JPS5827930A - ぶりき及びテインフリ−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、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。

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。

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。

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。

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。

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。

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、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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

２、　　Ｏ：　０．０１１〜０．ＯＶ　％及び′Ｎｔｏ
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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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％）、。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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％。

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。

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。

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。

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。

○：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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

したがって最適範囲として６０〜／ｋＯＰＰＭとするの
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。

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
。

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。

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。

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。

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。

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。

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
。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

【図面の簡単な説明】

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％）

Claims (1)

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。