JPS6116323B2 - - Google Patents

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Al、低Ｎキルド連鋳鋼片に常
法により熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し、
さらに連続焼鈍による過時効処理を施すことを特
徴とする耐食性に優れるＴ−３級軟質ぶりき原板
の製造方法に関するものである。 ぶりきは、その調質度をJIS Ｇ 3303におい
て、ロツクウエル硬さ（HR30T）の値をもつて
表わすことが規定され、軟質のものからＴ−１
（Ｈ_R30T：46〜52）、Ｔ−２（50〜56）、Ｔ−２1/
２（52〜58）、Ｔ−３（54〜60）、Ｔ−４（58〜
64）、Ｔ−５（62〜68）およびＴ−６（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よる長時間焼鈍によつて
製造されており、生産能率および熱効率は低く、
またぶりき鋼帯内の材質の均質性も低いという欠
点があつた。 かかる軟質ぶりきおよびその原板の製造工程に
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、すなわち鋼帯に付
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つて得られるような軟質
ぶりき板を得ることができないため連続焼鈍手段
を軟質ぶりきの製造工程に採用する製造方法は未
だ実用化試験途上にある。 特公昭55−48574号公報によれば、 １ Ｃ：0.12％以下、Mn：0.05〜0.60％酸可溶
Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.002〜0.020％、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℃〜Ar3変態点の温度で熱間圧延
し、圧下率40〜95％の冷間圧延を施し、続いて
再結晶温度以下の温度に、５秒〜10分間保定し
た後、500℃以下の温度に10分間以下で冷却す
る焼鈍を施し、しかる後レベリング加工あるい
は調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。 ２ Ｃ：0.12％以下、Mn：0.05〜0.60％、酸可溶
Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.002〜0.020％、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℃〜Ar3変態点の温度で熱間圧延
し、圧下率40〜95％の冷間圧延を施し、続いて
再結晶温度以上の温度に、５秒〜10分間保定し
た後、500℃以下の温度に10分間以下で冷却す
る焼鈍を施し、さらに温度300〜500℃の温度に
10秒〜10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調質圧延を施すこ
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１〜17の連鋳Alキルド鋼に対して従来
リムド鋼あるいはキヤツ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、Ｔ−１〜Ｔ−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
良いのか開示されておらず、また成分組成をたと
え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開示がなされていないこと
から、前記公報記載の発明によれば製造される鋼
板の硬度に大きくばらつきが生じている。さらに
また前記公報に記載された好ましい巻取温度580
〜680℃で巻取処理をするとぶりきの耐食性が低
下するという欠点があることを本発明者らは後述
するように新規に知見した。 本発明は、従来知られた連鋳鋼片から連続焼鈍
による軟質ぶりき原板の製造方法の有する欠点を
除き、改善した、ぶりき原板を製造する方法を提
供することを目的とし、特許請求の範囲記載の方
法を提供することによつて前記目的を達成するこ
とができる。すなわち本発明の要旨は下記のとお
りである。 C0.02〜0.09％、sol Al 0.003〜0.02％、
N0.0040％以下を含み、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
500〜550℃未満の温度範囲内で巻取つた後酸洗
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680℃以上Ac₁変態点末満の温
度に20秒間以上５分間以下保持した後、500℃以
下の温度まで10〜500℃/secの冷却速度で冷却
し、さらに350〜500℃の温度範囲内に20秒間以上
10分間以下保持した後、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
級軟質ぶりき板の製造方法。 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。 次に鋼片の成分を限定した理由を説明する。 Ｃは一般に少ないほど鋼は軟質化すると考えら
れがちであるが、Ｃが0.10％より少ない範囲内で
はＣがほぼ0.06％のとき最も硬度が低くなり、か
かる軟質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。Ｃが0.02
％より少ないか、0.09％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0.02〜0.09％
