 P : ≦ 0.
Oj、!r % * S : ≦0.
030%t Sol、 A、l +0.020−0./
kO%の通常の低炭素A/キルド鋼の成分でよい。
理をする必要がなく、過度な脱P、脱Sそして、M11
鉱石も特に多く添加することも必要4r し’oMn:
≦ 0.10 % 、 P : ≦ 0.
Oj、!r % * S : ≦0.
030%t Sol、 A、l +0.020−0./
kO%の通常の低炭素A/キルド鋼の成分でよい。
次に、ぶりきの調質度T−s級のものを製造する条件に
ついて説明する。
ついて説明する。
ぶりきの硬度に及ぼすぶりき原板のC量の影響を、T−
5水準のものについて第、2図に示すが、0含有量が多
くなるに従って、硬度は高くなるので、T−!rの硬度
を得るためには、0:約0010〜O0/夕%にすれば
よいことがわかる。
5水準のものについて第、2図に示すが、0含有量が多
くなるに従って、硬度は高くなるので、T−!rの硬度
を得るためには、0:約0010〜O0/夕%にすれば
よいことがわかる。
しかし、冷間圧延時のスリップトラブルの発生頻度は高
くなった。
くなった。
そこで、C量を本発明lにおけるθ、θ+ −o、og
%に維持しながら、T−5水準を得るためには、Cに代
わる元素をみつける必要がある。
%に維持しながら、T−5水準を得るためには、Cに代
わる元素をみつける必要がある。
この元素としては、Nが考えられる。よって、Nが連続
焼鈍後の硬度に及ばず影響を調べた。
焼鈍後の硬度に及ばず影響を調べた。
第S図に、ぶりき原板中のN total−とぶりきの
硬度との関係を示すが、Ntotalが多くなるに従っ
て硬度は、高くなる傾向を示している。
硬度との関係を示すが、Ntotalが多くなるに従っ
て硬度は、高くなる傾向を示している。
一方、ぶりき原板中のN totalとAjN中のNと
の差、すなわち固溶Nの量とぶりきの硬度との関係の7
例(熱延巻取温度210℃のとき)も第5図に示すが、
固溶Nの増加に従って硬度が高くなっている。
の差、すなわち固溶Nの量とぶりきの硬度との関係の7
例(熱延巻取温度210℃のとき)も第5図に示すが、
固溶Nの増加に従って硬度が高くなっている。
なお、これらのグラフにばらつきが生じたのは、熱延巻
取温度の影響、連続焼鈍時の加熱温度、ストリップの通
板速度等の違いによるためである。
取温度の影響、連続焼鈍時の加熱温度、ストリップの通
板速度等の違いによるためである。
第左図に示したように、ぶりきの硬度には、)ltot
alよりも、Ntot&1とAI!N中のNとの差が大
きく影響を及ぼずことがわかったが、他方、冷間圧延時
のスリップトラブルを防ぐために、熱延板の材質を軟か
くする必要があり、そのためにはN totalの少な
いものがよい。
alよりも、Ntot&1とAI!N中のNとの差が大
きく影響を及ぼずことがわかったが、他方、冷間圧延時
のスリップトラブルを防ぐために、熱延板の材質を軟か
くする必要があり、そのためにはN totalの少な
いものがよい。
したがって、N totalが同じであれば、A、JH
の析出が少ないものほど、ぶりきの硬度は硬脅化するの
で、N t□talを少なくしても’[’−j−の硬度
が得られる。すなわち、熱延板を軟質化するためにNt
otalはなるべく少なく、シかもぶりきは、所望のT
−3の硬度にするという、相矛盾する条件を満さなけれ
ばならない。
の析出が少ないものほど、ぶりきの硬度は硬脅化するの
で、N t□talを少なくしても’[’−j−の硬度
が得られる。すなわち、熱延板を軟質化するためにNt
otalはなるべく少なく、シかもぶりきは、所望のT
−3の硬度にするという、相矛盾する条件を満さなけれ
ばならない。
そこで次に1.klHの析出について調べた。その結果
、熱延巻取温度(Cl’[’)と巻取り後空冷したぶり
き原板中のA!N析出量との関係は、第6図に示すとお
