JP3040568B2 - 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法 - Google Patents

連続焼鈍による表面処理原板の製造方法

Info

Publication number
JP3040568B2
JP3040568B2 JP3344089A JP34408991A JP3040568B2 JP 3040568 B2 JP3040568 B2 JP 3040568B2 JP 3344089 A JP3344089 A JP 3344089A JP 34408991 A JP34408991 A JP 34408991A JP 3040568 B2 JP3040568 B2 JP 3040568B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
temperature
annealing
continuous annealing
hot
rolled
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
JP3344089A
Other languages
English (en)
Other versions
JPH05156365A (ja
Inventor
輝昭 山田
昌彦 織田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP3344089A priority Critical patent/JP3040568B2/ja
Publication of JPH05156365A publication Critical patent/JPH05156365A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP3040568B2 publication Critical patent/JP3040568B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は錫メッキやクロム酸処理
などの表面処理が施される表面処理原板の硬さレベルが
テンパー度で3〜4の表面処理用原板を連続焼鈍で製造
する方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】錫メッキやクロム酸処理などの表面処理
が施される表面処理原板の硬さレベルがテンパー度で3
〜4の表面処理用原板(以下それぞれT−3,T−4と
記す)は、従来は10〜40℃/sの加熱速度で加熱し
600〜700℃で20〜30sec均熱し10〜20
℃/sで500℃まで冷却し20〜40℃/sで室温ま
で冷却するような焼鈍時間が約2分も掛かる連続焼鈍炉
により製造されていたが、この場合は(1)焼鈍時間が
長く焼鈍炉内に滞留するコイルの長さが1000m以上
にもおよび設備長が長くなり連続焼鈍装置の建設費が高
くなる,(2)このような炉は、設備の設置スペースを
短くするためハースロールを上下に配置しその間を鋼帯
が上下しながら通過する縦パス型炉が採用されている。
そのため、より軟質なメッキ原板を製造するのに効果的
な例えば700℃を越えるような高温焼鈍では鋼板の強
度が大きく低下し絞り(しわ)が発生するようになり通
板出来なくなる。従って、高温焼鈍が出来ず、軟質な鋼
板の製造が難しくなる。(3)このような炉の場合は、
加熱、均熱帯には、高温の炉が用いられるので板厚が変
わった場合とか加熱均熱温度が変わった場合には温度の
追従が遅れ所定の温度になるまで時間が掛かるので調整
コイルを通過させ温度調整を行う必要が生じる。従っ
て、生産性のロスやエネルギーロス等を回避しようとす
れば板厚や設定温度の変化がなるべく少ないように通板
の順番をスケジューリングする必要があり製品の納期管
理や在庫増の問題が生じる。以上(1),(2),
(3)等の問題がある。
【0003】一方、短時間連続焼鈍法に付いても考案及
び研究がなされており、特公昭36−10052号公
報、特公昭36−21155号公報、特公昭40−30
20号公報、特公昭46−19781号公報、及び、
「Recrystallization ’90 Ed
ited by Chandra The Miner
als,Metals & Materials So
ciety,1990」の文献(以下文献1と記す。)
がある。しかし、特公昭36−21155号公報は20
0〜300℃でコイルとして巻き取らねばならず酸化の
問題、巻き取り設備の問題、巻き取ったコイルの冷却方
法或いは冷却時のコイル内外周の不均一冷却の問題があ
る。又、特公昭40−3020号公報はテンパー度が6
以上の製造方法で、特公昭46−19781号公報はH
R30Tが72以上の極めて硬質な材質の表面処理原板を製
造する方法で、これらの方法ではT−3〜T−4の製造
は不可能である。特公昭36−10052号公報は急速
加熱を行い均熱を殆ど行わず急冷する焼鈍時間が約15
secの短時間焼鈍法であるが、この方法の大きな問題
点は同公報の表1に示されているように得られる材質の
硬さがHR30Tで65とテンパー度が5(以下T−5と記
す)のものしか出来ないことである。
【0004】又、文献1で紹介されている内容は、1)
リムド鋼の熱延板を脱炭焼鈍し、C含有量を0.005
%にした鋼を用い70%の冷間圧延を行い、0.2se
c(約3500℃/s)で加熱し0.1secの均熱を
行い水スプレーで急冷した結果、0.5sec,0.3
sec加熱(約2000℃/s〜3000℃/s)の場
合よりも顕著に再結晶温度が低下したことが、又、2)
0.5sec,0.3sec加熱(約2000℃/s〜
3000℃/s)の場合は、約830℃、800℃以上
にもなることが紹介されている。即ち、文献1の方法
は、熱延板を脱炭焼鈍し且つ加熱温度の温度制御が極め
て困難な0.2sec(約3500℃/s)の加熱速度
即ち0.01secの様な極めて微かな加熱時間のバラ
ツキで実に35℃もの温度バラツキとなるような実用化
