JPS5818407B2 - 連続焼鈍法による軟質表面処理鋼板用原板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は連続焼鈍法による軟質表面処理鋼板用原板の
製造法に係り、従来困難とされていたメッキ後の調質度
がＴ３以下のブリキとなる軟質の原板を連続焼鈍法によ
って製造する方法に関する。

一般に、食缶や一般缶あ４いは王冠などの場合、鋼板に
錫メッキを施したブリキ、またはクロムメッキを施こし
たティン・フリー・ステイールのような表面処理鋼板が
使われているが、それぞれ使用目的に応じて異なる強度
の材質のものが選択使用されている。

かかるブリキ板ならびにめっき前のブリキ原板に関して
の機械的性質については、ＪＩＳでも調質度（テンパ一
度）としてＪＩＳＧ３３０３−１９６９に定めている。

それは記号のＴ−］〜Ｔ−６にわたるもので、ロックウ
ェルかたさくＨＲ３０Ｔもしくはト（□１５Ｔ）で表示
される次の第２表のようなものである。

この第２表からも判るように、従来はＴ−３よりもやわ
らかいブリキ板の原板については連続焼鈍法による製造
は行なわれず、長時間をかけて加熱・均熱・冷却するバ
ッチ式の箱焼鈍法により製造されている。

その理由は、箱焼鈍法によるものに対し同じ組成の鋼を
連続焼鈍をする場合は、短時間で加熱、均熱・冷却を完
了させるために再結晶粒が十分成長せず微細になりがち
で、また固溶炭素の析出が十分でなく固溶体硬化を生じ
てかたくなることから、連続焼鈍法による製造が困難と
されていたのである。

このことは電気メツキブリキの場合には鋼板が焼鈍後ス
キンパスされたのち、錫メッキされ、そしてその最終工
程でのりフロー処理工程で原板に施されたスキンパス圧
延の効果と相俟って歪時効硬化を引起すし、また熱浸漬
ブリキの場合であっても、溶融錫中へ原板を浸漬するこ
とにより該鋼板が２００℃以上に加熱されることになり
、前記電気ブリキメッキのりフロー処理と同じ影響を受
け、成品の軟質化が妨げられるのである。

なお、前記調質度（テンパ一度ともいう）は、ブリキ等
の機械的性質の評価基準を示すもので、加工における応
力とひずみの関係として表わされ、結晶粒度、引張強さ
、降伏点、伸び、かたさ、スチフネス、ひずみ硬化等の
鋼の内部因子を集成した概念である。

また、かたさのＨＲ３０Ｔの表示は、予備荷重３に９、
不荷重３ ’ＯＫ９のもとて直径１／１６ｉｎ、の鋼球
を使うロックウェル表面かたさの値である。

上述したような実情に鑑み、現在軟質表面処理用鋼板を
連続焼鈍法により製造する方法が、既に幾つか提案され
ている。

その１つは特開昭５０−７２８１６号に示すもので、母
板を熱間圧延するに際し、その仕上げ温度をＡｒ３変態
点以下にし、カーバイドおよび結晶粒の粗大化を行なわ
せる。

そして、この母板を冷延後連続焼鈍した後、過時効処理
を施すことにより、連続焼鈍時の固溶体硬化やりフロー
処理などをしたときの歪時効硬化を低減させる方法であ
る。

しかし、このような低温。で熱間圧延を行なうと鋼帯の
温度分布が不均一になり歪が発生しやすいので安定な操
業を行なうことが難しく実際的ではない。

また特開昭５０−１３９０１３号によれば、使用する鋼
に含まれるＳ ｉ 、 Ａ ｌおよびＮの量を適。

当に制御することにより、これらの共存効果で連続焼鈍
時鋼中の固溶炭素、固溶窒素の析出を促進させて固溶体
硬化やりフロー処理などをしたときの歪時効硬化を低減
し、さらに必要に応じて過時効処理を施すことにより、
所望の目的を達する方法である。

しかし、この方法の場合はＳｉを００１５〜０．１０％
、Ａｌを０．０１〜０．１０係およびＮを０．００２〜
Ｏ，Ｏｌ、０％含有させることにしているがこれではリ
ムド鋼に対して適用できないし、Ｓｉ含有量が高いため
に熱延時のスケール疵や冷延板焼鈍時のテンパーカラー
などが生じやすく、そのため表面性が劣化し、ＳｎやＣ
ｒなとのメッキ性が悪くなるという難点がある。