りであって、CTを高くするに従ってAjNが多く析出
するが、Ntotalは変わらないので、熱延板の硬度
にはほとんど関係がなく、冷間圧延性を損うことはない
。一方、固溶Nは減少するので、ぶりき原板の時効硬化
が弱まり、軟質化するがOTが10℃以下であればT−
jの原板を行るのに支障はない。
、熱延巻取温度(Cl’[’)と巻取り後空冷したぶり
き原板中のA!N析出量との関係は、第6図に示すとお
りであって、CTを高くするに従ってAjNが多く析出
するが、Ntotalは変わらないので、熱延板の硬度
にはほとんど関係がなく、冷間圧延性を損うことはない
。一方、固溶Nは減少するので、ぶりき原板の時効硬化
が弱まり、軟質化するがOTが10℃以下であればT−
jの原板を行るのに支障はない。
したがってT−3の硬度を有する原板の製造に対しては
、熱延巻取温度を低くすることが好ましい。また巻取温
度が低いと、脱スケール性が良好となって酸性性が向上
することになる。
、熱延巻取温度を低くすることが好ましい。また巻取温
度が低いと、脱スケール性が良好となって酸性性が向上
することになる。
なお、第6図のグラフに幅があるのは、主としてA7含
有量のばらつきによるためである。
有量のばらつきによるためである。
次に連続焼鈍(CAL)における最高温度と焼鈍後のぶ
りき原板中におけるAIN析出量との関係は第7図のと
おりである。このグラフに幅があるのは、N及びAlの
含有量、OT(’C)等の変動によるためである。これ
によれば、再結晶温度(sro″C)以上でA1変態点
以下では、均熱保持時間が約30秒と短かいにもかかわ
らずAINが析出していることがわかる。
りき原板中におけるAIN析出量との関係は第7図のと
おりである。このグラフに幅があるのは、N及びAlの
含有量、OT(’C)等の変動によるためである。これ
によれば、再結晶温度(sro″C)以上でA1変態点
以下では、均熱保持時間が約30秒と短かいにもかかわ
らずAINが析出していることがわかる。
したがって硬質なT−4のぶりきの製造に対しては、A
JHの析出を少なくするように連続焼鈍の温度を低くす
ることが好ましい。
JHの析出を少なくするように連続焼鈍の温度を低くす
ることが好ましい。
この場合、エネルギー原単位を低減することができるし
、また多少結晶粒の成長を押えることもできる。
、また多少結晶粒の成長を押えることもできる。
そこで、連続鋳造してなるklキルド鋼片を素材として
、連続焼鈍仕上げでT−,11−の硬質ぶりきを容易な
冷間圧延で製造することができるのに必要かつ充分な製
造条件は、a : O,Oグルθ。0g%。
、連続焼鈍仕上げでT−,11−の硬質ぶりきを容易な
冷間圧延で製造することができるのに必要かつ充分な製
造条件は、a : O,Oグルθ。0g%。
N totalとAIN中のNとの差:20−乙θPP
M r熱延巻取温度:左OO−Sざ0°Cである。なお
、この場合、N totalとAff中のNとの差をx
z 〜t、o PPMの範囲とするには、鋼片のNto
talを60〜/!rOPPMとし、熱延巻取温度をS
OO〜rro″Cに、かつ、連続焼鈍温度を再結晶温度
以上A!O′C以下とすることによって得られる。
M r熱延巻取温度:左OO−Sざ0°Cである。なお
、この場合、N totalとAff中のNとの差をx
z 〜t、o PPMの範囲とするには、鋼片のNto
talを60〜/!rOPPMとし、熱延巻取温度をS
OO〜rro″Cに、かつ、連続焼鈍温度を再結晶温度
以上A!O′C以下とすることによって得られる。
鋼板成分については、0.N元素以外は特別に管理をす
る必要がなく、過度な脱3)、脱S1そして血鉱石も特
に多く添加することも必要がない。
る必要がなく、過度な脱3)、脱S1そして血鉱石も特
に多く添加することも必要がない。
Mnは0060%以下−PはO,O:U%以下、SはO