が極めて困難な加熱速度条件とが必要であり、実用に供
するには適しない方法であることがわかる。以上のよう
に、コンパクトで高温焼鈍が可能で通板のスケジューリ
ングの自由度の大きい超急速加熱短時間焼鈍の従来法で
は、軟質材の製造が出来なかったり、実験室レベルでは
出来ても(文献1の方法)経済的にも工業的にも実機化
が不可能な方法しかまだ無いのである。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】本発明で解決しようと
する課題は、高温焼鈍が可能で、通板のスケジューリン
グの自由度が大きく、コンパクトで設備費の小さい超急
速加熱短時間焼鈍設備で、T−3〜T−4の製造が可能
な連続焼鈍による表面処理原板の製造方法を提供する事
である。
【0006】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
を解決するため、成分含有量、熱延条件、冷間圧延条
件、連続焼鈍条件について総合的に検討し、本発明の製
造方法を見いだしたものである。本発明の要旨は下記の
通りである。 (1)C :0.020〜0.070% Mn:0.05〜0.60% P :0.001〜0.025% S :0.001〜0.025% Sol Al:0.012〜0.090% N :≦0.0035% T.O:≦0.0070% 残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間
圧延条件で加熱、熱間圧延を行い、巻き取り熱延鋼帯と
し、85%以上の冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍に
て少なくとも500℃以上の温度域を300〜2000
℃/sで650〜850℃に加熱し3秒以下の保定を行
い、5〜35℃/sの冷却速度で400℃以下まで冷却
し再結晶焼鈍する事を特徴とする連続焼鈍による表面処
理原板の製造方法。
【0007】(2)C :0.020〜0.080% Mn:0.05〜0.60% P :0.001〜0.025% S :0.001〜0.025% Sol Al:0.020〜0.100% N :≦0.0070% T.O:≦0.0070% 残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、加熱し、熱
間圧延を行い、660℃〜750℃の範囲の巻き取り温
度(以下C.Tと記す)で巻き取り熱延鋼帯とし、85
%以上の冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて少なく
とも500℃以上の温度域を300〜2000℃/sで
650〜850℃に加熱し3秒以下の保定を行い、5〜
35℃/secの冷却速度で400℃以下まで冷却し再
結晶焼鈍する事を特徴とする連続焼鈍による表面処理原
板の製造方法
【0008】以下に本発明について詳細に述べる。本発
明者等は、前記課題を解決するために、その製造方法に
ついて、成分含有量、熱延条件、冷間圧延条件、連続焼
鈍条件について総合的に検討し、連続焼鈍の加熱に於
いて少なくとも500℃以上の温度域を300〜200
0℃/sで650〜850℃に加熱すること、再結晶
焼鈍後の結晶粒径を大きくするために、発明の(1)と
してC:0.020〜0.070%,N:≦0.003
5%、とし、低温で巻き取ることを可能とする方法、発
明の(2)としてC:0.020〜0.0800%,s
ol Al:0.020〜0.100%,N:≦0.0
070%,残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、
加熱し、660℃〜750℃の範囲のC.Tで巻き取り
熱延鋼帯とするC,N含有量の規制を大幅に緩和させる
方法、均熱後の冷却を5〜35℃/sの冷却速度で4
00℃以下まで冷却し固溶のC含有量を低減させる方
法、の、、の3点を主ポイントとすることによ
り、C含有量が発明の(1)としてC:0.020〜
0.070%,発明の(2)としてC:0.020〜
0.080%と通常の製鋼法で容易に得られるC含有量
の鋼に於いても極めてコンパクトな連続焼鈍設備でT−
3〜T−4の製造が可能となることを初めて見いだした
ものである。
【0009】図1は、本発明のポイントの「連続焼鈍
の加熱に於いて少なくとも500℃以上の温度域を30
0〜2000℃/sで650〜850℃に加熱するこ
と」の効果を示した図である。本発明の方法で製造した
C含有量が0.05%、90%の冷間圧延率で圧延した
板厚が0.25mmの冷延板を、図2に示すヒートサイ
クルで加熱速度(αH)と均熱温度(T)を変え、時間
(t)を0.1sec、冷却速度(αc)を10℃/s
とし、熱処理を行った鋼板の組織を調査し、再結晶の完
了する温度を求め、その結果を示した図である。図1か
ら、加熱速度を300℃/sとする事により再結晶完了
温度が顕著に低下することがわかる。このことから、均
熱時間が殆どないようなコンパクトな連続焼鈍設備でT
−3〜T−4を製造するには、本発明のポイントの連
続焼鈍の加熱に於いて300℃/s以上の超急速加熱す
ることが極めて重要であることがわかる。尚、文献1で
は、約1700℃/s(t1=0.5sec)程度の加
熱速度では再結晶完了温度が800〜830℃と著しく
上昇しているが、図1に示す結果は、大きく異なった結
果となっている。この理由に付いては、今後の詳細な検
討が必要であるが、冷間圧延率が70%であるのに対し
90%と大幅に高くなっていること、又、成分、特に
T.O含有量が0.0375%と高いリムド鋼の熱延板
を脱炭焼鈍した素材を供試鋼としたこと、等の条件の違
いによる影響によりこのように異なった結果となったの
ではないかと考えられる。
【0010】尚、このように300℃/s以上で加熱す
ることにより、従来の20℃/sより軟質な材質が得ら
れるメカニズムに付いては必ずしも充分に解明できてい
ないが、 A.超急速加熱の場合は、再結晶のスタート時に於ける
サブグレインの粒界の移動速度並びに粒成長時の粒界の