・ 以上のように、連続焼鈍で十分軟質な表面処理用鋼
板を製造することに関しては、現在のところ熱延条件を
規制するか、焼鈍後退時効処理（３００−５００°Ｃ）
を行なうか、またはＡｌかＳｉキルドタイプの組成の鋼
板を用いるかのいずれか、あるいはこれらの方法を組合
わせるという技術があるにすぎず、いずれも上述したよ
うな欠点をもっている。

そこで本発明は、鋼板の組成と焼鈍後の冷却速度のみを
制御することにより母板の熱延条件を特別に規制するこ
となく、また冷延板を連続焼鈍するに際し急冷や過時効
処理など特別な処理を施すことなく、従来Ｔ４以上のブ
リキ原板を焼鈍していたと同程度に単純な構造の連続炉
を用いて、メッキ後Ｔ３以下の硬度となる軟質表面処理
鋼板用原板の製造技術を提供せんとするものであり、次
のような新しい知見にもとづき開発した。

すなわち、この発明はます鋼塊の組成が次式のように示
されるとき、 Ｚ＝２Ｃ−２Ｍ、ｎ＋２Ｓ＋３０ｅ＋０．６（ただし、
Ｃ、Ｍ、ｎ 、 Ｓ 、 Ｏｅはそれぞれ鋼中の重量係
であり、Ｏｅは鋼中未固溶の溶存酸素量のことで特にキ
ルド鋼についてＡｌやＳｉにも固定されていないで残存
している溶存酸素量を示すものである。

）このＺ値と炭素含有量、及び焼鈍後５００℃から１０
０°Ｃまでの平均冷却速度β（°Ｇ ／ｓｅｃ ）の関
係が次式を満足するように、 Ｃ１β≦１．２５ ＋０．７７ Ｚ−ＬＴｉ耳〒ｉ鋼の
組成並びに冷却速度を制御することにより、連続焼鈍法
によってメッキ後調質度Ｔ３〜ＴＩの範囲の軟質ブリキ
となる原板が得られることがわかった。

以下、上述した本発明の具体的内容について、以下に示
す実験の結果をとおして説明する。

なお、上記した第１表に示すものは各種の化学成分を有
する鋼塊を分塊圧延してスラブとし、このスラブを通常
の方法によってＡｒ３変態点以上の熱延終了湿度で熱間
圧延をしたのち、５４０℃以上の巻取温度で巻取ったの
ち、普通の方法で冷延鋼板とした。

つぎに、連続焼鈍をするにあたり、第１図に示すような
もつとも単純な焼鈍サイクルを採用したすなわち、その
均熱湿度Ｔ’Ｃは６８０〜７６０℃の範囲、そして均熱
時間ｔｓｅｃは５〜８０ｓｅｃの範囲とした。

さらに、均熱湿度から室温までの冷却速度は、均熱湿度
から５００’Ｃまでと５００’Ｃから１００°Ｃまでの
２区間に分割して制御したが、それぞれを上部冷却速度
α（°Ｃ／５ｅｃ）、および下部冷却速度β（℃／５ｅ
ｃ）と称することとし、αは４〜ｂ 変えて実験を行った。

そして、連続焼鈍後１〜３係のスキンパス圧延を行ない
、ついで錫メッキを施した後、２５０°Ｃで’＋−ｏｓ
ｅｃのりフロー処理を施した。

まず、ブリキ板の硬度におよぼす焼鈍条件の影響につい
て検討する。

第２図は室温からの昇温速度を約３５°Ｃ／ｓｅｃとし
たときの焼鈍均熱温度および時間の影響を示す図である
。

この図から焼鈍均熱温度が６８０〜７６０℃の範囲内で
変化してもかつ均熱時間が５〜８０ ｓｅｃの範囲で変
化しても、組成および冷却速度が同じである場合には、
いずれもブリキ板の硬度におよぼす影響については非常
に少ないことがわかる。