1θ3θ%以下r Sol+AJは0.020〜0.7
30%の通常の低炭素Uギルド鋼の成分でよい。
1θ3θ%以下r Sol+AJは0.020〜0.7
30%の通常の低炭素Uギルド鋼の成分でよい。
次に本発明において、Ofy N total 量及び
熱延巻取温度範囲の限界値を上記のごとく定めた根拠を
述べる。
熱延巻取温度範囲の限界値を上記のごとく定めた根拠を
述べる。
○:θ、θグ〜0.0t%
鋼片のOmlがo、ol1%未満の場合は、前述の説明
のとおり、固溶Cを析出させるための核が夕景となり、
析出核分布密度が小となって原板中の固溶Oが残存する
ので、時効硬化が生じてぶりき及びぶりき原板が硬くな
り、目標とするぶりき調質度範囲を超えることになる。
のとおり、固溶Cを析出させるための核が夕景となり、
析出核分布密度が小となって原板中の固溶Oが残存する
ので、時効硬化が生じてぶりき及びぶりき原板が硬くな
り、目標とするぶりき調質度範囲を超えることになる。
他方、Oftが0.0g%を超えると、熱延板及び焼鈍
した冷研板ともにセメンタイトが多くなって再結晶核が
増して結晶粒が微細化するために、熱延板及び冷延板は
硬質となって、冷間圧延性を悪くシ、また原板の目標と
する調質度範囲を超えることになる。よってC:θ、θ
ダ〜o、og%に規制するのである。
した冷研板ともにセメンタイトが多くなって再結晶核が
増して結晶粒が微細化するために、熱延板及び冷延板は
硬質となって、冷間圧延性を悪くシ、また原板の目標と
する調質度範囲を超えることになる。よってC:θ、θ
ダ〜o、og%に規制するのである。
熱延巻取温度
soo 〜’tro’c
巻取温度の下限をSOO℃とするのは、現在まで左θO
″Cより低い温度では、特殊な実験材を除き、はとんど
巻取った実績がないために、工程的に量産すると巻取設
備に支障を及ぼすのではないかと危惧されるためであり
、また、熱延コイルの自己焼鈍が充分に行なわれず、熱
延板が硬くなって冷間圧延が困難となると予想されるか
らでもある。
″Cより低い温度では、特殊な実験材を除き、はとんど
巻取った実績がないために、工程的に量産すると巻取設
備に支障を及ぼすのではないかと危惧されるためであり
、また、熱延コイルの自己焼鈍が充分に行なわれず、熱
延板が硬くなって冷間圧延が困難となると予想されるか
らでもある。
本発明において、熱延巻取温度の上限を、110℃とす
るのは、3ざ0°Cを超えると、連続焼鈍の際に固溶C
の析出核としてのセメンタイトが凝集しはじめて、固溶
成分の析出距離が長くなって、結果的に固溶0が多く残
存して、原板に時効硬化を促進させることにより硬質化
させるからである。
るのは、3ざ0°Cを超えると、連続焼鈍の際に固溶C
の析出核としてのセメンタイトが凝集しはじめて、固溶
成分の析出距離が長くなって、結果的に固溶0が多く残
存して、原板に時効硬化を促進させることにより硬質化
させるからである。
更に熱延板の酸化被膜がマグネタイ) (Fe304)
を主成分とするものになり、そして緻密になるので、脱
スケール性が悪くなって酸洗時間が長くなる。またセメ
ンタイトが粗大化して、原板表面のセメンタイト上には
Snメッキがされにくくなるので、ぶりきの耐食性が低
下することになる。第1r図は熱延巻取温度(0’[’
)とすJぶりきの1.S、V、試験(Iron aol
utl、on test ual、ue )による鉄溶
出猷(1’g/ 3 j、n2)との関係を示すもので
あって、GT:340″Cを超えると急激に鉄溶出猷が
増加していることを明らかにE7ている。
を主成分とするものになり、そして緻密になるので、脱
スケール性が悪くなって酸洗時間が長くなる。またセメ
ンタイトが粗大化して、原板表面のセメンタイト上には
Snメッキがされにくくなるので、ぶりきの耐食性が低
下することになる。第1r図は熱延巻取温度(0’[’