移動速度が極めて速いので、粒界への偏析元素の粒界へ
の移動が追従しなくなり粒界の移動を妨げる偏析元素が
少なくなる。その結果、超急速加熱を行うことにより再
結晶がより低温で起こるとともに粒成長も容易となりよ
り軟質材が得られるようになった。尚、冷間圧延率、成
分、等はこのサブグレインの生成並びに大きさ等に影響
を与えているのではないかと考えられる。
【0011】B.超急速加熱の場合は、再結晶〜粒成長
の間の時間があまりにも短いので再結晶前、途中、粒成
長の段階に於いてAlNの微細析出が殆ど起こらなくな
る。その結果、超急速加熱を行うことにより再結晶がよ
り低温であるとともに粒成長も容易となりより軟質材が
得られるようになった。等の効果によるものではないか
と推察される。尚、これらのA,Bの効果は、連続焼鈍
の加熱に於いて少なくとも500℃以上の温度域を30
0℃/s以上で650〜850℃に加熱することで得ら
れた。
【0012】本発明のポイントは、ポイントの超急
速加熱効果を発揮させるための成分並びに熱延条件であ
る。発明の(1)としてC:0.020〜0.070
%,N:≦0.0035%、とすることを主要条件とす
る低温で巻き取ることを可能とする方法で、C含有量が
0.070%超になるとCの悪影響が大きくなりすぎ、
又、N含有量が0.0035%超になると超急速加熱で
も微細なAlNが析出し始めるようになる、等C,N含
有量を規制する必要がある。発明の(2)としてC:
0.020〜0.080%,sol Al:0.020
〜0.100%,N:≦0.0070%,残部不可避的
不純物及び鉄よりなる鋼片を、加熱し、660℃〜75
0℃の範囲のC.Tで巻き取り熱延鋼帯とする方法で、
660℃〜750℃の範囲のC.Tで巻き取ることによ
りCは粗大セメンタイトとして凝集析出させマトリック
スを純化させ、NをAlNとして粗大析出させ悪影響を
緩和させることにより、C,N含有量の規制を大幅に緩
和させることをポイントとする方法である。
【0013】本発明のポイントのは、本発明のポイン
ト、の方法等で再結晶焼鈍時加熱、均熱時に結晶粒
を充分に大きく成長させた後、引き続き行われる均熱温
度からの冷却速度を35℃/s以下に規制することであ
る。冷却速度を35℃/s以下に規制することにより、
均熱時に多量に再固溶していた固溶Cを約40〜50p
pm以下にすることが可能となる。その結果、、、
の総合効果でT−3〜T−4の表面処理原板の製造が
可能となる。
【0014】以下に製造条件について詳細に述べる。C
は、前述のようにT−3〜T−4の硬度に大きく影響す
る元素で、超急速加熱焼鈍時の再結晶焼鈍後の結晶粒径
に影響を与える重要な元素である。発明の(1)の方法
では、C含有量が0.070%超になるとT−3〜T−
4の硬度が得られなくなるのでC含有量の上限を0.0
70%とし、発明の(2)の方法では、C含有量が0.
080%超になるとT−3〜T−4の硬度が得られなく
なるのでC含有量の上限を0.080%とした。尚、C
量が0.020%未満では転炉でのCの吹き下げが必要
となる。その結果、溶鋼中のT.O含有量が高くなり鋼
中の介在物が増加し製品の加工性が劣化するようにな
る。又、それを回避する方法として、製鋼工場での脱ガ
スによる脱炭処理方法があるが処理費が高くなりすぎる
等の問題があるので、下限のC含有量を0.020%と
した。
【0015】Mn含有量は、0.60%超になるとT−
3〜T−4の硬度が得られなくなるので0.60%を上
限値とした。尚、0.05%未満は通常の製造法では得
られないので下限値を0.05%とした。P含有量は、
0.025%超になるとT−3〜T−4の硬度が得られ
なくなるので0.025%を上限値とした。尚、0.0
01%未満は通常の製造法では得られないので下限値を
0.001%とした。S含有量は、0.025%超にな
るとT−3〜T−4の硬度が得られなくなるので0.0
25%を上限値とした。尚、0.001%未満は通常の
製造法では得られないので下限値を0.001%とし
た。sol Alは、発明の(1)の方法では、sol
Al含有量が0.090%超になると、超急速加熱焼鈍
を行ってもsol Alが多いため微細なAlNが多く
析出するようになるので0.090%を上限値とした。
尚、0.012%未満では、脱酸不足のためT.O含有
量が高くなり0.0070%以下とする事ができなくな
るので下限値を0.012%とした。又、本発明の
(2)の方法では、高温巻き取りによりNをAlNとし
て固定するために必要な元素であるので、sol Al
含有量が0.020%未満となるとsol Alが不足
しNを粗大なAlNとして十分に析出させることが出来
なくなり、微細なAlNが析出するようになり、再結晶
焼鈍時に結晶粒を微細化し材質を硬くしT−3〜T−4
の硬度が得られなくなるので、下限のsol Al量を
0.020%とした。又、0.100%超になると固溶
強化により材質が硬化しT−3〜T−4の硬度が得られ
なくなるので0.100%を上限値とした。
【0016】N含有量は、発明の(1)の方法では、N
含有量が0.0035%超になると、超急速加熱焼鈍を
行ってもNが多いため微細なAlNが析出するようにな
るので0.0035%を上限値とした。又、本発明の
(2)の方法では、高温巻き取りによりNをAlNとし
て固定するためにN含有量が多くても軟質な材質が得ら
れるが、N含有量が0.0070%超になるとAlNの
析出量が多くなりすぎ材質を硬くしT−3〜T−4の硬
度が得られなくなるので0.0070%を上限値とし
た。尚、N含有量は低いほど軟質な鋼板が得られるので
特に下限値を規制する必要はない。T.O含有量は、
0.0070%超になるとスラブの表層付近に気泡が発
生し、メッキ原板の表面傷などが増え良好な製品が得ら
れなくなるので0.0070%を上限値とした。尚、下
限値は、特に規制する必要がないので規制しなかった。
【0017】熱延条件は、発明の(1)の方法としては
特に規制する必要がなく通常の熱延条件でよい。発明の
(2)の方法としたのは熱延の巻き取り時にCとNを無
害化する為の重要な工程で、C.Tが660℃未満の巻
