JPS5827934A - 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法Info
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- JPS5827934A JPS5827934A JP12599881A JP12599881A JPS5827934A JP S5827934 A JPS5827934 A JP S5827934A JP 12599881 A JP12599881 A JP 12599881A JP 12599881 A JP12599881 A JP 12599881A JP S5827934 A JPS5827934 A JP S5827934A
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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 Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of 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、軟質ぶりき原板の製造方法に関し、特に本発
明は、低At’−低Nキルド連鋳素材に常法により熱間
圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し、過時効処理を施さな
い耐食性、加工性にすぐれた軟質ぶりき原板の製造方法
に関するものである。
明は、低At’−低Nキルド連鋳素材に常法により熱間
圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し、過時効処理を施さな
い耐食性、加工性にすぐれた軟質ぶりき原板の製造方法
に関するものである。
ぶりきは、その調質度をJI8330.3において、ロ
ックウェルT filさく HR30T )の値をもっ
て表わすことが規定され、軟質のものからT m l
(HR30’l’ニア6〜Sユ)、T −2<go−g
b )、T−2%(界〜sg )、’[’−3(1−1
)、T−4(左g〜6ダ)、T −5(1〜tg )お
よびT6(67〜73)に区分されている。この内、T
−3以下の軟質板は従来主として箱焼鈍法による長時間
焼鈍によって製造されており、生産能率および熱効率は
低く2、またぶりき原板内の材質の均質性も低いという
欠点があった。
ックウェルT filさく HR30T )の値をもっ
て表わすことが規定され、軟質のものからT m l
(HR30’l’ニア6〜Sユ)、T −2<go−g
b )、T−2%(界〜sg )、’[’−3(1−1
)、T−4(左g〜6ダ)、T −5(1〜tg )お
よびT6(67〜73)に区分されている。この内、T
−3以下の軟質板は従来主として箱焼鈍法による長時間
焼鈍によって製造されており、生産能率および熱効率は
低く2、またぶりき原板内の材質の均質性も低いという
欠点があった。
かかる軟質ぶりき原板の製造工程において箱焼鈍手段に
代えて連続焼鈍手段を用いると生産能率、熱効率が改善
され、さらに鋼板の形状性も良くなり、均質な材質、す
なわち調帯に付与される熱履歴により鋼帯長手方向と幅
方向とに生ずる材質変動を小さくすることができるとい
う利点が知られている。しかしながら連続焼鈍手段によ
れば箱焼鈍手段によって得られるような軟質ぶりき原板
を得ることができないため連続焼鈍手段を軟質ぶりき原
板の製造工程に採用する製造方法は未だ実用化試験途」
二にある。
代えて連続焼鈍手段を用いると生産能率、熱効率が改善
され、さらに鋼板の形状性も良くなり、均質な材質、す
なわち調帯に付与される熱履歴により鋼帯長手方向と幅
方向とに生ずる材質変動を小さくすることができるとい
う利点が知られている。しかしながら連続焼鈍手段によ
れば箱焼鈍手段によって得られるような軟質ぶりき原板
を得ることができないため連続焼鈍手段を軟質ぶりき原
板の製造工程に採用する製造方法は未だ実用化試験途」
二にある。
特公昭左t −lIgrqy−号公報によれば、[]、
0800.1.2%以下Mn : 0.Ok 〜θ、A
θ%酸可溶A/ i o、oi 〜o、so%、N :
0.00.2〜0.020%、りQ部鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を、仕上温度が700 ’C−A
r3変態点の温度で熱間圧延し、圧下率tto−qs%
の冷間圧延を施し、続いて再結晶温度以」二の温度に、
s秒〜IO分間で上昇してS秒〜70分間保定した後、
50θ°C以下の温度に70分間以下で冷却する焼鈍を
7nti 1− z シかる後レベリング加工あるいは
調質F+ニー !I!!Lを施すことを特徴とする軟質
な表面処理用鋼板の製造法。
0800.1.2%以下Mn : 0.Ok 〜θ、A
θ%酸可溶A/ i o、oi 〜o、so%、N :
0.00.2〜0.020%、りQ部鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を、仕上温度が700 ’C−A
r3変態点の温度で熱間圧延し、圧下率tto−qs%
の冷間圧延を施し、続いて再結晶温度以」二の温度に、
s秒〜IO分間で上昇してS秒〜70分間保定した後、
50θ°C以下の温度に70分間以下で冷却する焼鈍を
7nti 1− z シかる後レベリング加工あるいは
調質F+ニー !I!!Lを施すことを特徴とする軟質
な表面処理用鋼板の製造法。
2−GHQ、/、2%以下、In : 0.0!; 〜
0.40 %、酸可溶Al:θ。07〜0.20%、N
: 0.002〜θ。0.2θ%、残部鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を、仕上温度が700 ’C−
Ar3変態点の温度で熱間圧延し、川下率110〜′7
5%の冷間FT:、延を施し、続いて再結晶温度以上の
温度に、夕秒〜/θ分間保定した後、SOθ°C以下の