)とすJぶりきの1.S、V、試験(Iron aol
utl、on test ual、ue )による鉄溶
出猷(1’g/ 3 j、n2)との関係を示すもので
あって、GT:340″Cを超えると急激に鉄溶出猷が
増加していることを明らかにE7ている。
なお、工。S、V、試験とは、めっき前の原板表面及び
めっき層の耐食抵抗を求めるため、缶詰の反応をまねた
試験状態でぶりき試片から溶出したFe量を求める試験
法であって、この値により耐食性の評価を行なうもので
ある。
めっき層の耐食抵抗を求めるため、缶詰の反応をまねた
試験状態でぶりき試片から溶出したFe量を求める試験
法であって、この値により耐食性の評価を行なうもので
ある。
1Jtotal :乙0− /30 PPMN tot
al 量は、第5図に基づいて述べたとおり、ぶりきの
硬度に影響を与えるのであるが、調質度T−jの水準の
ものを得るために、AOPPMが必要な下限値であり、
他方1!rOPPMを超えると、硬度が高くなりすぎて
T−5水準を超える場合がある。
al 量は、第5図に基づいて述べたとおり、ぶりきの
硬度に影響を与えるのであるが、調質度T−jの水準の
ものを得るために、AOPPMが必要な下限値であり、
他方1!rOPPMを超えると、硬度が高くなりすぎて
T−5水準を超える場合がある。
しかしてN total乙0〜lSθPPMは、前述の
とおり、調質度T−gのものを得るために必要な〜固溶
Nをλθ〜tθPPMとするために、必要な量である。
とおり、調質度T−gのものを得るために必要な〜固溶
Nをλθ〜tθPPMとするために、必要な量である。
したがって最適範囲として60〜/kOPPMとするの
である。
である。
Ntot&l−とAIN中のNとの差: 、M −1,
OPPMN totalとAJN中のNとの差は、固溶
N量を示すものであるが、第3図について説明したよう
に、固溶Nの増加に従い、ぶりき原板はNの時効硬化作
用によって硬質となる。−〇 PPM未満では、固溶H
ガ↓が少ないため硬度は低下して目標とするT−3水準
に達することができず、他方t、o PPMを超えて固
溶N量が多くなると、硬度が高くなりすぎてT−4水準
を超えることになる。よってN totalとAlN中
のNとの差を〃〜6o PPMとするのであるd以下本
発明1,2の実施例について述べる。
OPPMN totalとAJN中のNとの差は、固溶
N量を示すものであるが、第3図について説明したよう
に、固溶Nの増加に従い、ぶりき原板はNの時効硬化作
用によって硬質となる。−〇 PPM未満では、固溶H
ガ↓が少ないため硬度は低下して目標とするT−3水準
に達することができず、他方t、o PPMを超えて固
溶N量が多くなると、硬度が高くなりすぎてT−4水準
を超えることになる。よってN totalとAlN中
のNとの差を〃〜6o PPMとするのであるd以下本
発明1,2の実施例について述べる。
実施例1(本発明1)
第3表は、製鋼においてC量を0.06%の目標に、そ
の他の成分は通常のAノキルド鋼の範囲の量になるよう
に、3チヤージ精錬して出鋼し、これら溶鋼で連続鋳造
スラブを製造した。それらのタンプッシュ内の溶貨4の
成分の分析結果を第4表に示す。なお、0以外の各成分
については、通常のAlキルド鋼片の成分含有量である
。
の他の成分は通常のAノキルド鋼の範囲の量になるよう
に、3チヤージ精錬して出鋼し、これら溶鋼で連続鋳造
スラブを製造した。それらのタンプッシュ内の溶貨4の
成分の分析結果を第4表に示す。なお、0以外の各成分
については、通常のAlキルド鋼片の成分含有量である
。
次いで熱間仕上温度(FDT)を7′(オーステナイト
)領域内とする熱間圧延を行なって板厚2.6間として
から、巻取温度(0’I’)をター〇”C+ !r70
”c rl、00″C−6ro″Cのり水準に目標をと
って、水冷し巻取ってコイルにし自己焼鈍を行なった。