そこで、以下に述べる場合には７２０℃で２０ ｓｅｃ
の焼鈍をしたものを示す。

第３図は下部冷却速度βが２℃／ｓｅｃのときのブリキ
板硬度と上部冷却速度αの関係を示す図であり、この図
からαが４〜ｂ しても硬度はほとんど変化していないことがわかる。

このことは、すなわち、焼鈍後５００°Ｃ以下で過時効
処理を行なう場合、 Ｆ的にはその前に過飽和固溶炭素
量を増加させて、過飽和度を高くしておくことが炭素の
析出：すなわち軟化をより効果的なものとするため、５
００℃までの冷却速度は速いはどよいとされているので
あるが、５００℃以下での過時効処理をせず、本実験の
ように単純に冷却する場合には、αが変化しても最終製
品の軟質化には効果がないしたがって５００℃までは通
常の空冷程度の冷却速度で十分である。

そこで以下に述べる場合には上部冷却速度α−３５°Ｃ
７々Ｃで焼鈍したものを示すこととする。

以上述べた焼鈍条件のうち、昇温速度、焼鈍均熱湿度お
よび時間、そして５００°Ｃまでの冷却速度はいずれも
本実験の範囲内ではブリキ板の硬度におよぼす影響は少
なかった。

しかし、以下に述べる下部冷却速度β、ならびに鋼板の
組成はブリキ板の硬度に著しい影響をおよぼすことがわ
かつ；た。

まず、第４図に各種組成のブリキ板についてβとブリキ
板硬度Ｈ□との関係を示す。

いずれの場合も硬度はβが小さいほど小さくなる傾向に
あることがわかる。

すなわち、５００’Ｃ以下の冷却速度は遅いほど軟質の
ものとなることになるので、Ｔ３以下の軟質ブリキを製
造するには、５００°Ｃ以下の冷却速度を十分に遅くす
ればよいことになる。

しかしながら、たとえばβを１，５°Ｇ／ｓｅｃ以下に
すると、焼鈍波鋼板を１００℃まで冷却するのに５７１
１／、に以上を必要とすることになる。

もちろん、・βを１．５℃／ｓｅｃより小さくすること
はラインスピードを落とせば実現可能ではあるが、その
ためには炉の全長が長くなり、しかも生産能率が−にら
ないためあまりメリットが得られない。

そこで、β≧１．５°Ｃ／ｓｅｃの冷却速度Ｔ３以下の
軟質ブリキを製造する方法について種々研究を繰返した
結果、鋼板の組成をβとめ関係においてコントロールす
ることがもつとも有効な手段であることがわかった。

以下にその詳細を述べる。Ｃ，１Ｍ、ｎ、ＳおよびＯ含
有量（ここで、Ｏは溶存酸素量を示す）を系統的に変化
させた鋼を用い、それぞれの元素の含有量と硬度の関係
を詳細（こ調べた。

まず、Ｍｎを除き他の成分をほぼ一定にした幾種かのリ
ムド鋼について、Ｃ量と硬度との関係を第５図に示す。

この図に明らかなようにブリキ板の硬度はＣ量が減少す
るにしたがって全般に低下する傾向にあるが、Ｍｎ量が
０．５％以上とかなり多ぐなる場合には、Ｃ量が減少し
ても軟化せず、また冷却速度１βあるいはＭｎ量の違い
によっても硬度とＣ量の関係は微妙に変化することが・
わかる。

つぎに、Ｃ量を除き他の成分がほぼ同程度の幾種かのリ
ムド鋼について、Ｍｎ量と硬度との関係を第６図に示す
。

この図に明らかなように、どの鋼でも硬度は特定のＭｎ
量のところで極小値をとる傾向にある。

このことは、Ｃ２ＳあるいはＯとの関係において、ある
特定のＭｎ量を有する鋼板を連続焼鈍後ブリキ板とする
とき、もつともやわらかくなることを示している。

ところが一般には。鋼中のＭｎは鋼を硬化する元素とし
て知られており、単純に少ないほうが鋼がやわらかくな
るとされている。

しかし本発明者らは、第６図に示したように、かかる常
識に反しＣ，Ｓ、Ｏなどの含有量との兼ね合いによって
は、連続焼鈍後のブリキ板がもつともやわらかくなる最
適Ｍｎ量というものが存在するという新たな知見を得た
。