温度に70分間以下で冷却する焼鈍を施し、さらに温度
、?00−300 ’Cの温度に70秒〜lO分間保定
する過時効処理を施し、しかる後レベリング加工あるい
は、j7g質圧延を施すことを特徴とする軟質な表面処
理用鋼板の製造法。」 が提案されており、使用される鋼片は実質的に連鋳鋼片
であり、また焼鈍には連続焼鈍が採用されている。
0.40 %、酸可溶Al:θ。07〜0.20%、N
: 0.002〜θ。0.2θ%、残部鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を、仕上温度が700 ’C−
Ar3変態点の温度で熱間圧延し、川下率110〜′7
5%の冷間FT:、延を施し、続いて再結晶温度以上の
温度に、夕秒〜/θ分間保定した後、SOθ°C以下の
温度に70分間以下で冷却する焼鈍を施し、さらに温度
、?00−300 ’Cの温度に70秒〜lO分間保定
する過時効処理を施し、しかる後レベリング加工あるい
は、j7g質圧延を施すことを特徴とする軟質な表面処
理用鋼板の製造法。」 が提案されており、使用される鋼片は実質的に連鋳鋼片
であり、また焼鈍には連続焼鈍が採用されている。
ところで上記公報の記載によれば、実施例として鋼番号
l〜/7の連鋳Atキルド鋼に対して従来リムド鋼ある
いはキャップド鋼からぶりき原板を製造するのに用いら
れている常用の処理を施してT−1〜T−6級の硬度を
有する原板が製造されたことが記載されているが、’l
’−1−’l’−6級のうち目標′とする所定の硬度の
鋼板を得るためには、素材の成分組成を適確にどのよう
な範囲にすれば良いのかについては明確には記載されて
いないため、目標硬度の鋼板をAtキルド連鋳材から適
確に装設する技術プログラムは不明である。さらにまた
目標とする硬度を有する鋼板を得るため、成分組成を予
め設定しても、かかる成分組成に対応した熱延巻取温度
範囲についての開示がなされていないことから、前記公
報記載の発明に従ってぶりき原板を製造すると製造され
た鋼板の硬度に大きなばらつきが生じ、最終的に目標と
する硬度を有する画板を得ることができない。
l〜/7の連鋳Atキルド鋼に対して従来リムド鋼ある
いはキャップド鋼からぶりき原板を製造するのに用いら
れている常用の処理を施してT−1〜T−6級の硬度を
有する原板が製造されたことが記載されているが、’l
’−1−’l’−6級のうち目標′とする所定の硬度の
鋼板を得るためには、素材の成分組成を適確にどのよう
な範囲にすれば良いのかについては明確には記載されて
いないため、目標硬度の鋼板をAtキルド連鋳材から適
確に装設する技術プログラムは不明である。さらにまた
目標とする硬度を有する鋼板を得るため、成分組成を予
め設定しても、かかる成分組成に対応した熱延巻取温度
範囲についての開示がなされていないことから、前記公
報記載の発明に従ってぶりき原板を製造すると製造され
た鋼板の硬度に大きなばらつきが生じ、最終的に目標と
する硬度を有する画板を得ることができない。
本発明は、従来知られた連鋳利から連続焼鈍による軟質
ぶりき原板の製造方法の欠点を除去、改善した特にT−
3級のぶりきを過時効処理を施さずにvMする方法を提
供することを目的どし、特許請求の範囲記載の方法を提
供することによって前記目的を達成することができる。
ぶりき原板の製造方法の欠点を除去、改善した特にT−
3級のぶりきを過時効処理を施さずにvMする方法を提
供することを目的どし、特許請求の範囲記載の方法を提
供することによって前記目的を達成することができる。
すなわち本発明お要旨は下記のとおりである。
(1)00゜0.2〜0.09%、全Nθ。oolIo
%以下、80t1! 0.0θ3〜o、o、2%を含み
、その他の元素は通常の低炭素アルミギルド鋼に含まれ
る含有量である?i(続鋳造鋼片に常法により熱間トE
延を施し、次いでsoo −sgo ’c未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧
延を施した冷延鋼帯を連続焼鈍炉内に6.!rθ゛C′
以上の湿度に2θ秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却
することを特徴とする連続焼鈍による耐食性に漫れるT
−3〜T−4の軟質ぶりき原板の製造方法。
%以下、80t1! 0.0θ3〜o、o、2%を含み
、その他の元素は通常の低炭素アルミギルド鋼に含まれ
る含有量である?i(続鋳造鋼片に常法により熱間トE
延を施し、次いでsoo −sgo ’c未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧
延を施した冷延鋼帯を連続焼鈍炉内に6.!rθ゛C′
以上の湿度に2θ秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却
することを特徴とする連続焼鈍による耐食性に漫れるT
−3〜T−4の軟質ぶりき原板の製造方法。
(2) Oo、oグル0.07%、全N O,0θi
io%以下、So/AI 0.001〜0.0.2%を
含み、その他の元素は通常の低炭素アルミキルド鋼に含
まれる含有量である連続鋳造鋼片に常法により熱間圧延
を施し、次いで5lIo −sgo ’c未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧
延を施した冷延鋼帯を連続焼鈍炉内にtWO°C以上の
温度に20秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却するこ
とを特徴とする連続焼鈍による耐食性に優れるT−3の
軟質ぶりき原板の製造方法。
io%以下、So/AI 0.001〜0.0.2%を
含み、その他の元素は通常の低炭素アルミキルド鋼に含
まれる含有量である連続鋳造鋼片に常法により熱間圧延
を施し、次いで5lIo −sgo ’c未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧
延を施した冷延鋼帯を連続焼鈍炉内にtWO°C以上の