)領域内とする熱間圧延を行なって板厚2.6間として
から、巻取温度(0’I’)をター〇”C+ !r70
”c rl、00″C−6ro″Cのり水準に目標をと
って、水冷し巻取ってコイルにし自己焼鈍を行なった。
続いてこれらの熱延コイルに対して通常の酸洗を行ない
、その後冷間圧延工程により板厚θ。3.2酩に圧延し
た。
、その後冷間圧延工程により板厚θ。3.2酩に圧延し
た。
そして焼鈍は、過時効処理設備を有しない連続焼鈍ライ
ンで最高湿度はそれぞれについて100″Cと6す°C
を目標にして行なった。焼鈍後、コスタンドテンパー)
・ルで圧下率θ0g十〇。2%を目標とする調質圧延を
行ない、次いでコイル準備ラインで不良部を除去した後
、ハロゲンタイプの電気錫めっきラインで錫めっきを行
なった。めっき後、錫をコ30−.2.tθ°Cに通電
加熱を行なって再溶融し、直ちに水冷した。
ンで最高湿度はそれぞれについて100″Cと6す°C
を目標にして行なった。焼鈍後、コスタンドテンパー)
・ルで圧下率θ0g十〇。2%を目標とする調質圧延を
行ない、次いでコイル準備ラインで不良部を除去した後
、ハロゲンタイプの電気錫めっきラインで錫めっきを行
なった。めっき後、錫をコ30−.2.tθ°Cに通電
加熱を行なって再溶融し、直ちに水冷した。
このようにしてぶりきとしたものについて、それぞれ代
表的サンプルを採取した後、ロックウェルで硬度を測定
した。その結果は第−表に示すとおりである。なお、熱
延板の脱スケール性(酸洗性)の評価を3水準で行ない
、その結果も第−表に示した。
表的サンプルを採取した後、ロックウェルで硬度を測定
した。その結果は第−表に示すとおりである。なお、熱
延板の脱スケール性(酸洗性)の評価を3水準で行ない
、その結果も第−表に示した。
調質度T−グのぶりきの硬度は61±3であるが、第2
表でこの条件を満足していないものLJ:、A−グのみ
であり、他のものは全て上記基準値を満足している。し
かし第−表に示す酸洗性は、熱延巻取温度(OT)を高
くするに従って悪く′jrっている。
表でこの条件を満足していないものLJ:、A−グのみ
であり、他のものは全て上記基準値を満足している。し
かし第−表に示す酸洗性は、熱延巻取温度(OT)を高
くするに従って悪く′jrっている。
なお、O’l’ :約Sgθ°Cのぶりきの硬度は、最
も低いので、そのものの連続焼鈍最高温1yを下げるこ
とができるが、その酸洗性が悪くなっている。第2表中
で、最も経済的にかつ品質上安定して生産できる製造例
は、A−/+2、B / e 、2、C−/1.2で
あるが、A −3* B −3* O−Jも酸洗時間を
やや長くかければ、所望の硬度と品質を有するぶりきが
得られる。
も低いので、そのものの連続焼鈍最高温1yを下げるこ
とができるが、その酸洗性が悪くなっている。第2表中
で、最も経済的にかつ品質上安定して生産できる製造例
は、A−/+2、B / e 、2、C−/1.2で
あるが、A −3* B −3* O−Jも酸洗時間を
やや長くかければ、所望の硬度と品質を有するぶりきが
得られる。
実施例2(本発明2)
製鋼は、C含有量(%)をθ。O’l 、 0.07
、θ、/、2θ目標に、その他の成分は通常のAnキル
ド鋼範囲になるように各lチャージ精錬して、出鋼した
。
、θ、/、2θ目標に、その他の成分は通常のAnキル
ド鋼範囲になるように各lチャージ精錬して、出鋼した
。
この溶鋼で;4!訪スラブをつくった。その際、取鍋−
タンディツシュ間の雰囲気ガスをNあるいはAr又は、
その比をかえることでN含有量の異なるスラブをつくっ
た。タンディツシュ溶鋼の成分分析値は第3表に示すが
、O,N以外は通常の含有111、である。
タンディツシュ間の雰囲気ガスをNあるいはAr又は、
その比をかえることでN含有量の異なるスラブをつくっ
た。タンディツシュ溶鋼の成分分析値は第3表に示すが
