JPH04107218A - 連続焼鈍による耐ストレッチャーストレイン性に優れた軟質ブリキ・ｔｆｓ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】 （産業上の利用分野） 本発明は、連続焼鈍による耐ストレッチャーストレイン
性に優れたテンパー度Ｔ−３以下の軟質ブリキ・ＴＦＳ
原板（以下ブリキ原板と称す）の製造方法に関するもの
である。

（従来の技術） 製缶用素材として使用されるＴ−３以下のブリキ原板は
、製缶工程において塗装、印刷後、１８０〜２１０℃で
１０〜２０分の焼付は処理が施された後、剪断、曲げ、
プレス等の製缶加工が行なわれる。

この製缶工程に、時効性のあるブリキ原板を使用した場
合、焼付は処理工程において激しい時効現象が生じるた
め、その後の加工工程にて降伏点伸びに起因するフルー
ティング（腰折れ）及びストレッチャーストレインと呼
ばれる稲妻状の歪み模様が発生する。

従って、これまでのブリキ原板は全て時効性のない箱焼
鈍材が用いられてきた。

この箱焼鈍材は、アルミギルド鋼を素材として常法の熱
間圧延および冷間圧延を施された後、表面に付着してい
る圧延油、ゴミ等を除去し、ついでコイル状のまま箱型
焼鈍炉で再結晶温度以上に加熱し、長時間保定する。こ
の加熱段階で鋼中の固溶Ｎは全て窒化アルミニウムとし
て析出し、素材のＮ時効が消失する。

ついで保定終了後、数日かけて常温まで徐冷され、この
段階で大半の固溶Ｃが炭化物として析出を完了するため
、素材のＣ時効が消失する。固溶Ｃ及び固溶Ｎの消失、
さらに長時間保定による充分な粒成長の結果極めて軟質
な焼鈍コイルが得られる。これに必要なテンパー度及び
加工性、表面粗度を付与するため圧下率０．５〜１．５
％の調質圧延が施される。調質圧延によって付与された
加工性は、固溶Ｃ１固溶Ｎが素材に存在しないため、焼
付は処理を受けても特性が劣化せず、箱焼鈍法によって
得られる材質は極めて加工性に優れ、ストレッチャース
トレインの発生もない良好なブリキ原板となっている。

しかしながら、この製造法では、長期間の製造工期を要
するため、製造コストが高くなるばかりでなく、低生産
性による納期管理上の問題が常に生じている。加えて、
コイル状で焼鈍されるため、コイル内の捲き位置および
幅方向の熱分布がバラライでおり、従って不均一焼鈍に
起因する材質バラツキが製缶時の加工トラプル原因とな
るほか歩留低下をきたすなどの欠点を有している。

この問題点に一つの解決を与えた連続焼鈍は、高生産性
で、材質のバラツキが小さく均質性に優れるという特長
を有するため、最近ではテンパー度Ｔ−３以下の軟質ブ
リキ原板製造への適用か検討されており、一部では工業
的に製造されるに至っている。しかしながら、連続焼鈍
により、例えばＴ−３以下の軟質ブリキ原板を製造する
には、急速加熱、短時間均熱かつ急速冷却という連続焼
鈍のプロセスに起因する結晶粒度の微細化、固溶Ｃ１固
溶Ｎの多量残留などの現象を解消する必要かある。

即ち、（１）結晶粒の成長促進、（２）固溶Ｃの低減、
（３）固溶Ｎの低減が必要である。

（１）については、例えば特公昭５５−４８５７４号に
開示されているように、Ｃ，Ｍｎ　、Ａｆ！、Ｎ量を規
定したアルミギルド鋼を用い、熱延を７００℃〜Ａｒ３
変態点間の２層域（オーステナイト＋フェライト）圧延
を行なうことによって熱延板の結晶粒の粗大化を図り、
焼鈍時の粒成長促進を狙う方法がある。

しかし、熱間圧延を２層域で行なうと、良く知られてい
るように、フェライトとオーステナイトの変形能、変形
応力のちがいのため熱延通板性が悪くなるばかりか、熱
延コイルの形状確保が難しくなる。