温度に20秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却するこ
とを特徴とする連続焼鈍による耐食性に優れるT−3の
軟質ぶりき原板の製造方法。
以下本発明についてさらに詳細に説明する。
本発明の鋼片は転炉、電気炉等通常の溶解炉で溶製され
た溶鋼から連続鋳造を経て製造され、鋼片の成分組成は
上記の如くに限定する必要がある。
た溶鋼から連続鋳造を経て製造され、鋼片の成分組成は
上記の如くに限定する必要がある。
次に鋼片の成分を限定した理由は次の通りである。
Cは一般に少ないけど鋼は軟化すると考えられがちであ
るが、0が0170%より少ない範囲内ではCがほぼO
0θA%のとき最も硬度が低くなり、かかる軟化にはま
た熱延巻取温度が大きく影響することを本発明者等は新
規に知見した。第1発明においてCが0.0二%より少
ないか、0.09%より多い場合には所定の硬度T−3
あるいはT−4級が得られないので、Cはθ。0.1〜
0.09%の範囲内にする必要がある。一方第コ発明G
こおし)でC力(otry%より少ないか、0゜07%
より多い場合には所定の硬度T−3級が得られないので
、Cはo、otl〜0゜07%の範囲内にする必要があ
る。
るが、0が0170%より少ない範囲内ではCがほぼO
0θA%のとき最も硬度が低くなり、かかる軟化にはま
た熱延巻取温度が大きく影響することを本発明者等は新
規に知見した。第1発明においてCが0.0二%より少
ないか、0.09%より多い場合には所定の硬度T−3
あるいはT−4級が得られないので、Cはθ。0.1〜
0.09%の範囲内にする必要がある。一方第コ発明G
こおし)でC力(otry%より少ないか、0゜07%
より多い場合には所定の硬度T−3級が得られないので
、Cはo、otl〜0゜07%の範囲内にする必要があ
る。
so/A/は連続焼鈍後の硬さを低下し表面処理後の硬
質化も低減する有効な成分である。5otA、/が0゜
003%より少ないとMの脱酸が充分Gこは行われない
ため溶鋼を連続鋳造することが困難であるばかりでなく
連鋳鋼片にブローホールが発生し、一方eo、tAlを
θ。02%より多くすることは南の脱酸の点で必要がな
いばかりでなく結晶粒が小さくなって硬質化するのでs
o/Atは0.003〜θ、02%の範囲内にする必要
がある。
質化も低減する有効な成分である。5otA、/が0゜
003%より少ないとMの脱酸が充分Gこは行われない
ため溶鋼を連続鋳造することが困難であるばかりでなく
連鋳鋼片にブローホールが発生し、一方eo、tAlを
θ。02%より多くすることは南の脱酸の点で必要がな
いばかりでなく結晶粒が小さくなって硬質化するのでs
o/Atは0.003〜θ、02%の範囲内にする必要
がある。
Nは製鋼工程において特別の配慮をしない限りダo p
pm程度は含有され、Nが固溶したままで全量残留する
と時効硬化を招く。全Nがo、ooyθ%より多いと固
溶Nの析出を促すために熱延巻取温度を高(する必要が
あり、AINの析出量が増加して−の結晶粒の成長を阻
止して硬度が高くなるので、全Nは00ooyo%より
少なくする必要がある。
pm程度は含有され、Nが固溶したままで全量残留する
と時効硬化を招く。全Nがo、ooyθ%より多いと固
溶Nの析出を促すために熱延巻取温度を高(する必要が
あり、AINの析出量が増加して−の結晶粒の成長を阻
止して硬度が高くなるので、全Nは00ooyo%より
少なくする必要がある。
次に本発明を実験データに基いて説明する。
(A) 適正なA、Z鼠とN量との関係。
適正なso/At1tとNff1との関係を明らかにす
るためQ O,0!i%の鋼を基準として8otAt量
をo、oo3%から0.0s%まで変化させ、Nをo
、oo;t%からo、oot、%まで変化させたA−1
キルド鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、
熱延仕上げ温度をg30− g90 ’C、熱延巻取温
度をSSO″Cとしてコ、6關厚さの熱延鋼帯とし、酸
洗後0゜32隨板厚に冷間圧延した。この冷延鋼板を7
IO”Cに加熱して再結晶焼鈍し、直ちに室温まで冷却
した。しかる後/%の調質圧延を施し、これをハロゲン
タイプの電気錫めっきラインを通して製品とした。かく
して得た多くの供試材の硬さを測定した結果を80!A
l量およびN量とともに第1図に示す。同図において、
)(R30TがS9以下の調質度’[’−3以下の軟質
板となったのは斜線枠内の供試材であり、この枠内の供
試材のeolA、t 、 N IjtはそれぞれO20
,2%以下1jよび0.00り%以下の範囲であった。
るためQ O,0!i%の鋼を基準として8otAt量
をo、oo3%から0.0s%まで変化させ、Nをo
、oo;t%からo、oot、%まで変化させたA−1
キルド鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、
熱延仕上げ温度をg30− g90 ’C、熱延巻取温
度をSSO″Cとしてコ、6關厚さの熱延鋼帯とし、酸
洗後0゜32隨板厚に冷間圧延した。この冷延鋼板を7
IO”Cに加熱して再結晶焼鈍し、直ちに室温まで冷却
した。しかる後/%の調質圧延を施し、これをハロゲン
タイプの電気錫めっきラインを通して製品とした。かく
して得た多くの供試材の硬さを測定した結果を80!A
l量およびN量とともに第1図に示す。同図において、
)(R30TがS9以下の調質度’[’−3以下の軟質
板となったのは斜線枠内の供試材であり、この枠内の供
試材のeolA、t 、 N IjtはそれぞれO20
,2%以下1jよび0.00り%以下の範囲であった。
す71″わち、Bo/Atがθ。0コ%を越える場合、
もしくはN量が0.0θ1%を越える範囲では硬度が著
しく高くなり、軟質ぶりき板を製造できないことが判明
した。これは、固溶N 、 AtおよびA/Nの増加に
伴゛ない連続焼鈍の如き短時間焼鈍では結晶粒の成長性
が著しく阻害され、その結果軟質にならないためと考え