き取り温度では材質が硬化しT−3〜T−4の硬度が得
られなくなるので660℃を下限値とした。又、巻き取
り温度が750℃超ではスケールが異常に厚くなり酸洗
性が大幅に劣化するようになるので750℃を上限値と
した。尚、熱延の加熱条件は、特に規制する必要がなく
通常行われる加熱条件でよいが、より軟質な鋼板を得る
には、1150℃以下の加熱温度(SRTと記す)が好
ましい。
【0018】冷間圧延時の冷間圧延率は、85%未満で
は再結晶焼鈍時の再結晶温度が高くなり材質が硬くなり
T−3〜T−4が得られ難くなると共にメッキ製品は板
厚が薄いので85%未満の冷間圧延率では熱延板の板厚
が薄くなりすぎ熱間圧延が困難となるので、下限値を8
5%とした。尚、上限値は特に規制する必要がないので
規制しなかった。連続鈍時時の再結晶焼鈍の加熱速度
は、本発明の最も重要なポイントで、その効果並びにそ
のメカニズムは先に推察した通りである。加熱速度が3
00℃/s未満では超急速加熱効果が得られず材質が硬
化しT−3〜T−4の硬度が得られなくなるので300
℃/sを下限値とした。尚、2000℃/s超の加熱速
度ではあまりにも加熱速度が速すぎるため加熱の到達温
度の制御が不安定となり安定した品質が得難くなるので
2000℃/sを上限とした。
【0019】再結晶焼鈍時の焼鈍温度は、650℃未満
では超急速加熱焼鈍でも充分な再結晶が起こらずT−3
〜T−4の硬度が得られなくなるので650℃を下限値
とした。尚、焼鈍温度が850℃超になると均熱帯を通
過する時に鋼板が軟化し延び易くなり通板性が悪くなる
ので850℃を上限値とした。再結晶焼鈍時の均熱時間
は、超急速加熱焼鈍では均熱時間がなくとも充分な再結
晶と粒成長が生じT−3〜T−4の硬度が得られるので
均熱時間の下限値は規制する必要がない。尚、均熱時間
の上限を3secとしたのは、本発明の目的である「設
備費を大きく軽減し得る極めてコンパクトな連続焼鈍設
備でT−3〜T−4の製造が可能な連続焼鈍による表面
処理原板を製造する方法」の思想から外れるようになる
ので3secを上限値とした。
【0020】再結晶焼鈍後の冷却条件は、本発明の重要
なポイントの1つで、T−3〜T−4を得るためには3
5℃/s以下に規制する必要がある。冷却速度が35℃
/s超では固溶Cが充分に低減せず、T−3〜T−4の
硬度が得られなくなる。冷却速度が5℃/s未満では冷
却時間が長くなりすぎ、本発明の目的である「設備費を
大きく軽減し得る極めてコンパクトな連続焼鈍設備でT
−3〜T−4の製造が可能な連続焼鈍による表面処理原
板を製造する方法」の思想から外れるようになるので5
℃/sを下限値とした。調質圧延は通常行われている
0.5〜2.0%を必要に応じ施せばよい。
【0021】
【実施例】以下に本発明の効果を実施例により説明す
る。表1に示す成分、熱延条件で2.5mmの熱延鋼帯
を製造し、冷間圧延率90%で冷間圧延した0.25m
mの冷延鋼板を図2に示すヒートサイクルで表2に示す
温度、時間条件で連続焼鈍を施し、1.2%の調質圧延
を施し、表面処理原板を得た。得られた表面処理原板の
硬度(HR30T)を測定し、その結果を表2に示す。鋼A
は、本願の発明の(1)の方法の範囲内での製造条件の
もので、鋼B,Cは本願の発明の(2)の方法の範囲内
での製造条件のもので、鋼D,Eは本願の発明の方法の
範囲外の製造条件のものである。試料1,2,3,4,
5,6は、本発明の方法の実施例で、何れもT−3〜T
−4の硬度範囲(HR30T=58±3〜61±3)のメッ
キ原板が得られている。
【0022】試料1は、表1に示すようにC,N量等の
成分、熱延条件、並びに焼鈍条件を本発明の(1)の方
法の範囲内での実施例である。本発明の(1)の方法で
あればHR30Tが58.5とT−3〜T−4の硬度範囲の
メッキ原板が得られることがわかる。試料2.3,4,
5,6,は、表1,2に示すように主としてC,N量並
びに焼鈍条件を本発明の(2)の方法の範囲内で変化さ
せた実施例である。本発明の(2)の方法の範囲内であ
れば何れもT−3〜T−4の硬度範囲のメッキ原板が得
られることがわかる。試料7はC.Tが低い本発明の
(1)の方法のC,N量が高く外れた比較例で、T−3
〜T−4の硬度範囲のメッキ原板が得られなくなること
がわかる。
【0023】
【表1】
【0024】
【表2】
【0025】試料8は、本発明の(2)の方法の焼鈍時
の冷却速度(αc)が300℃/sと高く外れた比較例
で、T−3〜T−4の硬度範囲のメッキ原板が得られな
くなることがわかる。試料9は、本発明の(2)の方法
のC,N量が高く外れ且つ焼鈍時の加熱速度が20℃/
sと従来法と同じレベルの比較例で、T−3〜T−4の
硬度範囲のメッキ原板が得られなくなることがわかる。
試料10は、焼鈍時の均熱時間が30secと長い現在
工業的に行われている連続焼鈍条件の従来例である。試
料10は本発明例の試料4と同じレベルの硬度となって
いる。この結果からみても、1000℃/sの超急速加
熱の効果は大きな工業的価値があることがわかる。
【0026】
【発明の効果】以上に本発明について詳細に説明した
が、本発明によれば、高温焼鈍が可能で、通板のスケジ
ューリングの自由度が大きく、コンパクトで設備費の小
さい超急速加熱短時間の連続焼鈍設備で、T−3〜T−
4の表面処理原板の製造が可能となり、その工業的価値
は大である。
【図面の簡単な説明】
【図1】連続焼鈍の加熱速度とリフロー後の硬度との関
係を示す図、
【図2】調査実験並びに実施例に用いた連続焼鈍のヒー
トサイクルを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭55−54526(JP,A) 特開 昭61−295325(JP,A) 特開 昭53−79715(JP,A) 特開 平5−156366(JP,A) 特開 平4−236722(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C21D 9/46,8/02 C22C 38/00 - 38/58