（２）については、特開昭５８−１９７２２４号に開示
されているように、Ｃｆｆ１を０．００４０％以下と極
低炭素化による軟質化を図り、必要に応じＮｂ１Ａ加に
よりＮｂＣを析出させることでＣ時効を抑制する方法か
ある。

しかし、Ｃ量を０．００４％以下に低減するためには通
常の転炉製鋼法のみで溶製することが不可能で、真空脱
ガス処理を行なう必要がありコストが高くなる。またＮ
ｂの添加もコストアップ要因となる。

（３）については、前述の特公昭５５−４８５７４号に
記載されている如く、アルミギルド鋼を素材とすること
や特開昭５８−１９７２２４号のようにＮｂ添加にて析
出物として固定させる方法があるが、前記の如くコスト
アップ要因となる。

また、特公平１−５２４５２号に開示されているように
、（Ｃ）量を０．００６％以下に規定し、圧下率５〜１
０％のウェット調質圧延にて導入した転位を利用し鋼中
固溶Ｃおよび固溶Ｎを転位中に固定する方法が（２）お
よび（３）に関して提案されている。

しかしくＣ）ｊｌを０．００６％以下と極低炭素化する
には、前述の如く、製鋼コストアップが生じるほか、極
低炭素域の〔Ｃ〕は連続焼鈍時折出物として固定できな
いため、大量の固溶〔Ｃ〕が鋼中に存在することになる
。

また、ウェット調質圧延においてロール径を規定せず５
〜ｌＯ％の圧下をかけた場合、素材への転位導入に大き
なバラツキがあるため、大量の固溶（Ｃ）および固溶〔
Ｎ〕を固定するには不十分となり、製缶工程での焼付は
処理によってストレッチャーストレインの発生を抑制で
きない。

これらの従来技術は、連続焼鈍を適用してＴ３以下のテ
ンパーグレードを作ることは可能であるが、塗装、印刷
後の焼付は処理に対する時効抑制が不完全で、ストレッ
チャーストレインの発生を防止できないため、結果的に
軟質ブリキ原板の連続焼鈍化を遅滞させている。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、前記従来法における問題点を解決し、耐スト
レッチャーストレイン性を有する軟質ブリキ原板を連続
焼鈍法で安定して製造する方法を提供することを目的と
する。

（問題点を解決するための手段） 本発明は、従来法において解決を見なかった塗装、印刷
後の焼付は処理によって生じる激しい時効現象の抑制に
ついて、種々の実験検討を行なった結果、Ｃ，Ｍｎ　、
　　Ｐ、　　Ｓ、酸可溶ＡＩ、　Ｎｚを規定したアルミ
ギルド鋼を素材として、熱間圧延ままの熱延板において
、固溶Ｎ量を１０ｐｐ１１以下に低減し、Ｃはひも状あ
るいは球状のセメンタイトＦｅ５Ｃとして微細に分散析
出させ、また結晶粒は粗粒化せしめ、冷間圧延後の連続
焼鈍を７１０℃超〜７８０℃で行ない粒成長を図るとと
もに、その後の急冷と過時効処理でＣの粒内析出を図っ
て、−段と軟質化し、調質圧延をロール径４７０ｍ＋ｓ
以下の小径ロールにて圧下率３〜７％の湿式調圧を行な
うと、相乗効果によって軟質で時効現象のない、耐スト
レッチャーストレイン性に優れたブリキ原板を連続焼鈍
にて製造できることを見い出したものである。

その要旨は、重量％て、 Ｃ：　０．０１５〜０．０６％ Ｍｎ　：　０．１（１−０，３０％ Ｐ　　：　０．０１０％以下 酸可溶ＡΩ：　０．０５〜０．１０％ Ｓ　　：　０．００９％未満 Ｎ　・０．００２０％未満 に成分を特定したアルミギルド鋼のスラブをＡｒ１点以
下に冷却後、９５０〜１１００℃に再加熱し、仕上げ圧
延温度Ａｒ３点以上９５０℃以下、捲取り温度６２０〜
７２０℃にて熱間圧延し、当該熱延コイルを冷間圧延し
、連続焼鈍の温度７１０℃超〜７８０℃で均熱後、３５
０〜４５０℃まで冷却速度１００℃／秒以上で急冷し、
過時効処理を３５０〜４５０℃の範囲で行ない、ロール
径４７０關以下の小径ロールを用いて圧下率３〜７％で
湿式調質圧延することを特徴とする連続焼鈍による耐ス
トレ・ンチャーストレイン性の優れた軟質ブリキ原板の
製造法にある。