られる。この実験より使用する連続鋳造鋼はso/A/
0.003〜0.01%、N O,00q%以下に限
定すべきであることが判明した。
もしくはN量が0.0θ1%を越える範囲では硬度が著
しく高くなり、軟質ぶりき板を製造できないことが判明
した。これは、固溶N 、 AtおよびA/Nの増加に
伴゛ない連続焼鈍の如き短時間焼鈍では結晶粒の成長性
が著しく阻害され、その結果軟質にならないためと考え
られる。この実験より使用する連続鋳造鋼はso/A/
0.003〜0.01%、N O,00q%以下に限
定すべきであることが判明した。
(B) A、/ iと再結晶後の結晶粒径との関係ぶ
りき原板の硬度を支配する要因としては、固溶CやNに
よる歪時効硬化および結晶粒の大きさなどが考えられる
。結晶粒の大きさは、C量が少ないほど、熱延巻取温度
が高いほど大きくなることは一般に知られているが、本
発明者らが種々調べた結果、結晶粒の大きさはAtWに
も大きく依存することがわかった。A、/量と再結晶後
の粒径との関係を、熱1fJj圧延温度別に第二図に示
すが、結晶粒はいずれの熱間圧延条件においてもAt1
lが少なくなるに従って大きくなっている。これは再結
晶開始前にAINが析出することによる粒成長の阻害作
用によると考えられる。また、熱延温度との関係は熱延
巻取温度が高いものおよび熱延巻取温度が同一水準でも
熱延仕上温度の低いものが、いずれのA、1Mtにおい
ても粒径は大きくなる。これは前者は自己焼鈍による粒
成長で、後者は熱延鋼帯温度が熱間仕上圧延機の最終ス
タンドをγ領域で通過したか、α+γ共存領域で通過し
たかによる違いに起因している。
りき原板の硬度を支配する要因としては、固溶CやNに
よる歪時効硬化および結晶粒の大きさなどが考えられる
。結晶粒の大きさは、C量が少ないほど、熱延巻取温度
が高いほど大きくなることは一般に知られているが、本
発明者らが種々調べた結果、結晶粒の大きさはAtWに
も大きく依存することがわかった。A、/量と再結晶後
の粒径との関係を、熱1fJj圧延温度別に第二図に示
すが、結晶粒はいずれの熱間圧延条件においてもAt1
lが少なくなるに従って大きくなっている。これは再結
晶開始前にAINが析出することによる粒成長の阻害作
用によると考えられる。また、熱延温度との関係は熱延
巻取温度が高いものおよび熱延巻取温度が同一水準でも
熱延仕上温度の低いものが、いずれのA、1Mtにおい
ても粒径は大きくなる。これは前者は自己焼鈍による粒
成長で、後者は熱延鋼帯温度が熱間仕上圧延機の最終ス
タンドをγ領域で通過したか、α+γ共存領域で通過し
たかによる違いに起因している。
以上のことから、材質が均一で軟質なぶりき板とするた
めには、htnkを少なく規制したキルド鋼を使うこと
が不可欠であることが判つた。
めには、htnkを少なく規制したキルド鋼を使うこと
が不可欠であることが判つた。
<a> 適正0世と熱延巻取温度との関係鋼中のC量
が低いほど軟質な鋼が得られると一般に考えられて゛い
たが、本発明の発明者らが実験を繰り返し研究した結果
、citが0.7%以下の範囲ではC量が0゜06%程
度含イjしている鋼板が最も(1)!度が低くなり、そ
れに熱延巻取温度が鋼板の硬度に大きなt響を及ばずこ
とが判明した。さらに、熱延巻取温度も高<7:rるけ
ど鋼板の硬度が低くなるとは限らず、同一0 、li’
lでは熱延巻取湿度がsgo”c付近のものが最も軟質
な鋼板が得られることが判明した。この理由はC量が少
ないと析出核としてのセメンタイトが少なくなり、固溶
成分が析出するために必要1.r核が少なくなるので、
連続し1と鈍のような短時間焼鈍においては、過時効処
理を施しても固溶Cが十分析出できなく残存するためで
あると考えられる。
が低いほど軟質な鋼が得られると一般に考えられて゛い
たが、本発明の発明者らが実験を繰り返し研究した結果
、citが0.7%以下の範囲ではC量が0゜06%程
度含イjしている鋼板が最も(1)!度が低くなり、そ
れに熱延巻取温度が鋼板の硬度に大きなt響を及ばずこ
とが判明した。さらに、熱延巻取温度も高<7:rるけ
ど鋼板の硬度が低くなるとは限らず、同一0 、li’
lでは熱延巻取湿度がsgo”c付近のものが最も軟質
な鋼板が得られることが判明した。この理由はC量が少
ないと析出核としてのセメンタイトが少なくなり、固溶
成分が析出するために必要1.r核が少なくなるので、
連続し1と鈍のような短時間焼鈍においては、過時効処
理を施しても固溶Cが十分析出できなく残存するためで
あると考えられる。
一方、熱延巻取温度が高いと熱延コイルの自己焼鈍が十
分に進んで炭化物が凝集して粗大化し、鋼板中の固溶C
の析出移動距離が長くなって、固溶Cが十分析出しなく
なるためである。
分に進んで炭化物が凝集して粗大化し、鋼板中の固溶C
の析出移動距離が長くなって、固溶Cが十分析出しなく
なるためである。
この関係は第3図に示す如くである。
Q)) 再結晶焼鈍条件
再結晶焼鈍は、十分軟質な鋼板を得るための最終工程で
ある。従って、適正な焼鈍条件をみつけることが重要に
なるが、本発明は成分規制および熱延巻取温度規制によ
り、過時効処理を施′さなくてもT−3級相当の軟質ぶ
りきが得られることが特長である。本発明において用い
る素材は、ht量を少なく1.、Nitも少なく規制し
ている。これは前述のようにAtNの析出による粒成長
の阻害作用を防ぐ目的と、さらに、固溶Nを少なくする
ためには溶鋼で混入した(Nを後工程でAINとして析
出させる必要があるが、その際iNの析出はl量と温度
に依存する。本発明によれば、iffが少ないので、A
、/Nの析出率も小さくなり固溶Nとして残存する比率
が高くなる。そこで全NとAJN中のNとの差、すなわ
ち固溶Nを少なくするために溶鋼に混入する全litを
0.00l0%以下とし、熱延巻取温度をSθ0〜!r
go°C未満とし、さらに連続焼鈍の最高温度をt、g
o”c以上として、固溶Nの残存量がo 、oo;to
%以下すなわち:wppm以下になるようにした。また
、固溶Oの析出は、過時効処理を施さなくても調質度T
−3ないしT−4級の硬度を得るに十分な調整がなされ