の範囲内にする必要がある。 sol Alは連続焼鈍後の硬さを低下し、表面処理
後の硬質化をも低減する有効な成分である。sol
Alが0.003％より少ないと鋼の脱酸が充分には行
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sol Alを0.02％より多くすることは鋼の
脱酸の点で必要がないばかりでなく結晶粒が小さ
くなつて硬質化するのでsol Alは0.003〜0.02％
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
40ppm程度は含有され、Ｎが固溶したままで残
留すると時効硬化を招く。全Ｎが0.0040％より多
いと固溶Ｎが少なくするためAlを添加する必要
があり、このためAl Ｎの析出量が増加して鋼の
結晶粒の成長を阻止して硬度が高くなるので、全
Ｎは0.0040％より少なくする必要がある。また全
ＮとAl Ｎ中のＮの差が0.0020％より多いと時効
硬化が大きくなるので、全ＮとAl Ｎ中のＮの差
が時効硬化がそれほど問題にならない0.0020％以
下の範囲内にする必要がある。 次に本発明を実験データについて説明する。 (A) 適正なAl量と全Ｎ量との関係 適正なsol Al量と全Ｎ量との関係を明らかに
するためC0.05％の鋼を基準としてsol Al量を
0.003％から0.05％まで変化させ、全Ｎを0.002
％から0.006％まで変化させたAlキルド鋼を転
炉で溶製し、連続鋳造で鋼片とした後、熱延仕
上げ温度を830〜890℃、巻取温度を550℃とし
て2.6mm厚さの熱延鋼帯とし、酸洗後0.32mm板
厚に冷間圧延した。こ冷延鋼帯を710℃に加熱
して再結晶焼鈍し、該温度から500℃まで50℃/
ｓｅｃの冷却速度で急冷後、400℃で１分間保持す
る過時効処理を含む連続焼鈍を行ない、しかる
後１％の調質圧延を施し、これをハロゲンタイ
プの電気錫めつきラインを通して製品とした。
かくして得た多く供試材の硬さを測定した結果
をsol Al量および全Ｎ量とともに第１図に示
す。第１図において、HR30Tが59以下の調質
度Ｔ−３以下の軟質板となつたのは斜線枠内の
供試材であり、この枠内の供試材のsol Al、全
Ｎ量はそれぞれ0.02％以下および0.004％以下
の範囲であつた。すなわち、全Ｎ量が0.004％
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、AlおよびAl 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sol Al 0.003〜0.02％、全Ｎ 0.004％以下
に限定すべきであることが判明した。 (B) sol Al量と再結晶後の結晶粒径との関係ぶり
きの硬度を支配する要因としては、固溶Ｃや固
溶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、本発明者らがいろいろ
調べた結果、Al量にも大きく依存することが
判つた。sol Al量と再結晶後の粒径との関係
を、熱間圧延温度別に第２図に示すが、結晶粒
はいずれの熱間圧延条件においてもsol Al量が
少なくなるに従つて大きくなつている。これは
再結晶開始前にAl Ｎ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
延温度との関係は巻取温度が高いものおよび巻
取温度で同一水準でも熱延仕上温度の低いもの
が、いずれのsol Al量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、軟質なぶりきとするために
は、sol Al量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る。 (C) 適正Ｃ量と巻取温度との関係 鋼中のＣ量が低いほど軟質な鋼が得られると
一般に考えられがちであるが、本発明の発明者
らが実験を繰り返し研究した結果、Ｃ量が0.1
％以下の範囲ではＣ量の低下は鋼板の硬度の低
下を招かず、むしろＣ量が0.06％程度含有して
いる鋼板が最も硬度が低くなり、それに熱延巻
取温度が鋼板の硬度に大きな影響を及ぼすこと
が判明した。さらに、熱延巻取温度も高くなる
ほど鋼板の硬度が低くなるとは限らず、同一Ｃ
量では熱延巻取温度が580℃近くのものが最も
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
要な核が少なくなるので、連続焼鈍のように短
時間焼鈍においては、過時効処理を行つても固
溶Ｃが析出できなく残存するためである。一
方、巻取温度が高すぎる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の折出移動距離が長くなつて、
固溶Ｃが十分折出しなくなるためである。この
関係を第３図に示した。 (D) 再結晶焼鈍および過時効処理条件 先に固溶ＮのAlN化の説明で再結晶焼鈍条件
の加熱条件について述べたが、鋼板の時効硬化
には固溶Ｃも関係し、素材の成分および熱延後
の巻取温度を限定するだけでは十分軟質のぶり
き原板が得られず、適正な焼鈍条件が必要であ
ることが以下の如く判つた。 再結晶焼鈍条件を求めるために(A)、(B)、(C)に
て限定した適正成分鋼を使用し、焼鈍時間を
600〜850℃の間で変えて実験し、焼鈍後の硬度
HR 30 Ｔを測定した。なお、この焼鈍温度に
おける保持時間はすべて20秒とした。結果は第
４図に示すとおりである。 第４図より明らかなとおり、焼鈍温度は680
℃以上Ac₁変態点未満であればHR 30 Ｔが59
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、
680℃以上Ac₁変態点未満の場合20秒以上５分