このことに関して第１表に示した試験材の中から、リム
ド鋼９コイルを選び、７２０℃／ｓｅｃ 、α−３５℃
／ｓｅｃ 、β−４°Ｃ７埴Ｃの同一条件で焼鈍したあ
と、１０係引張り歪を与えそのときの引張応力を、その
後１００℃ｘ３ｏｇｊ時効後再引張りしたときの降伏応
力から差引いた値、すなわち時効指数、Ａ 、 Ｉ 、
（Ｋ９７ｍｍ２）を測定し、コレと鋼の固溶Ｍｎ量、
すなわち全Ｍｎ量からＭｎＳやＭｎＯとして存在してい
ると考えられるＭｎ量を差引いた量の関係を調べた。

その結果は第７図に示すように、該リムド鋼については
固溶Ｍｎ量が増加す′るにつれて前記Ａ、１．が低下す
るが、該試験材中のＣ量の変化に対しては相関的な関係
はないことがわかる。

このことは普通時効硬化を促進する効果があると思われ
ている固溶Ｃ量が多くなっているにもかかわらす固溶Ｍ
、 ｎ量が多くなればそれとは無関係に前記Ａ、１．が
低下する傾向を示唆しているのである。

したがって、固溶ＭｎがＣの析出を促進する作用をもつ
ことが考えられる。

もしこれが正しいとすると、固溶Ｃをより多く析出させ
るには固溶Ｍｎ量は多いほうが望ましいことになる。

しかし一般には固溶Ｃが析出すればするほどいくらでも
軟化するとは限らず、たとえば水焼入れ後時効処理をし
た場合のように析出が微細に起こればかえって硬くなる
場合もあり、また固溶Ｍｎ自体過剰になるとそれによる
固溶硬化が顕著になる。

以上述べたことから、第６図に示したように軟質化には
最適Ｍｎ量が存在することが理解できる。

さらに、この第６図からはＣ量が低下するほどそのＣ量
での極小硬度をとるＭｎ量も低下していくという関係が
読みとれる。

すなわちＣ量が少ないときには最適Ｍｎ量も少なくなる
のである。

つぎにＳおよびＯ量が硬度におよぼす影響を調べるため
、Ｃ，Ｍｎ量がほぼ一定の幾種かのリムド鋼について、
Ｓ量と硬度との関係を第８図に、そしてＯ量と硬度との
関係を第９図に示す。

いずれの場合も第６図で極小硬度をとるＣ 、Ｍｎ組成
を選んだ場合は、Ｓあるいは０を不実験の範囲内で増減
させても硬度はほとんど変化しないが、極小硬度をとる
組成からかなりはずれたＣ、Ｍｎ量を有する組成を選ん
だ場合はＳ、０量の変化により硬度はかなり大きく影響
を受ける。

すなわち、この図からＭｎが少ない場合にはＳ、０は多
いほうが、またＭｎが多い場合にはＳ、０は少ないほう
がそれぞれ硬化することがわかる。

このことは、前述の固溶ＭｎがＣの析出を促進させて材
質の軟質化に効果的である組成範囲では、Ｓ、０の存在
によって固溶Ｍ、 ｎが減少することになり、そのため
軟質化が抑制されているのに対し、これと反対に過剰な
固溶Ｍｎが材質の硬化に作用している組成範囲ではＳ、
ｂの存在により過剰な固溶Ｍｎが減少し、かえって軟質
化に寄与していることを暗示している。

以上説明したように連続焼鈍後のブリキ板の硬度は、焼
鈍後の５００〜１００℃間の平均冷却速度β、と鋼板の
組成（とくにＣ，Ｍｎ、Ｓ、Ｏ）との関係において複雑
に変化することがわかる。

そこで不発明者らは、上述の実験により得られた種々の
関係を統一的に表現しうる方法を詳細に検討した。

まず、Ｃ量が一定のとき極小硬度をとる組成に特定の法
則があるかどうかを調べた。

その指標となるべき数値を今仮りにＹ値とし、この値を
Ｃ，Ｍｎ、Ｓおよび０量の１次結合式で表現し、硬度極
小値をとる各種組成について、Ｙ値が一定となるよう１
次結合式の関係を決めたところ、本実験に用いたリムド
鋼の組成範囲内ではＹ値はほぼ（ａ）式で表現できるこ
とがわかった。