以下に本発明を詳細に述べる。

ます鋼成分について述べる。

Ｃｍは低いほど軟質化するが、００１５％未満にするた
めには真空脱ガス処理か必要となりコスト上昇をまねく
ほか、連続焼鈍時に固溶Ｃが残存しやすくなるため下限
を０．０１５％とする。

一方、Ｃｍか過多になると鋼を硬質化し、冷間圧延性お
よび調質圧延性を悪くするので上限を０．０６％とする
。

Ｍｎは、不可避的不純物であるＳによる熱間脆性を防止
するため、０．１０％以上含有させる必要がある。一方
、０，３０％を越えると鋼を硬質化し本発明の特徴を失
わせるため上限を０．３０％とする。

Ｐは、本発明の重要な構成要件である。

従来法による連続焼鈍用素材では、Ｐ量が多いか、ある
いはその量を規定していないため、連続焼鈍時に粒成長
を抑えるとともに、Ｐ自体の固溶によって素材を著しく
硬質化させていた。この粒成長の遅滞によって鋼中の固
溶Ｃおよび固溶Ｎによる時効現象が促進される結果、耐
ストレッチャーストレイン性を阻害するばかりでなく、
硬質化によって調質圧延の圧延負荷を大きくし、調質圧
延での転位導入の効果を減少させるため、転位による固
溶Ｃおよび固溶Ｎの固定を不完全なものにする。

従って、Ｐ量は上限を０．０１０％としなければならな
い。また好ましくは０．００９％未満である。

酸可溶ＡΩも本発明の重畳な構成要件である。

Ａｇ量とスラブ再加熱温度を９５０〜１１００℃と特定
することで、熱延に先立って、スラブ段階で、Ｊ７．Ｎ
の再固溶を防止するとともに、熱延板結晶ｉ立の成長を
阻害しないＡＩＮの形態を維持することができる。

その結果、熱延板の固溶Ｎがｌｏｐｐｍ以下となるため
顕著な軟質化と良加工性が熱延板に生じ、スラブ再加熱
温度９５０〜１１００℃の低温域でも熱延ミル負荷が小
さく、通板性、板形状が良好で、しかも板厚精度が優れ
た熱延が可能となる。

また、Ｎの再固溶が熱延に先立つスラブ加熱にて生しな
いため、連続焼鈍においても結晶粒の成長が促進され、
Ｎ低減、粗粒化による軟質化および耐時効性向上が図れ
る。これらの作用効果を奏するにはＡｇ量の下限は、０
．０５％とする必要があり、またその上限は、Ａｌｌ量
が０，１０％を越えると鋼の硬質化が進むほか、表面疵
も増加するため０゜１０％とする。

ＳはＭｎＳを形成し、ＡＩＩＮの析出を助力する作用か
ある反面、熱間脆性を誘起し、またその量か多いと硬質
化するので０．００９％未満とする。

Ｎは時効性の大きな要因となり、鋼を硬質化する有害な
成分であるか、溶製後のスラブ冷却をＡｒ１点以下とす
ることと、前記へβの多ｆｆｉ含有により、ＪＮとして
大型の析出物に固定することができる。

ただ１７、その含有量が多くなると固溶Ｎとして存在す
る量が増加するとともに微細なＡＩＮも析出し粒成長の
抑制と硬質化を進めるため、その含有量は少ないほど良
く、特に熱延板の粒成長促進、軟質化を図るために０．
００２０％未満とする。