間以下であれば十分再結晶し軟質化することが
判明した。焼鈍温度がAc₁変態点以上になる
と、炭化物が粒界に析出して耐食性が劣化する
ので、焼鈍温度はAc₁変態点未満にする必要が
ある。また上記焼鈍温度に保持する時間が５分
間を超えても、結晶粒径粗大化は計れず、また
熱原単位ならびに生産性の面から経済的でない
ので、前記保持時間は５分間以下でよい。 再結晶焼鈍後の急冷条件については、その後
の過時効処理時間を短縮するために10℃/sec以
上乃至500℃/sec以下の冷却速度で、500℃以下
の温度まで冷却する必要がある。その理由は次
の如くである。すなわち、10℃/sec未満の冷却
速度では、冷却中にセメントタイトが中途半端
に析出し、Ｃは過飽和度が低くなるためその後
の過時効が十分進行しない。一方500℃/secを
越す急速冷却を行うと、ぶりき原板の表面形状
が著しく悪化するので、好ましくない。さら
に、500℃を越す高い温度で急冷を中止する
と、その温度でのフエライト中のＣの平衡溶解
度近傍までＣの固溶度が減少し、この場合も過
時効が進行しない。従つて、再結晶焼鈍後の急
速冷却条件は10〜500℃/secの冷却速度で500℃
以下の温度まで冷却する必要がある。 次に過時効処理の条件については、次の理由
で350〜500℃の温度範囲内に20秒間以上10分間
以下保持すべきである。すなわち、350℃未満
の温度ではＣの拡散速度が小さく過時効が進行
せず、また500℃を越す高い温度ではＣの固溶
限が大きいので固溶Ｃ量を低く抑えることがで
きず、さらに保持時間が20秒間末満では十分過
時効が完了せず、一方10分間を上廻つて保持し
ても固溶Ｃの析出がそれ以上期待できないの
で、保持時間は20秒以上10分間以下にする必要
がある。 (E) 巻取温度のぶりき板の耐食性に及ぼす影響。 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
ト（Fe₃O₄）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、最終製品に表面欠陥が発
生しやすくなる。元来、ぶりき板は表面性状が
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。 さらに、熱延巻取温度が高いと、熱延板中の
カーバイドがフエライト中に微細に析出せず、
粒界および粒内に凝集した組織になり、この組
織は冷却、焼鈍、調質圧延を経てめつき工程ま
で保持される。 第５図は、めつき工程入側において酸洗処理
を行つ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、めつき後通常行
なわれる通電加熱によるリフロー処理（溶錫化
処理）では、この部分は金属錫が再溶融しない
ので、緻密な合金層が得られない。従つて、耐
食性の悪いぶりき板となる。なお前記特公昭55
−48574号記載の発明により好ましい巻取温度
とされている580〜680℃の温度範囲内で処理さ
れたぶりき板の耐食性が悪くなることが溶易に
理解されるであろう。 この関係を第６図に示したが、これによる
と、熱延巻取温度が580℃以上では、鉄溶出値
が極端に増加するので、ぶりきの耐食性を著し
く劣化させる結果となることである。しかしな
がら550℃以上で巻取つたものには凝集粗大炭
化物がみられたが、550℃未満のものにはみら
れなかつた。 従つて、製品を安定して製造するためには
550℃未満にする必要がある。 ここに鉄溶出値とは、めつき前の原板表面お
よびめつ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、ぶりき試片から溶解
したFeの量を求め、耐食性の評価を行うもの
である。 前記(A)、(B)、(C)、(D)、(E)にて限定した条件で、
連続焼鈍および過時効処理をした後、調質圧延
し、その後錫めつきを施したぶりきはＴ−３以下
の十分軟質で、加工性にすぐれ、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55−48574号公報記
載の発明と相違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Ｃ、結晶
粒度、固溶Ｎ（全ＮとAlN中のＮとの差のＮ）の
順に支配され、固溶Ｃによる影響が最も大きいこ
とから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、固溶Ｃ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の折出を助成するために
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。したがつ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を0.02〜0.09と比較的
高くする必要があることを新規に知見したのであ
る。この点前記公報によれば、Ｃは0.12％以下に
限定されているだけであり、本発明によるＣの含
有量範囲が最適であることは従来知られていなか
つた。なお第５図に示すように巻取温度が高いと
セメンタイトは凝集して粗大化し、550℃以上で
はセメンタイト凝集が始まり、640℃以上で粗大
化が始まることを本発明者等は知見した。一方前
記公報によれば、巻取温度は「550℃以上好まし
いのは580〜680℃である。」と記載されている
が、かかる高温巻取によれば凝集粗大化したセメ
ンタイトの発生により耐食性は著しく劣化するだ
けでなく、さらにまた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。 よつて本発明者等は巻取温度を550℃未満とす
ることが必要であることを新規に知見したのであ
