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
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Info
- Publication number
- JPH04107218A JPH04107218A JP22593890A JP22593890A JPH04107218A JP H04107218 A JPH04107218 A JP H04107218A JP 22593890 A JP22593890 A JP 22593890A JP 22593890 A JP22593890 A JP 22593890A JP H04107218 A JPH04107218 A JP H04107218A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- continuous annealing
- less
- hot
- slab
- 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.)
- Pending
Links
- 238000000137 annealing Methods 0.000 title claims abstract description 35
- 239000005028 tinplate Substances 0.000 title claims abstract description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 21
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 36
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 17
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims abstract description 14
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910000655 Killed steel Inorganic materials 0.000 claims abstract 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000002791 soaking Methods 0.000 claims description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 238000007664 blowing Methods 0.000 claims 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 13
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 abstract description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 4
- 239000002253 acid Substances 0.000 abstract 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 31
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 22
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 22
- 239000000463 material Substances 0.000 description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 description 16
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 9
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 9
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 8
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 7
- 230000008569 process Effects 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 5
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 4
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 206010010904 Convulsion Diseases 0.000 description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- NBJBFKVCPBJQMR-APKOLTMOSA-N nff 1 Chemical compound C([C@H](NC(=O)[C@H](CCC(N)=O)NC(=O)[C@H](CCC(N)=O)NC(=O)[C@@H]1CCCN1C(=O)[C@H](CCCCN)NC(=O)[C@@H]1CCCN1C(=O)CC=1C2=CC=C(C=C2OC(=O)C=1)OC)C(=O)N[C@@H](CC=1C=CC=CC=1)C(=O)NCC(=O)N[C@@H](CC(C)C)C(=O)N[C@@H](CCCCNC=1C(=CC(=CC=1)[N+]([O-])=O)[N+]([O-])=O)C(=O)NCC(O)=O)C1=CC=CC=C1 NBJBFKVCPBJQMR-APKOLTMOSA-N 0.000 description 2
- 238000010422 painting Methods 0.000 description 2
- 238000007639 printing Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M copper(1+);methylsulfanylmethane;bromide Chemical compound Br[Cu].CSC PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000008034 disappearance Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 238000007726 management method Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000010731 rolling oil Substances 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 239000007779 soft material Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
Landscapes
- 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】
(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。
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。
、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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
(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。
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。
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。
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。
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。
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。
、(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
。
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。
〜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。
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。
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。
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。
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。
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
。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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
。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
は極めて大きい。
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。
YP−EΩおよび硬さとの関係を示すグラフである。
Claims (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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22593890A JPH04107218A (ja) | 1990-08-28 | 1990-08-28 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22593890A JPH04107218A (ja) | 1990-08-28 | 1990-08-28 | 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 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04107218A true JPH04107218A (ja) | 1992-04-08 |
Family
ID=16837253
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22593890A Pending JPH04107218A (ja) | 1990-08-28 | 1990-08-28 | 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 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04107218A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1022347A1 (en) * | 1998-07-09 | 2000-07-26 | Nkk Corporation | Method for producing raw plate for surface treatment plate for can using continuous annealing |
CN105112776A (zh) * | 2015-08-25 | 2015-12-02 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种含磷低碳冷轧硬质镀锡钢板及其生产方法 |
-
1990
- 1990-08-28 JP JP22593890A patent/JPH04107218A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1022347A1 (en) * | 1998-07-09 | 2000-07-26 | Nkk Corporation | Method for producing raw plate for surface treatment plate for can using continuous annealing |
EP1022347A4 (en) * | 1998-07-09 | 2004-05-06 | Jfe Steel Corp | PROCESS FOR PRODUCING RAW PLATE FOR SURFACE TREATMENT PLATE FOR CANNING USING CONTINUOUS COLLECTION |
CN105112776A (zh) * | 2015-08-25 | 2015-12-02 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种含磷低碳冷轧硬质镀锡钢板及其生产方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US4576657A (en) | Process of manufacturing a cold rolled steel sheet having excellent press formability | |
US4443272A (en) | Process for producing cold rolled steel sheets having excellent press formability and ageing property | |
JPH04107218A (ja) | 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 | |
KR100419046B1 (ko) | 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법 | |
JPH09104919A (ja) | 絞り成形性に優れる缶用鋼板の製造方法 | |
JPS6354048B2 (ja) | ||
JPS61207520A (ja) | 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 | |
JP2560168B2 (ja) | 低温での塗装焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JPH10152728A (ja) | 加工性および表面性状に優れる冷延鋼板の製造方法 | |
JPS5974237A (ja) | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 | |
JPH0452229A (ja) | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 | |
JPH09227955A (ja) | 連続焼鈍による極低炭素冷延鋼板の製造方法 | |
JP4332960B2 (ja) | 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法 | |
JPS6323248B2 (ja) | ||
JPS6263619A (ja) | 軟質な非時効性薄鋼板の製造方法 | |
JPH08311557A (ja) | リジングのないフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
JPH05228505A (ja) | 成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 | |
JPH07100817B2 (ja) | 遅時効性冷延鋼板の製造方法 | |
JPH05222460A (ja) | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0421723A (ja) | 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法 | |
JPS6067627A (ja) | 連続焼鈍による耐フル−チイング性のすぐれた軟質表面処理用鋼板の製造法 | |
JPH04301037A (ja) | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造法 | |
JPS6176616A (ja) | 靭性のすぐれた厚鋼板の製造法 | |
JPH0230719A (ja) | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JPH01177322A (ja) | 極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法 |