次に製造条件について述べる。

前記成分からなるスラブは、転炉なとの精錬炉て溶製さ
れ、連続鋳造または造塊−分塊をへてスラブとされる。

、−のスラブをＡｒ１点以下に冷却し、前述の如く固溶
ＮをＡｄ＋Ｎの大型析出物として固定する。

本発明に規定されたＡｇ量およびＮ量であると、スラブ
冷却によってＡＩＮは１〜２μと大型の析出物としてス
ラブ中に存在するため、連続焼鈍において、自結晶後の
粒成長を阻害しない。

次いて９５０〜１１００℃の温度に析出処理後のスラブ
を再加熱する。この温度域に再加熱するのは、析出した
ＡＩＮの分解、再固溶を防止することで熱延板の固溶Ｎ
をＩＯｐｐｍ以下に抑えるとともに結晶粒の成長を阻害
しないＡＩＮの形態を維持するためである。従ってスラ
ブ再加熱温度は１１００℃を越えてはならず、−力、下
限は熱間圧延に支障をきたさない９５０℃とする必要か
ある。

次いてＡｒ３点〜９５０℃の仕上温度で熱間圧延し、６
２０〜７２０℃の温度範囲で捲取る。

仕上圧延温度をＡｒ３点以上とするのは、圧延中のオー
ステナイト−フェライト変態を抑制することて圧延作業
を安定化するためてあり、一方、９５０℃以上の高温に
なると熱延ワークロールの肌荒れか激しくなるため、製
品の表面品位が著しく劣化するとともにロール寿命が短
かくなりロールコストが高くなるため上限を規定した。

捲取り温度の下限を６２０℃とするのは、熱延板の粗粒
化を図るには６２０℃以上が必要なためで、また、上限
を７２０℃とするのは、この温度を越えて捲取った場合
、結晶粒が著しく粗大化するとともに炭化物が凝集し、
塊状化する結果、製品の耐食性及び製缶加工性を劣化さ
せるためで、またコイル内の材質バラツキも非割に大き
くなるためである。

以上に述べた、Ａｇ量、Ｎｆｆ１規定と溶製後のスラブ
冷却およびスラブ加熱温度規制と熱間圧延による作用効
果の組み合せによって、熱延板ＡｐＮの形態は大きくな
るとともに固溶Ｎｆｆ１は１０ｐｌ）ａ＋以下と極微量
となる。

また、Ａ、ＱＮの形態は大きく、微細ＩＮが存在しない
ので結晶粒は成長が阻害されず粗粒化している。

このようにして得られた熱延鋼板を酸洗、冷間圧延し、
次いで連続焼鈍する。焼鈍均熱温度を７１０℃超とする
のは、再結晶後の粒成長を短時間で行なうためであり、
また上限を７８０℃とするのは炭化物の塊状化による耐
食性劣化および加工性劣化を防ぐためと、連続焼鈍炉内
の鋼板熱歪による操業トラブルを防止するためである。

かかる温度での焼鈍により結晶粒は成長し大きくなるの
で、その後の急冷に続く過時効処理で、粒内に固溶して
いたＣが析出し、軟質化が一層進行するとともに、その
後の調質圧延で導入される粒内の可動転位がＣをトラッ
プし、耐ストレッチャーストレイン性を高める。

焼鈍に続き、冷却速度１００℃／秒以上で３５０〜４５
０℃まで急冷する。急冷によって、均熱中に鋼中に再固
溶したＣかフェライト中で過飽和状態となるため、再結
晶粒内に微細炭化物として均一多量に分散することにな
る。その結果、後述する過時効処理において、過飽和固
溶Ｃは粒内炭化物を析出サイトとして急速に析出し、３
５０〜４５０℃の過時効処理温度の平衡固溶量まで効率
的に減少し、Ｃ時効性を小さくする。

急冷に続く過時効処理は、低温になると固溶Ｃの析出に
長時間を要するので、下限を３５０℃とする。また、４
５０℃以上の高温では平衡的に固溶されるＣｆｆ１が多
くなりＣ時効性が大きくなるため上限を４５０℃とする
。