ている。すなわち、C量を0.02〜0009%に規制
し、熱延巻取温度を50θ〜sgo″C未満に規制する
ことにより、さらにより確実にT−3級を得るにはCh
先を0゜01l−〜0.07%の範囲内に限定し、かつ
熱延巻取温度をsyθ〜5fθ°C未満とすることによ
り、固溶Cの析出核としてのセメンタイトが微細に分布
するようにしたので、あえて過時効処理を行う必要がな
くなった。また、Cf1lの上限を規制することにより
、細粒化およびマトリックスの硬質化によるぶりきの硬
度」二昇を防ぐことができる。
ある。従って、適正な焼鈍条件をみつけることが重要に
なるが、本発明は成分規制および熱延巻取温度規制によ
り、過時効処理を施′さなくてもT−3級相当の軟質ぶ
りきが得られることが特長である。本発明において用い
る素材は、ht量を少なく1.、Nitも少なく規制し
ている。これは前述のようにAtNの析出による粒成長
の阻害作用を防ぐ目的と、さらに、固溶Nを少なくする
ためには溶鋼で混入した(Nを後工程でAINとして析
出させる必要があるが、その際iNの析出はl量と温度
に依存する。本発明によれば、iffが少ないので、A
、/Nの析出率も小さくなり固溶Nとして残存する比率
が高くなる。そこで全NとAJN中のNとの差、すなわ
ち固溶Nを少なくするために溶鋼に混入する全litを
0.00l0%以下とし、熱延巻取温度をSθ0〜!r
go°C未満とし、さらに連続焼鈍の最高温度をt、g
o”c以上として、固溶Nの残存量がo 、oo;to
%以下すなわち:wppm以下になるようにした。また
、固溶Oの析出は、過時効処理を施さなくても調質度T
−3ないしT−4級の硬度を得るに十分な調整がなされ
ている。すなわち、C量を0.02〜0009%に規制
し、熱延巻取温度を50θ〜sgo″C未満に規制する
ことにより、さらにより確実にT−3級を得るにはCh
先を0゜01l−〜0.07%の範囲内に限定し、かつ
熱延巻取温度をsyθ〜5fθ°C未満とすることによ
り、固溶Cの析出核としてのセメンタイトが微細に分布
するようにしたので、あえて過時効処理を行う必要がな
くなった。また、Cf1lの上限を規制することにより
、細粒化およびマトリックスの硬質化によるぶりきの硬
度」二昇を防ぐことができる。
適正な再結晶焼鈍条件を求めるために(A) 、 (B
) 。
) 。
(0)にて限定した適正成分鋼を使用し、焼鈍温度をA
Oθ〜gso″Cの間で変えて実験し、焼鈍後の硬度H
R30’I’を測定した。なお、この焼鈍時間における
保持時間はすべて20秒とした。結果は、焼鈍温度はA
gO″C以上であれば)(R30Tがsq以下の十分軟
質な鋼板が得られることが判明した。さらに保持時間に
ついて調査した結果、tgθ°C以上の場合20秒以上
であれば十分再結晶し軟質化することが判明した。
Oθ〜gso″Cの間で変えて実験し、焼鈍後の硬度H
R30’I’を測定した。なお、この焼鈍時間における
保持時間はすべて20秒とした。結果は、焼鈍温度はA
gO″C以上であれば)(R30Tがsq以下の十分軟
質な鋼板が得られることが判明した。さらに保持時間に
ついて調査した結果、tgθ°C以上の場合20秒以上
であれば十分再結晶し軟質化することが判明した。
再結晶後の冷却条件については通常条件で十分であり、
特に規制しない。
特に規制しない。
(E) 熱延巻取温度のぶりきの耐食性におよぼす影
響、。
響、。
前述した如く、熱延鋼帯の巻取温度が高くなると、表面
に生成される酸化被膜がマグネタイ) (Fe304)
を主成分として緻密になるので、脱スケール性が極端に
低下する。そのため通常の熱延板と同程度の酸洗速度で
酸洗すると、脱スケール不良となり、最終成品に表面欠
陥が発生しやすくなる。元来、ぶりきは表面性状が極め
て重要な製品であるので、表面欠陥は致命的な欠陥とな
る。
に生成される酸化被膜がマグネタイ) (Fe304)
を主成分として緻密になるので、脱スケール性が極端に
低下する。そのため通常の熱延板と同程度の酸洗速度で
酸洗すると、脱スケール不良となり、最終成品に表面欠
陥が発生しやすくなる。元来、ぶりきは表面性状が極め
て重要な製品であるので、表面欠陥は致命的な欠陥とな
る。
ざらに熱延巻取温度が高いと、熱延板中のカーバイドが
通常の低温巻取材の如くフェライト中に微細に析出せず
、粒界に凝集した組織になり、このλ1(1織は冷延、
焼鈍、調質1−ト:延を経てめっき工程まで保持される
。
通常の低温巻取材の如くフェライト中に微細に析出せず
、粒界に凝集した組織になり、このλ1(1織は冷延、
焼鈍、調質1−ト:延を経てめっき工程まで保持される
。
第9図の写真は、めっき工程入側において酸洗処理を施
したぶりき原板表面を電子顕微鏡観察で調べて発見され
た凝集粗大炭化物である。
したぶりき原板表面を電子顕微鏡観察で調べて発見され
た凝集粗大炭化物である。
この炭化物は電流を通さないために、めっき後通常行な
われる通電加熱によるリフロー処理(溶鍋化処理)では
、この部分は金属錫が再溶lt、ないので、緻密な合金
層が得られない。従って、耐食性の悪いぶりきとなる。
われる通電加熱によるリフロー処理(溶鍋化処理)では
、この部分は金属錫が再溶lt、ないので、緻密な合金
層が得られない。従って、耐食性の悪いぶりきとなる。
第5図は上記関係を示す図であり、巻取温度がsgθ°
C以上では鉄溶出試験値が大きくなるのでぶりき板の耐
食性を劣化ざぜる結果となる。
C以上では鉄溶出試験値が大きくなるのでぶりき板の耐
食性を劣化ざぜる結果となる。
sgo’cより高くなると炭化物は凝集し、6り0 ’
C以上では粗大化する傾向がみられたが!fgo°C未
満のものには上記炭化物はみられなかった。
C以上では粗大化する傾向がみられたが!fgo°C未
満のものには上記炭化物はみられなかった。
前記鉄溶出試験値(Irりn 5olution te
styalueとも呼ばれている)はめつき前の原板表
面およびめっき層の対食抵抗を求めるため、缶詰の反応
を真似た試験状態で、ぶりき試片から溶解したFθの量
を求め、耐食性の評価を行うものである。