、O,N以外は通常の含有111、である。
次いで熱間圧延仕上温度をr領域内として熱間圧延を行
なって、板厚コ。4 mtnとしてから第3表に示す温
度で巻取った。なお、A A I B −Aについて
はA/Hの析出を図るために63O℃を目標に巻取った
。次いでこれらの熱延コイルを通常の酸洗後、冷間圧延
して板厚O03コ闘にした。その際に、スリップトラブ
ル現象を観察して、圧延性を評価した。その結果は第3
表に示すとおりである。
なって、板厚コ。4 mtnとしてから第3表に示す温
度で巻取った。なお、A A I B −Aについて
はA/Hの析出を図るために63O℃を目標に巻取った
。次いでこれらの熱延コイルを通常の酸洗後、冷間圧延
して板厚O03コ闘にした。その際に、スリップトラブ
ル現象を観察して、圧延性を評価した。その結果は第3
表に示すとおりである。
そして過時効処理を有しない連続焼鈍設備によって最高
温度は!10− A70″C目標で焼鈍を行なった。
温度は!10− A70″C目標で焼鈍を行なった。
焼鈍後コスタンドテンパーミルで圧下率へ左士O,コ%
目標の調質圧延を行なった。そしてコイル準備ラインで
不良部を除去した後、ハロゲンタイプの電気錫めっきラ
インで錫めっきを行なった。
目標の調質圧延を行なった。そしてコイル準備ラインで
不良部を除去した後、ハロゲンタイプの電気錫めっきラ
インで錫めっきを行なった。
このようにぶりきにしたものについて、それぞれ代表的
サンプルを採取した後、ロックウェルT硬度を測定した
。その結果は第3表に示した。
サンプルを採取した後、ロックウェルT硬度を測定した
。その結果は第3表に示した。
調質度T−1のぶりき板硬度は6S±3(目標)である
が、この条件はすべてのものが満足している。しかし、
A−6gB&についてN totalが多いものは、冷
間圧延時スリップトラブルがJlしている。又、O/r
0 .2については、冷間圧延時、スリップトラブルが
生じ、ストリップ破断も生じた。
が、この条件はすべてのものが満足している。しかし、
A−6gB&についてN totalが多いものは、冷
間圧延時スリップトラブルがJlしている。又、O/r
0 .2については、冷間圧延時、スリップトラブルが
生じ、ストリップ破断も生じた。
なお、本発明、′2)において、nキルド鋼片ノN t
otal 量を上記範囲とするには、取鍋−タンディツ
シュ間で雰囲気のN分を調整する手段の外、取鍋な鋼に
窒化マンガンI窒化カルシウム等の窒化金属を所定量添
加して行なうこともできる。
otal 量を上記範囲とするには、取鍋−タンディツ
シュ間で雰囲気のN分を調整する手段の外、取鍋な鋼に
窒化マンガンI窒化カルシウム等の窒化金属を所定量添
加して行なうこともできる。
以上の説明では、ぶりき及びその原板について記載した
が、ティンフリー鋼板用翠嘴均原板に対しても本発明↓
、2.が適用できることは明らかである。
が、ティンフリー鋼板用翠嘴均原板に対しても本発明↓
、2.が適用できることは明らかである。
第1図は、ぶりきの結晶粒度(G、S、N、)及び硬度
(I(R,、?θT)に対するふりを原板のC含有量(
0,01〜0.70%)と熱延巻取温度の影響を示すグ
ラフである。第一図は、ぶりきの硬度(HR3θT)に
及ぼすぶりき原板の0含有fil (o、ot −o、
t3% )の影響をT−1−水準のものについて示すグ
ラフである。第3図は、C:0.074%とO: 0.
(B;7%のぶりきについて、原板の熱延巻取温度別に
、そのフェライト組織とセメンタイトを示した顕微鏡写
真である。なお、結晶粒度及び硬度を併せて示す。 第9図は、C:O,Oよ%のぶりきのフェライト組織と
セメンタイトとを熱延巻取温度別so −At0°C毎
に示す顕微鏡写真である。第3図は、ぶりき原板のN
total (PPM )及び同じ(N totalと
AJN中のNとの差が、それぞれぶりき硬度(HR,?