連続焼鈍のあとは、調質圧延を行なう。この調質圧延方
法は本発明の重要な構成要件である。

調質圧延は、通常、加工歪による硬質化をともなうため
０．５〜１．５％の軽圧下で行なわれるが、この圧下率
で付与される鋼中の転位では固溶Ｃおよび固溶Ｎを固定
するには不十分で、ストレッチャーストレインを防止す
ることは難しい。

しかし一方で、従来技術の連続焼鈍材に転位を導入し、
固溶Ｃ１固溶Ｎを転位に固定するには圧下率１０９６以
上もの調質圧延を必要とするが、この圧下率では加工歪
による硬質化が著しく、Ｔ−３以下の軟質材を得ること
は非常に難しい条件となる。

本発明では、調質圧延条件を種々検討した結果、ロール
径を４７０ｍ＋ｍ以下に小径化することと、これを湿式
で行なうことて焼鈍コイル表面に変形帯を導入し、可動
転位密度を高密度かつ均一に確保することかできること
を知見した。

また、湿式調質圧延は乾式調質圧延に比べ同−川下率で
の硬質化程度が小さくなり、本発明の目的である軟質ブ
リキ原板製造に有利な圧延法であることも確認した。

先に述べた、本発明の構成要件としての鋼成分組成の規
定、スラブの冷却と加熱条件、熱間圧延条件、連続焼鈍
の均熱、冷却速度、過時効条件によって得られた焼鈍板
は、固溶Ｃおよび固溶Ｎの大半か析出物として固定され
ており、また粗粒化によって極めて軟質な状態になって
いるため、この素材に上記、小径ロールを使用した湿式
調圧を３〜７％施せば、導入される転位の一部がわずか
に残留している固溶Ｃ１固溶Ｎの固定に消費されるだけ
で、大半の転位を可動転位として製缶加工時の焼付は処
理後も確保できることになり、時効性のない耐ストレッ
チャーストレイン性に優れた軟質ブリキ原板を得ること
かできる。

また、湿式調圧法は乾式調圧法に比べ、高圧下域での圧
延が容易なため、表面粗度の制御性が良く、通板性、板
形状、板厚精度に優れた圧延が可能である。

（実　施　例） 次に実施例を示す。

第１表に示すサンプルを同表で示す製造条件で処理し、
ブリキ原板を製造した。ついで、硬さおよび耐ストレッ
チャーストレインの指標としてのＹＰ−Ｅｇ値を調査し
第１図に結果を示した。第１表および第１図から本発明
材がすぐれた特性を有していることがわかる。

（発明の効果） 以上の如（、本発明に示す製造法によって、箱焼鈍付相
当の非時効性と軟質性を備えたブリキ原板を連続焼鈍に
よって１４られることになり、従来、箱焼鈍材の問題と
なっていた材質バラツキ及び低生産性を解決するに至っ
た。

省エネルギー及び省資源に直結する本発明の工業的価値
は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明材および比較材について、調質圧延率と
ＹＰ−ＥΩおよび硬さとの関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０１５〜０．０６％ Ｍｎ：０．１０〜０．３０％ Ｐ：０．０１０％以下 酸可溶Ａｌ：０．０５〜０．１０％ Ｓ：０．００９％未満 Ｎ：０．００２０％未満 残部が鉄および不可避的不純物を含むアルミキルド鋼を
   連続鋳造あるいは、造塊−分塊圧延でスラブとし、当該
   スラブをＡｒ＿１点以下に冷却後、９５０〜１１００℃
   に再加熱し、仕上げ圧延温度Ａｒ＿３点以上９５０℃以
   下および捲取り温度６２０〜７２０℃にて熱間圧延し、
   熱延コイルとした後、脱スケールし、冷延を施し、連続
   焼鈍にて均熱温度７１０℃超〜７８０℃に保持し、つい
   で冷却速度１００℃／秒以上で３５０〜４５０℃に急冷
   し、３５０〜４５０℃の範囲で過時効処理を行なった後
   、ロール径４７０ｍｍ以下の小径ロールにて圧下率３〜
   ７％の湿式調質圧延を施すことを特徴とする連続焼鈍に
   よる耐ストレッチャーストレイン性に優れた軟質ブリキ
   ・ＴＦＳ原板の製造方法。