styalueとも呼ばれている)はめつき前の原板表
面およびめっき層の対食抵抗を求めるため、缶詰の反応
を真似た試験状態で、ぶりき試片から溶解したFθの量
を求め、耐食性の評価を行うものである。
前記(4)、 (B) 、 (0) 、 (D) 、[
有])にて限定した条件で連続焼鈍を行った後、調質圧
延し、その後鍋めっきを施しだぶりきはT−3級の軟質
で、加工性にすぐれた耐食性の良好な製品を得ることが
できることを知見して本発明を完成した。
有])にて限定した条件で連続焼鈍を行った後、調質圧
延し、その後鍋めっきを施しだぶりきはT−3級の軟質
で、加工性にすぐれた耐食性の良好な製品を得ることが
できることを知見して本発明を完成した。
ところで、本発明が特公昭3s−yざ左7ダ号公報記載
の発明と相異する点をまとめると下記のようである。
の発明と相異する点をまとめると下記のようである。
本発明者等はぶりきの硬度に及ぼす製造条件を詳細に調
べた結果、ぶりきの硬度は固溶O1結晶粒度、固溶Nの
順に支配され、固溶0による影響が最も大きいことがら
C含有量を最適範囲内に限定する必要のあること、また
熱延巻取温度を高くし過ぎると硬くなることを新規に知
見したのである。すなわち連続焼鈍のような短時間焼鈍
によれば、固mOを析出させるに十分な冷却時間が取れ
ないため、過時効処理をさらに施すのであるが、このよ
うにしても固溶Cは十分には析出せずに残るため硬質化
する。連続焼鈍冷却時に固溶Cの析出を助長するために
は核が必要であり、その核としてはセメンタイトがある
ところで連続焼鈍後の冷却時間が短いために固溶Cが移
動し得る距離は短かく、Cを十分に析出させるためには
核が密に分布していることが有利である。したがって核
となるセメンタイトが細密に分散した原板を連続焼鈍前
に製造する必要があり゛このためにはC含有量をo、o
y −o。07%と比較的高くする必要があることを知
見したのである。この点前記公報によればCは0゜72
%以下に限定され、本発明によるCの最適含有量につい
ては知られていなかった0なお第り図に示すように、熱
延巻取温度を高くするとセメンター()は凝集し粗大化
し、3gO°C以上でセメンタイトの凝集が始まり、A
’lO°C以上で粗大化が始まることを知見した。かか
る凝集あるいは粗大化したセメンタイトはぶりきの耐食
性をも劣化させる。また前記巻取温度の上昇により熱延
板のスケール層が厚くなり脱スケール性が低下するに至
る。よって本発明によれば゛巻取温度をrgo”c未満
とすることが必要であることを本発明者らは知見したの
である。
べた結果、ぶりきの硬度は固溶O1結晶粒度、固溶Nの
順に支配され、固溶0による影響が最も大きいことがら
C含有量を最適範囲内に限定する必要のあること、また
熱延巻取温度を高くし過ぎると硬くなることを新規に知
見したのである。すなわち連続焼鈍のような短時間焼鈍
によれば、固mOを析出させるに十分な冷却時間が取れ
ないため、過時効処理をさらに施すのであるが、このよ
うにしても固溶Cは十分には析出せずに残るため硬質化
する。連続焼鈍冷却時に固溶Cの析出を助長するために
は核が必要であり、その核としてはセメンタイトがある
ところで連続焼鈍後の冷却時間が短いために固溶Cが移
動し得る距離は短かく、Cを十分に析出させるためには
核が密に分布していることが有利である。したがって核
となるセメンタイトが細密に分散した原板を連続焼鈍前
に製造する必要があり゛このためにはC含有量をo、o
y −o。07%と比較的高くする必要があることを知
見したのである。この点前記公報によればCは0゜72
%以下に限定され、本発明によるCの最適含有量につい
ては知られていなかった0なお第り図に示すように、熱
延巻取温度を高くするとセメンター()は凝集し粗大化
し、3gO°C以上でセメンタイトの凝集が始まり、A
’lO°C以上で粗大化が始まることを知見した。かか
る凝集あるいは粗大化したセメンタイトはぶりきの耐食
性をも劣化させる。また前記巻取温度の上昇により熱延
板のスケール層が厚くなり脱スケール性が低下するに至
る。よって本発明によれば゛巻取温度をrgo”c未満
とすることが必要であることを本発明者らは知見したの
である。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例1
第1表に示す如き成分の鋼を転炉で溶製した。
これらのうち、供試材A/〜/弘について仕上温度33
0〜gqo’c、巻取温度左OO〜730’Cで板厚2
.6順に熱間圧延後、板厚0.3コmmまで冷間圧延し
た。
0〜gqo’c、巻取温度左OO〜730’Cで板厚2
.6順に熱間圧延後、板厚0.3コmmまで冷間圧延し
た。
この冷延板をqio’cの温度に20秒保持して連続焼
鈍を行い、ただぢに室温まで冷却した。
鈍を行い、ただぢに室温まで冷却した。
その後、/、0%の調質圧延を施した後、ハロゲンタイ
プの錫めつぎ工程にてす2左錫めっきおよび通常の溶銅
処理を施した。
プの錫めつぎ工程にてす2左錫めっきおよび通常の溶銅
処理を施した。
結果は、ぶりき板の硬度と、ぶりき耐食性を示す一例と
して鉄溶解試験値を測定し、その評価は第2表に示すと
おりである。
して鉄溶解試験値を測定し、その評価は第2表に示すと
おりである。
第2表より明らからように供試鋼A /〜7の本発明−
を使用する場合には、製品ぶりきは9)(に安定してH
R30’l:’がS9以下の軟質で高耐食性ぶりきを得
ることができるが、本発明の限定外の組成の比較鋼Ag
−1/では、いずれもi!l!i質度HR30Tが60
以上の硬質となることが示されている。尚、これらは熱
延巻取温度が!igo”c未満のものであり、高耐食性
ぶりきは得られている。一方、本発明の限定内II戊で
はあるが、熱延巻取温度がsgo°C以上巻き取った比
較MA/、2〜/グでは、いずれも、i11質度HR3
0Tが1以下の軟質になるが、鉄溶出試験値が悪く、高
耐食ぶりきが得られなかった。
を使用する場合には、製品ぶりきは9)(に安定してH
R30’l:’がS9以下の軟質で高耐食性ぶりきを得