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、Ｃ
含有量が0.03％以下の極低炭素材については、真
空脱ガス処理で脱炭した。これらのうち、供試材
No.1〜14について仕上温度830〜890℃、巻取温
度600〜730℃で板厚2.6mmに熱間圧延後、板厚
0.32mmまで冷間圧延した。

【表】 この冷延鋼帯を710℃の温度に20秒保持して連
続焼鈍を行い、次い50℃/secの冷却速度で400℃
まで冷却し、400℃に20秒保持した後常温まで冷
却した。 その後、1.0％の調質圧延を施した後、ハロゲ
ンタイプの錫めつき工程にて＃25錫めつきおよび
通常の溶錫処理を施した。 結果は、ぶりき板の硬度と、ぶりき耐食性を示
す一例として鉄溶出値を測定し、その評価は第２
表に示すとおりである。第２表より明らかなよう
に供試鋼No.1、２、５、６の本発明鋼を使用す
る場合には、製品ぶりきは常に安定してHR 30
Ｔが59以下の軟質で高耐食性ぶりき板を得ること
ができるが、本発明の限定外の組成の比較鋼
No.8〜11では、いずれも調質度HR 30 Ｔ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580℃以下ものであり、高耐食
性ぶりきは得られている。一方、本発明の限定内
組成であるが、熱延巻取温度が580℃越で巻き取
つた比較鋼No.12〜14では、いずれも調質度HR
30 Ｔが59以下の軟質になるが鉄溶出値が悪く、
高耐食ぶりきが得られなかつた。 なお、第１表の比較鋼No.8〜11の成分中、ア
ンダーラインを施しているのは、本発明の限定外
成分である。

【表】 実施例 ２ 第１表にて示した成分と同一供試材No.1〜
No.14を用いて、より軟質材を得る目的で、熱延
仕上温度を760〜790℃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HR 30 Ｔの測定とISVの
評価をした結果は第３表に示すとおりである。

【表】 第３表より明らかな如く、本発明鋼を使用する
場合には、HR 30 Ｔが52〜58のＴ−３級以下の
高耐食性ぶりきが得られることが判明した。しか
し、比較鋼No.8〜No.11は、この処理によつても
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No.12〜14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つた。 上記実施例より明らかな如く、本発明はＣ、
solAl、全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、550℃末満とし、かつ連続焼鈍条件を適当に
規制し、しかる後適正温度で過時効処理を行うこ
とにより、次の如き大なる効果を収めることがで
きた。 (イ) 常に安定したJIS Ｇ 3303にて規定する
HR30TがＴ−３以下の軟質ぶりきを製造する
ことができる。 (ロ) 本発明法は熱間圧延後の巻取温度を550℃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スピードと変えることな
く行うことができるばかりではなく、熱延板中
のカーバイトがフエライト中に微細に析出する
のでぶりきの耐食性を向上させることができ
た。 (ハ) 本発明は軟質ぶりき板製造における最も好ま
しい製造方法、すなわち、連続鋳造鋼を使用す
る連続焼鈍法によつたので、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、従つてコストの大幅低減が可能となつた。 (ニ) 本発明法により得られた軟質ぶりきは加工性
に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。 (ホ) 本発明で用いる鋼の成分は、Al量が少ない
ので、製鋼では使用する金属Al量が少なくて
すむ。 以上本発明はぶりきの製造方法のみについて説
明したが、本発明法によりぶりき原板を用いてテ
ハンフリー板を製造する場合には、ぶりき製造時
の如き溶錫化処理による硬度の上昇がないので、
ぶりきより、さらに一層の軟質テインフリー鋼板
を得ることができることは明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼板のsolAlと全Ｎの含有量と硬度と
の関係を示す図、第２図は熱延仕上温度と巻取温
度とを変えてそれぞれ処理したＣ約0.05％の鋼板
のsolAl含有量と結晶粒度との関係を示す図、第
３図は熱延仕上温度と巻取温度とを変えてそれぞ
れ処理した鋼板のＣ含有量とぶりき硬度との関係
を示す図、第４図は鋼板の焼鈍温度と硬度との関
係を示す図、第５図は冷延板表面に凝集した炭化
物の電子顕微鏡写真、第６図は熱延板の巻取温度
と鉄溶出値との関係を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｃ 0.02〜0.09％、sol Al 0.003〜0.02％、
   全Ｎ O.0040％以下を含み、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500〜550℃未満の温度範囲内で巻取つた後酸
   洗し、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680℃以上Ac₁変態点末満の
   温度に20秒間以上５分間以下保持した後500℃以
   下の温度まで10〜500℃/secの冷却速度で冷却
   し、さらに350〜500℃の温度範囲内に20秒間以上
   10分間以下保持した後、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
   軟質ぶりき原板の製造方法。