Ｙ＝２Ｃ−２Ｍｎ＋２８＋３０ 、、、（ａ）（Ｃ
，Ｍｎ、Ｓ、０はそれぞれ炭素、マンガン。

イオウ、酸素の鋼中重量％） そこでこのＹ値により硬度を整理すると、第６図に示し
た関係は第１０図に示すようになり、βとは無関係にＹ
値が約−〇、５６のとき硬度は常に極小値をとることが
見出される。

リムド鋼におけるこのＹ値を以下溝〃と呼ぶ。

さて以上はリムド鋼についての解析結果であるが、つぎ
にＳｉあるいはＡｌを含有する鋼の場合について調べた
結果を述べる。

ＳｉあるいはＡｌ含有鋼について、Ｙ値と硬度の関係を
Ｃ，Ｍｎ量がほぼ同程度のりへド鋼と比較して第１１図
に示す。

これによると、Ｓｉ、Ａｌ含有鋼を用いた場合のブリキ
板では、リムド鋼によるブリキ板と比較して、上記した
Ｙｉｎよりも大きい範囲で、いずれもリムド鋼よりやわ
らかくなる傾向があることがわかる。

このことはリムド鋼と比較してＳｉ。Ａｌ含有鋼は０量
が少ないうえに、含有している０もＡ １２０３あるい
は５ｉ０２′として固定化されＭｎＯとなっている０は
ほとんどなくなっているためである。

したがって、固溶Ｍｎが過少気味のＹ＞Ｙｙｍｇの範囲
では固溶Ｍｎが増加することによりＣの析出が促進され
て軟化し、逆に固溶Ｍｎが過多気味にあるｙ＜ｙ＝の範
囲では、固溶Ｍｎがさらに増加する傾向となるため軟化
しないものと理解される。

しかじＡｌキルド鋼の場合、上記の原因以外に固溶Ｎが
ｋｌＮとして固定され、そのＡｌＮを核として固溶Ｃの
析出が促進されるため、Ｓｉ含有鋼と比較してよりやわ
らかくなる傾向にある。

以上の理由によりＳｉあるいはＡｌ含有鋼の場合でも（
ａ）式におけるＹ値として心の係数を零とすることによ
りＹｖｉｒｔはリムド鋼の場合と同様に約−０，５６と
なることがわかる。

したがってＹ値としてはリムド鋼、ＳｉあるいはＡｌ含
有鋼すべてを含め＜ｈ）式の６のかわりに有効６量すな
わち７５ｅを用いることにより（ａ）式で表現できるこ
きになる。

ここでＯｅは次の（ｂ）式に示す値として定義でき、ま
たＯｅ＜Ｏ（零）のときはＯｅは常に零とする。

−８８ ０ｅ ＝Ｏ−−８ｉ −−Ａ １． 、 、（ｂ）９ したがって、上記した（ａ）式のＹ値は、つぎのように
書き換えられる。

Ｙ＝２Ｃ−２Ｍｎ＋２８＋３０ｅ 、、、（、／）
つぎにこのＹ値を横軸にとり、冷却速度βを縦軸ニとっ
た￥−β平面上に、Ｃ量がほぼ一定の鋼ごとにブリキ板
の硬度を等硬度線で示したものが第１２図、第１３図、
第１４図である。

不発明者らはこれらの図からＨＲ３０Ｔ＜６．’Ｏとな
る範囲を示す曲線は（ｃ）式で表現できることを知見し
た。

（ここでＣ；炭素含有量、ｗ ｔ ％、βは５００〜１
００℃間の平均冷却速度、 ’Ｃ／Ｓｅｃ ”。

（ｃ）式において、Ｙ＋０．６をＺ値とするき、上記し
た（ａ）”Ｆｓよび（ｃ）式は次のように簡素化できる
。

Ｚ＝２Ｃ−２Ｍｎ＋２８＋３０ｅ＋０．６ 、、、（
ｄ）Ｃ０β≦１．２５＋０．７７Ｚ−＃口肩了１３．
、 、（ｅ）したがって以下このＺ値を鋼板の組成を表
わす指標とする。