ることができるが、本発明の限定外の組成の比較鋼Ag
−1/では、いずれもi!l!i質度HR30Tが60
以上の硬質となることが示されている。尚、これらは熱
延巻取温度が!igo”c未満のものであり、高耐食性
ぶりきは得られている。一方、本発明の限定内II戊で
はあるが、熱延巻取温度がsgo°C以上巻き取った比
較MA/、2〜/グでは、いずれも、i11質度HR3
0Tが1以下の軟質になるが、鉄溶出試験値が悪く、高
耐食ぶりきが得られなかった。
なお、第1表の比較MAg〜/lの成分中1アンダーラ
インを施しているのけ、本発明の限定性成分である。特
にaO0Oq〜0.07%巻取渇度Sりθ〜sgo°C
未満の本発明鋼A 3 、 u 、 sはHR30Tが
!;’/以下でT −23レベルのものまで得られた。
インを施しているのけ、本発明の限定性成分である。特
にaO0Oq〜0.07%巻取渇度Sりθ〜sgo°C
未満の本発明鋼A 3 、 u 、 sはHR30Tが
!;’/以下でT −23レベルのものまで得られた。
、実施例2
第1表にて示した成分と同一供試材A/〜/グを用いて
、より軟質材を得る目的で、熱延仕上温度をno〜79
0°Cと実施例1より低くして、その他の条件を実施例
1と同一として製造したぶりきについて、調質度HR3
0Tの測定と鉄溶出試験値の評価をした結果は第3表に
示すとおりである。
、より軟質材を得る目的で、熱延仕上温度をno〜79
0°Cと実施例1より低くして、その他の条件を実施例
1と同一として製造したぶりきについて、調質度HR3
0Tの測定と鉄溶出試験値の評価をした結果は第3表に
示すとおりである。
第3表より明らかな如く、本発明鋼を使用する場合には
、IIR30Tが、5−.2〜3gのT−3および′v
−2%レベルの高耐食性ぶりきが得られることが゛[1
1明した。しかし、比較鋼A g = A≦//は、こ
の処理によっても本発明鋼よりはるかに硬質であること
がわかる。また、比較鋼湯7.2〜/りは、軟質ぶりき
は得られるが、高耐食ぶりきにはほど遠いものであった
。
、IIR30Tが、5−.2〜3gのT−3および′v
−2%レベルの高耐食性ぶりきが得られることが゛[1
1明した。しかし、比較鋼A g = A≦//は、こ
の処理によっても本発明鋼よりはるかに硬質であること
がわかる。また、比較鋼湯7.2〜/りは、軟質ぶりき
は得られるが、高耐食ぶりきにはほど遠いものであった
。
上記実施例より明らかな如く、本発明はC15otA/
Nの限定成分を有する連続鋳造鋼を使用し、熱間圧延
後の巻取温度を従来より低くしてSOO〜sgθ゛C未
満とし、かつ連続焼鈍条件を適当に規制することにより
、次の如き大なる効果を収めることができた。
Nの限定成分を有する連続鋳造鋼を使用し、熱間圧延
後の巻取温度を従来より低くしてSOO〜sgθ゛C未
満とし、かつ連続焼鈍条件を適当に規制することにより
、次の如き大なる効果を収めることができた。
(イ)常に安定して軟質ぶりき原板を製造することがで
きる。
きる。
(ロ)本発明法は熱間圧延後の巻取温度をSOO〜sg
o″C未満としたので脱スケールが容易であり、酸洗ラ
インの通板速度を通常速度と変えることなくすることが
できるばかりではなく、熱延板中のカーバイドがフェラ
イト中に微細に析出するので、めっき板の耐食性を向上
させること力(できた。
o″C未満としたので脱スケールが容易であり、酸洗ラ
インの通板速度を通常速度と変えることなくすることが
できるばかりではなく、熱延板中のカーバイドがフェラ
イト中に微細に析出するので、めっき板の耐食性を向上
させること力(できた。
(ハ)本発明は軟質ぶりき板製造における最も好ましい
製造法、すなわち、連続鋳造鋼を使用する連続焼鈍法に
よったので、鋼帯長手方向、幅方向の材質が均一である
ほか、従来法の箱焼鈍に比較すれば格段の生産性の向上
が可能となり、従って、コストの大幅低減が可能となっ
た。
製造法、すなわち、連続鋳造鋼を使用する連続焼鈍法に
よったので、鋼帯長手方向、幅方向の材質が均一である
ほか、従来法の箱焼鈍に比較すれば格段の生産性の向上
が可能となり、従って、コストの大幅低減が可能となっ
た。
に)本発明により得られた軟質ぶりきは加工性Gこすぐ
れていることは勿論、鋼板形状および表面性状も著しく
良好である。
れていることは勿論、鋼板形状および表面性状も著しく
良好である。
、(ホ)本発明において用いる鋼片の成分は、Al鼠が
少ないので、溶製に当って使用する金属Al量が少なく
てすむ。
少ないので、溶製に当って使用する金属Al量が少なく
てすむ。
なお、本発明はぶりきのみについて記載したが、本発明
によるぶりき原板を用いて、ティンフリー鋼板を製造す
る場合には、ぶりき製潰時の如き溶鍋化処理による硬度
の上昇がないので、ふりきよりさらに一層の軟質ティン
フリー鋼板を得ることができることは明らかである。
によるぶりき原板を用いて、ティンフリー鋼板を製造す
る場合には、ぶりき製潰時の如き溶鍋化処理による硬度
の上昇がないので、ふりきよりさらに一層の軟質ティン
フリー鋼板を得ることができることは明らかである。
第1図は鋼板の硬度に対するA、/とNの含有量の相関
関係を示す図、第一図は仕上温度と巻取温度を変化させ
た場合のぶりき原板のA、/含有量(wt嘱)と結晶粒
度との関係を示す図、第3図は仕上温度と巻取温度を変
化させた場合のぶりきのO含有量(wt%)と硬度(H
R30T )との関係を示す図、第7図は連鋳鋼片を巻
取温度is;o’cで巻取った後に冷延を施した冷延鋼
板の表面Gこ凝集した炭化物を示す電子顕微鏡写真、第
3図は鋼板の巻取温度と鉄溶出試験値との関係を示す図
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N (wt’/
、)
関係を示す図、第一図は仕上温度と巻取温度を変化させ
た場合のぶりき原板のA、/含有量(wt嘱)と結晶粒
度との関係を示す図、第3図は仕上温度と巻取温度を変
化させた場合のぶりきのO含有量(wt%)と硬度(H
R30T )との関係を示す図、第7図は連鋳鋼片を巻