Claims (2)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】C :0.020〜0.070% Mn:0.05〜0.60% P :0.001〜0.025% S :0.001〜0.025% Sol Al:0.012〜0.090% N :≦0.0035% T.O:≦0.0070% 残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間
    圧延条件で加熱、熱間圧延を行い、巻き取り熱延鋼帯と
    し、85%以上の冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍に
    て少なくとも500℃以上の温度域を300〜2000
    ℃/sで650〜850℃に加熱し3秒以下の保定を行
    い、5〜35℃/sの冷却速度で400℃以下まで冷却
    し再結晶焼鈍する事を特徴とする連続焼鈍による表面処
    理原板の製造方法
  2. 【請求項2】C :0.020〜0.080% Mn:0.05〜0.60% P :0.001〜0.025% S :0.001〜0.025% Sol Al:0.020〜0.100% N :≦0.0070% T.O:≦0.0070% 残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、加熱し、熱
    間圧延を行い、660℃〜750℃の範囲の巻き取り温
    度で巻き取り熱延鋼帯とし、85%以上の冷間圧延を行
    い、その後、連続焼鈍にて少なくとも500℃以上の温
    度域を300〜2000℃/sで650〜850℃に加
    熱し3秒以下の保定を行い、5〜35℃/secの冷却
    速度で400℃以下まで冷却し再結晶焼鈍する事を特徴
    とする連続焼鈍による表面処理原板の製造方法
JP3344089A 1991-12-03 1991-12-03 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法 Expired - Fee Related JP3040568B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP3344089A JP3040568B2 (ja) 1991-12-03 1991-12-03 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP3344089A JP3040568B2 (ja) 1991-12-03 1991-12-03 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPH05156365A JPH05156365A (ja) 1993-06-22
JP3040568B2 true JP3040568B2 (ja) 2000-05-15