次に、組成の影響をさらに詳しく検討するため、各主要
元素について考察する。

まずＣについては（ｅ）式から明らかなように、冷却速
度βとの関係が重要である。

冷却速度に関しては、過時効帯を装備しない通常の連続
焼鈍炉でもラインスピードを１落すきともに加熱、均熱
および冷却帯の温度を制御するこきにより、β＝１５℃
／ｓｅｃまで遅くすることは可能であるが、調質度Ｔ３
３量の軟質ブリキを製造するのに鋼の組成を厳密に調整
したうえになおラインスピードを落したのでは連続焼鈍
法で行なうメリットはなくなる。

したがって組成を十分調整した鋼（たとえばＺ＝０．０
４）を用いる場合は、少なくとも現在Ｔ４以上のブリキ
板を製造している連続焼鈍条件によりＴ３並の軟質ブリ
キが製造できなければメリットは少ない。

すなわちβはいくら遅くとも９℃７々ＣでＨ，３０Ｔ＜
６０が得られることが望ましい。

そのためには（ｄ）式よりＣ量は０．１０−Ｓ以下であ
ることが必要である。

さてＣ＜ ０．１０ ％でＴ３以下の軟質ブリキを通常
の連続焼鈍法により作るためには、鋼板の組成およびβ
を（ｅ）式により制御しなければならないが、（ｅ）式
の左辺はつねに正なのでＺ値は常に一〇、３４くＺ≦０
６２の範囲にしなければならない。

しかしＺ値がこの範囲にありさえすれば、Ｃ，Ｍｎ。

Ｓ、Ｏｅはどのように配分されてもよいというわけでは
ない。

まず通常不純物として鋼中に混入しているＳおよび０量
は第８図、第９図かられかるように固溶Ｍｎが過多気味
の場合には多いほうがむしろ軟くなる傾向にあるが、多
すぎるとＭｎＳやＭｎＯとして存在する介在物が焼鈍の
際の粒成長を妨げたり、また表面性状の劣化をもたらす
ため、Ｓについては０．０３％以下すについては０．０
６％以下とし、ともに通常の不純物の範囲におさえてお
かなければならない。

つぎにＭｎ量についてであるが、これはＣ＜０．１係、
Ｓ＜０．０３％、Ｏ＜０．０６係の条件のもとてはこ
れらの１次結合値であるＺ値に上述のようた規制がある
ので、Ｍｎ量はβとの関係で（ｅ）式より自動的に決ま
ることになる。

すなわち、Ｍｎ量Ｃ最太０．６９％まで含有させること
ができ、かつ化の成分、Ｃ，Ｓ、Ｏ冷却速度ならびにβ
に応じて決めればよい。

たとえばＣ，Ｓ、Ｏが前述の規俄の範囲内にありさえす
れば、とくに組成を十分び整しなくてもβ＝４℃／ｓｅ
ｃでＴ３以下の軟質ブリキができる条件として、（ｄ）
式よりＭｎ量は０．０９６係≦Ｍｎ≦０．６２７％と規
制される。

ＳｉおよびＡｌは鋼中のＣ量を低減させるたヅ固溶Ｍ、
ｎ量が増加しＣの析出が助長されるので、鋼中の全Ｍ
ｎ量が比較的少ない通常のキルト鋼Ｃ成分範囲（Ｚ′″
＞０．０４．）でブリキ板の調質度を１げろのに有効な
元素である。

しかしＳｉ、Ａｌともに０．１％を越えるとそれら自身
により固溶硬イトを起すため、ともに０．１％以下でな
ければならムい。

ＮについてはＣと同様に固溶状態にあると硬什をもたら
すので低いことが望ましいが、通常のリムド鋼では約３
０． ｐｐｍ以下であり、この範囲であればとくに規制
する必要はない。

またＡｌキルト鋼を用いればＡｌＮとしてＮが析出する
ので問題はない。

以上を総括すると、本発明の対象となる鋼の組成に関し
ては、Ｃ＜０−１係、Ｓ＜０．０３係、ｂ≦０．０６％
、 Ｓ ｉ ＜０．１係、Ａｌ＜０．１係でしかも冷却
速度βとのかねあいで（ｅ）式を満たすようＭｎ量が規
制されるべきであるといえる。