θT)に及ぼず影響を示すグラフである。第6図は、ぶ
りき原板のAJN中のN/ Ntotal (%)と熱
延巻取温度との関係を示すグラフである。第7図(瓜ぶ
りき原板のIN中のN/Ntotal(%)と連続焼鈍
(CAL )最高温度との関係を示すグラフである。第
g図は、熱延巻取温度とぶりきの1.S、V、試験によ
る鉄溶出量(μg/ 3 J−n2)との関係を示すグ
ラフである。 第五図 、、/−CT:520’C C含有量C制%)
(I(R,、?θT)に対するふりを原板のC含有量(
0,01〜0.70%)と熱延巻取温度の影響を示すグ
ラフである。第一図は、ぶりきの硬度(HR3θT)に
及ぼすぶりき原板の0含有fil (o、ot −o、
t3% )の影響をT−1−水準のものについて示すグ
ラフである。第3図は、C:0.074%とO: 0.
(B;7%のぶりきについて、原板の熱延巻取温度別に
、そのフェライト組織とセメンタイトを示した顕微鏡写
真である。なお、結晶粒度及び硬度を併せて示す。 第9図は、C:O,Oよ%のぶりきのフェライト組織と
セメンタイトとを熱延巻取温度別so −At0°C毎
に示す顕微鏡写真である。第3図は、ぶりき原板のN
total (PPM )及び同じ(N totalと
AJN中のNとの差が、それぞれぶりき硬度(HR,?
θT)に及ぼず影響を示すグラフである。第6図は、ぶ
りき原板のAJN中のN/ Ntotal (%)と熱
延巻取温度との関係を示すグラフである。第7図(瓜ぶ
りき原板のIN中のN/Ntotal(%)と連続焼鈍
(CAL )最高温度との関係を示すグラフである。第
g図は、熱延巻取温度とぶりきの1.S、V、試験によ
る鉄溶出量(μg/ 3 J−n2)との関係を示すグ
ラフである。 第五図 、、/−CT:520’C C含有量C制%)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、o:o、oダルθ、01%の低炭素Alキルド鋼か
らなる連続鋳造鋼片を熱間圧延して5θO′C〜sgo
″Cで巻取り、次いで酸洗し冷間圧延した後、再結晶温
度以上で連続焼鈍を行ない、次に調質圧延を施すことを
特徴とする、調質度T−グを有するぶりき及びティン7
り一鋼板用原板の製造方法。 2゜c : o、oll〜o、og%及びNtotal
: ACr−/!rOPPMの低炭素A/キルド鋼か
らなる連続fJJ泄m片を熱間圧延してkOθ℃〜St
O℃で巻取り、次いで酸洗し、冷間圧延した後、再結晶
温度以上tSO″C以下の温度で連続焼鈍を行ない、次
に調質圧延を施すことを特徴とする、調質度T−A−を
有するふりき及びティンフリー鐸1板用原板の11!!
!遣方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12599481A JPS5827930A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | ぶりき及びテインフリ−鋼板用原板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12599481A JPS5827930A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | ぶりき及びテインフリ−鋼板用原板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5827930A true JPS5827930A (ja) | 1983-02-18 |
JPS6114214B2 JPS6114214B2 (ja) | 1986-04-17 |
Family
ID=14924083
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12599481A Granted JPS5827930A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | ぶりき及びテインフリ−鋼板用原板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5827930A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2011063881A (ja) * | 2009-08-21 | 2011-03-31 | Jfe Steel Corp | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
EP3186401B1 (de) | 2014-08-27 | 2019-06-12 | ThyssenKrupp Rasselstein GmbH | Verfahren zur herstellung eines aufgestickten verpackungsstahls |
EP3221477B1 (de) | 2014-11-19 | 2020-06-03 | ThyssenKrupp Rasselstein GmbH | Verfahren zur herstellung eines aufgestickten verpackungsstahls |
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1981
- 1981-08-13 JP JP12599481A patent/JPS5827930A/ja active Granted
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JPH075990B2 (ja) * | 1986-01-10 | 1995-01-25 | 川崎製鉄株式会社 | 硬質かつ絞り加工性に優れる異方性の小さい缶用薄鋼板の製造方法 |
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EP3221477B1 (de) | 2014-11-19 | 2020-06-03 | ThyssenKrupp Rasselstein GmbH | Verfahren zur herstellung eines aufgestickten verpackungsstahls |
EP3736348B1 (de) | 2014-11-19 | 2023-06-07 | ThyssenKrupp Rasselstein GmbH | Verfahren zur herstellung eines aufgestickten verpackungsstahls |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6114214B2 (ja) | 1986-04-17 |
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