取温度is;o’cで巻取った後に冷延を施した冷延鋼
板の表面Gこ凝集した炭化物を示す電子顕微鏡写真、第
3図は鋼板の巻取温度と鉄溶出試験値との関係を示す図
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N (wt’/
、)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ]−1Cθ。0.2〜0.09%、全N(7,θoIl
o%以下、sol A、l 06003〜O0θ、2%
を含み、その他の元素は通常の低炭素アルミキルド鋼に
含まれる含有a1である連続鋳造鋼片に常法により熱間
圧延を施し、次いでSOO〜sgo’c未満の温度範囲
内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧延
を施した冷延鋼帯を連続焼鈍炉内に6gθ゛C以上の温
度に20秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却すること
を特徴とする連続焼鈍による耐食性に優れるT−3〜T
−4の軟質ぶりき原板の製造方法。 2、 c o、oq〜0゜07%、全N O,00
1AO%以下、8otht o。003〜0.02%を
含み、その他の元素は通常の低炭素アルミキルド鋼に含
まれる含有量である連続鋳造鋼片に常法により熱間圧延
を施し、次いで5IIo −sto ’c未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧
延を施した冷延調帯を連続焼鈍炉内に6go″C以上の
温度に20秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却するこ
とを特徴とする連続焼鈍による耐食性に優れるT−3の
軟質ぶりき原板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12599881A JPS5827934A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12599881A JPS5827934A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5827934A true JPS5827934A (ja) | 1983-02-18 |
Family
ID=14924186
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12599881A Pending JPS5827934A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5827934A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6190644A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血補助具 |
JPS6190643A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血器具 |
JPS61194150A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高耐食性ブリキ鋼板向けキルド溶鋼の溶製方法 |
JPS63201512U (ja) * | 1987-06-17 | 1988-12-26 | ||
US4952133A (en) * | 1986-10-13 | 1990-08-28 | Mitsubishi Plastics Industries Limited | Apparatus for forming a blown bottle with a handle |
JP2007134394A (ja) * | 2005-11-08 | 2007-05-31 | Rohm Co Ltd | 半導体装置 |
-
1981
- 1981-08-13 JP JP12599881A patent/JPS5827934A/ja active Pending
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6190644A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血補助具 |
JPS6190643A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血器具 |
JPH02937B2 (ja) * | 1984-10-11 | 1990-01-09 | Terumo Corp | |
JPH02938B2 (ja) * | 1984-10-11 | 1990-01-09 | Terumo Corp | |
JPS61194150A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高耐食性ブリキ鋼板向けキルド溶鋼の溶製方法 |
JPH0144765B2 (ja) * | 1985-02-21 | 1989-09-29 | Nippon Kokan Kk | |
US4952133A (en) * | 1986-10-13 | 1990-08-28 | Mitsubishi Plastics Industries Limited | Apparatus for forming a blown bottle with a handle |
JPS63201512U (ja) * | 1987-06-17 | 1988-12-26 | ||
JPH0347606Y2 (ja) * | 1987-06-17 | 1991-10-11 | ||
JP2007134394A (ja) * | 2005-11-08 | 2007-05-31 | Rohm Co Ltd | 半導体装置 |
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