実施例 上述した本発明にかかる条件式を使って、従妹連続焼鈍
法によって製造していたＴ４キツプド（リムド）鋼に適
用すると、（Ｃ：００９％。

Ｍｎ ：０．３８％、Ｓ：０．０２％、０：０．０４％
。

β：１２℃／／５ｅＣ） 左辺＝Ｃ１β＝０．０９ｘ１．２二１．０８したがって
、従来のＴ４のブリキ及びその原板の場合、（ｅ）式の
不等式において右辺より左辺の方が小さい数値となるべ
きところが逆の関係を示している。

このことは、上記Ｔ４に代表されるように従来の連続焼
鈍法による表面処理鋼板およびその原板の場合、本発明
に係る方法の条件を満足する範囲内では製造されていな
いことを示しているのであり、Ｔ３以下の軟質の鋼板を
製造できないとしてもそれは当然のことである。

以上説明したように、従来調質度の目標値ＨＲ３０Ｔが
く６１±３の軟質ブリキ原板は、箱型焼鈍により焼鈍さ
れていることから、昇温には著しく長時間を要するうえ
に、コイルの内外で熱履歴が異なるため材質にむらが生
じやすいなどの欠点を有していたが、この発明によれば
冷却過程で生ずる固溶Ｃは、まず鋼の組成を制御するこ
とにより通常の冷却速度でも十分に低くすることができ
、よって従来のＴ４以上のブリキ原板を製造していたの
と同じ連続焼鈍炉により１゛３以下の軟質表面処理鋼板
用原板の製造が可能である。

【図面の簡単な説明】

図面の第１図は不発明において実１験した焼鈍サイクル
の模式図、第２図は硬度に及ぼす均熱保持時間ならびに
温度の影響を示す図、第３図は硬度と上部冷却速度（α
）の関係を示す図、第４図は硬度に及ぼす下部冷却速度
の影響を示す図、第５図は全Ｍｎ量が異なるブリキ板の
硬度に及ぼすＣの影響を示す図、第６図はＣ量が異なる
ブリキ板の硬度に及ぼす全Ｍ、 ｎ量の影響を示す図、
第７図は時効指数に及ぼす固溶Ｍｎ量の影響を示す図、
第８図はＣ量、全Ｍｎ量が異なるブリキ板の硬度に及ぼ
すＳｉの影響を示す図、第９図Ｃ量、全Ｍｎ量が異なる
ブリキ板の硬度に及ぼすＣ量の影響を示す図、第１０図
はブリキ板の硬度とＹ値（２Ｃ−２Ｍｎ＋２８＋３０）
の関係を示す図、第１１図はブリキ板の硬度とＹ値との
関係に及ぼすＳｉ。 Ａｌ添加の影響を示す図、第１２図はＣ量が約０．０３
％のブリキ板の硬度とＹ値との関係を示す図、第１３図
はＣ量が約０．０６％のブリキ板硬度とＹ値との関係を
示す図、第１４図はＣ量が約０．１％のブリキ板の硬度
とＹ値との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量係で、Ｃ：０１％以下、Ｍｎ：０．６９％以下
   、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：’Ｏ，０，６％以下、Ｓｉ
   ：０．１％以下、Ａｌ：０．１係以下で含有し、残部が
   不可避的に混入する不純物およびＦｅからなる鋼を溶製
   し、これら諸成分の鋼中重量係の関係が次式： ％式％ 〔ただし、０ｅ＝Ｏ−８／７Ｓ ｉ−８／９Ａｌでこの
   値が負のときはｏｅ値は常に零とし、０ｅは有効酸素量
   を示す。 〕で与えられるとき、そのＺ値が−０，３４〜＋０．６
   ２の範囲に入るような鋼塊あるｔ）は連鋳スラグとしつ
   づいて常法に従って熱間圧延および冷間圧延をし、その
   後に行う連続焼鈍に際して焼鈍後の冷却過程における５
   ００℃から１００℃までの平均冷却速度をβとするとき
   、このβと鋼板のＣ含有量および前記Ｚ値との関係か次
   式： ％式％ を満足するように制御することを特徴とする連続焼鈍法
   による軟質表面処理鋼板用原板の製造法。