Family

ID=18366570

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP3344089A Expired - Fee Related JP3040568B2 (ja) 1991-12-03 1991-12-03 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP3040568B2 (ja)

Also Published As

Publication number Publication date
JPH05156365A (ja) 1993-06-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JPS6116323B2 (ja)
JPS6114213B2 (ja)
JP3040568B2 (ja) 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法
JP3040569B2 (ja) 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法
JPH0135051B2 (ja)
JP3034964B2 (ja) 連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造方法
JPS6114216B2 (ja)
JP2773983B2 (ja) 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法
JPH0543779B2 (ja)
JPH06306536A (ja) 耐圧強度とネックドイン性に優れたdi缶用表面処理原板及び製造方法
JPS593528B2 (ja) 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法
JPS6126724A (ja) 連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法
JPS59133324A (ja) 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法
JPS5852435A (ja) 連続焼鈍による高延性の深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH07228921A (ja) 加工性に優れた表面処理鋼板用原板の製造方法
JPS61207520A (ja) 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法
JP2816595B2 (ja) 連続焼鈍による軟質表面処理用原板の製造方法
JP2740233B2 (ja) 耐食性に優れた軟質表面処理鋼板用原板の製造方法
JPH05295427A (ja) 連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造方法
JP3383019B2 (ja) 連続焼鈍による加工後の耐食性に優れた非時効性軟質表面処理原板の製造方法
JP3383018B2 (ja) 連続焼鈍による非時効性軟質表面処理原板の製造方法
JPS6263619A (ja) 軟質な非時効性薄鋼板の製造方法
JPS5858232A (ja) 熱硬化性を有する合金化亜鉛めつき鋼板の製造法
JPH01177322A (ja) 極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法
JPH07100817B2 (ja) 遅時効性冷延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20000222

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080303

Year of fee payment: 8

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090303

Year of fee payment: 9

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees