JPS5827933A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS5827933A JPS5827933A JP56125997A JP12599781A JPS5827933A JP S5827933 A JPS5827933 A JP S5827933A JP 56125997 A JP56125997 A JP 56125997A JP 12599781 A JP12599781 A JP 12599781A JP S5827933 A JPS5827933 A JP S5827933A
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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】
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Ａ！、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。
明は、低Ａ！、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。
ふりきは、その調質度をＪＩＳ Ｃ，３，３０３におい
て、ロックウェル硬さく ■Ｒ３０’Ｉ’ ）の値をも
って表わすことが規定され、軟質のものからＴ −１（
ＨＲ３０Ｔ ： ｉ−ｊ、２ ）、Ｔ −２（ｋＯ−ｊ
Ａ ）、Ｔ−ｚ％ （ｓ、ａ 〜ｒざ）、Ｔ −３（ｊ
Ｖ 〜６０ ）、Ｔ−４（ｊＡ’ Ｎｌ）、Ｔ−５（１
〜ＩＡ’）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上として箱焼鈍
法による長時間焼鈍によって製造されており、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った。
て、ロックウェル硬さく ■Ｒ３０’Ｉ’ ）の値をも
って表わすことが規定され、軟質のものからＴ −１（
ＨＲ３０Ｔ ： ｉ−ｊ、２ ）、Ｔ −２（ｋＯ−ｊ
Ａ ）、Ｔ−ｚ％ （ｓ、ａ 〜ｒざ）、Ｔ −３（ｊ
Ｖ 〜６０ ）、Ｔ−４（ｊＡ’ Ｎｌ）、Ｔ−５（１
〜ＩＡ’）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上として箱焼鈍
法による長時間焼鈍によって製造されており、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った。
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、すなわち銅帯に付与される熱履歴により調帯
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
か”６鈍手段によれば箱焼鈍手段によって得られるよう
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
を軟質ぷ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。
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、すなわち銅帯に付与される熱履歴により調帯
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
か”６鈍手段によれば箱焼鈍手段によって得られるよう
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
を軟質ぷ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３！−１１ｇ！；７’１号公報によれば、［Ｌ
Ｏ： ｏ、／ｓ％以下、Ｍｎ：θ、０３−０．／、０
％酸可溶Ａ／！ ： ０゜０／〜θ、２θ％、Ｎ：θ
、ｏｏ、ｉ〜０゜０−０％、残部鉄および不可避的不純
物からなる一片を、仕上温度が７００ ’Ｃ” Ａｒ３
変態点の温度で熱間圧延し、川下率Ｖθ〜９３％の冷間
圧延を施し、続いて再結晶温度以上の温ｇｃこ、Ｓ秒〜
ｌＯ分間保定した後、ｓｏｏ ’ｃ以下の温度に７θ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２−Ｃ：
０．１２％以下、Ｍｎ ： ０．θ左〜θ、乙。％、ｒ
浚可溶Ａｅ ： ０．０／ 〜 ０．．２０
％ 、 Ｎ ： ０．００Ｌ 〜０．０２０％、
残部鉄および不可ｊ貯的不純物からなる鋼片を、仕上温
度が７００ ”Ｃ−Ａｒ ３変態点の温度で熱間圧延し
、圧下率りθ〜ｑｓ％の冷間圧延を施し、続いて再結晶
温度以上の温度に、！秒〜１０分間保定した後、ｓｏｏ
’ｃ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３ｏθ〜夕（１７５７’Ｃの温度に１０秒〜
７０分間保定する過時効処」」（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
質な表面処理用一板の製造法。」 が提案されており、使用される一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。
Ｏ： ｏ、／ｓ％以下、Ｍｎ：θ、０３−０．／、０
％酸可溶Ａ／！ ： ０゜０／〜θ、２θ％、Ｎ：θ
、ｏｏ、ｉ〜０゜０−０％、残部鉄および不可避的不純
物からなる一片を、仕上温度が７００ ’Ｃ” Ａｒ３
変態点の温度で熱間圧延し、川下率Ｖθ〜９３％の冷間
圧延を施し、続いて再結晶温度以上の温ｇｃこ、Ｓ秒〜
ｌＯ分間保定した後、ｓｏｏ ’ｃ以下の温度に７θ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２−Ｃ：
０．１２％以下、Ｍｎ ： ０．θ左〜θ、乙。％、ｒ
浚可溶Ａｅ ： ０．０／ 〜 ０．．２０
％ 、 Ｎ ： ０．００Ｌ 〜０．０２０％、
残部鉄および不可ｊ貯的不純物からなる鋼片を、仕上温
度が７００ ”Ｃ−Ａｒ ３変態点の温度で熱間圧延し
、圧下率りθ〜ｑｓ％の冷間圧延を施し、続いて再結晶
温度以上の温度に、！秒〜１０分間保定した後、ｓｏｏ
’ｃ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３ｏθ〜夕（１７５７’Ｃの温度に１０秒〜
７０分間保定する過時効処」」（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
質な表面処理用一板の製造法。」 が提案されており、使用される一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
ｌ〜／７の連鋳Ａ！キルド鋼に対して従来リムド鋼ある
いはキャップド鋼がらぶりぎ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軸
Ｈ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一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ｓｇｏ〜ｂｇｏ°Ｃ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。
ｌ〜／７の連鋳Ａ！キルド鋼に対して従来リムド鋼ある
いはキャップド鋼がらぶりぎ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軸
Ｈ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一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ｓｇｏ〜ｂｇｏ°Ｃ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
、Ｔ−３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
って前記目的を達成す・ることかできる。すなわち本発
明の要旨は下記のとおりである。
質ぶりき原板の製造方法の有する欠点を除き、改善した
、Ｔ−３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
って前記目的を達成す・ることかできる。すなわち本発
明の要旨は下記のとおりである。
Ｃ０６０，２〜０．０？ ％ 、ｓｏ、ｌ ）ｔθ、０
０３−０．０２％、Ｎ Ｏ，００１１０％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
、次いで左θＯ〜ｓｇｏ’ｃ未満の温度範囲内で巻取っ
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ＡＪＯ”Ｃ以上の温度に３秒間以上
保持した後、ＳＯＯ℃以下の温度までｌｏ−３００’ｃ
、’ｓθＣの冷却速度で冷却し、さらに３ｊ３；０−
！；００℃の温度範囲内に３秒間以上保持した後、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級軟質ぶりを板の製造方法。
０３−０．０２％、Ｎ Ｏ，００１１０％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
、次いで左θＯ〜ｓｇｏ’ｃ未満の温度範囲内で巻取っ
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ＡＪＯ”Ｃ以上の温度に３秒間以上
保持した後、ＳＯＯ℃以下の温度までｌｏ−３００’ｃ
、’ｓθＣの冷却速度で冷却し、さらに３ｊ３；０−
！；００℃の温度範囲内に３秒間以上保持した後、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級軟質ぶりを板の製造方法。
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？＠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。
た？＠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。
０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゜九％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、ｏ 、
ｏｑ％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゜θスルｏ 、ｏｑ％の範囲内にする必要
がある。
あるが、Ｃが０．１０％より少ない範囲内ではＣがほぼ
０゜九％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、ｏ 、
ｏｑ％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゜θスルｏ 、ｏｑ％の範囲内にする必要
がある。
ｇｏｌ ｋｌ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。
の硬質化をも低減する有効な成分である。
ｅｏｌ Ａｌがθ。００３％より少ないとＭ句の脱酸が
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ｓｏ／ ｋｌを０００２％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っ
て硬質化するので５ｏｔＡ、ｌは０．００３〜０．０二
％の範囲内にする必要がある。
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ｓｏ／ ｋｌを０００２％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っ
て硬質化するので５ｏｔＡ、ｌは０．００３〜０．０二
％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ＩＩＩ
ｐｐｍ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゜θ０ＩＩＯ％より多いと固
溶Ｎを少なくするためＡｌを添加する必要があり、この
ためＡ、／ Ｈ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０．００ダＯ％よ
り少なくする必要がある。また全ＮとＡ、、ｔ Ｎ中の
Ｎの差が０．００２θ％より多いと時効硬化が大きくな
るので、全ＮとＡ４ 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。
ｐｐｍ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゜θ０ＩＩＯ％より多いと固
溶Ｎを少なくするためＡｌを添加する必要があり、この
ためＡ、／ Ｈ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０．００ダＯ％よ
り少なくする必要がある。また全ＮとＡ、、ｔ Ｎ中の
Ｎの差が０．００２θ％より多いと時効硬化が大きくな
るので、全ＮとＡ４ 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量との関係適正なりｏｔ
ｋｌ量と全Ｎ量との関係を明らかにするためａＯ０θ！
ｒ％の鋼を基準として８ｏＩｋ、１量をθ。００３％か
らｏ、ｏｒ％まで変化させ、全Ｎを０．００２％からｏ
、ｏｏ６％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ｔ、３０
−ざｑＯ°Ｃ１巻取温度をｓｓｏ”ｃとしてコ。ｌ ｍ
ｍ厚さの熱延鋼帯とし、酸洗後Ｏ０３ユ關板厚に冷間圧
延した。この冷延鋼帯を７１０°Ｃに加熱して再結晶焼
鈍し、該温度からｓｏｏ’ｃまで！ｒＯ″Ｃ／ｌｌ］θ
０の冷却速度で急冷後、ｐｏｏ’ｃ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′電気銅めつきラ
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ＥＵＯｌＡｔｌ、！３．および全Ｎ
ｉ＋ｔとともに第１図に示す。第１図において、ＨＲ
３０ＴがＳ９以下の調質度Ｔ−３以下の軟質板となった
のは斜線枠内の供試材であり、この枠内の供試材のｓｏ
／Ａｔ、全Ｎｕｔはそれぞれ０．０−％以下およびｏ、
ｏｏｐ％以下の範囲であった。すなわち、全Ｎ量が０．
００十％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％Ａ／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ｅｏｌ ＡｔＯ，００３〜０゜０２
％、全Ｎ ｏ、ｏｏｌＩ％以下に限定すべきであること
が判明した。
ｋｌ量と全Ｎ量との関係を明らかにするためａＯ０θ！
ｒ％の鋼を基準として８ｏＩｋ、１量をθ。００３％か
らｏ、ｏｒ％まで変化させ、全Ｎを０．００２％からｏ
、ｏｏ６％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ｔ、３０
−ざｑＯ°Ｃ１巻取温度をｓｓｏ”ｃとしてコ。ｌ ｍ
ｍ厚さの熱延鋼帯とし、酸洗後Ｏ０３ユ關板厚に冷間圧
延した。この冷延鋼帯を７１０°Ｃに加熱して再結晶焼
鈍し、該温度からｓｏｏ’ｃまで！ｒＯ″Ｃ／ｌｌ］θ
０の冷却速度で急冷後、ｐｏｏ’ｃ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′電気銅めつきラ
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ＥＵＯｌＡｔｌ、！３．および全Ｎ
ｉ＋ｔとともに第１図に示す。第１図において、ＨＲ
３０ＴがＳ９以下の調質度Ｔ−３以下の軟質板となった
のは斜線枠内の供試材であり、この枠内の供試材のｓｏ
／Ａｔ、全Ｎｕｔはそれぞれ０．０−％以下およびｏ、
ｏｏｐ％以下の範囲であった。すなわち、全Ｎ量が０．
００十％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％Ａ／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ｅｏｌ ＡｔＯ，００３〜０゜０２
％、全Ｎ ｏ、ｏｏｌＩ％以下に限定すべきであること
が判明した。
（Ｂ） ５ｏｔＡｔ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、Ｏｆｆ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
ることが判った。ｓｏｇ Ａｌ量と再結晶後の粒径との
関係を、熱間圧延温度別に第一図に示すが、結晶粒はい
ずれの熱間圧延榮件においてもｓｏｌ Ａｌ量が少なく
なるに従って大きくなっている。これは再結晶開始前に
Ａ４ 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ｅｏｌ 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ｒ領
域で通過したか、α＋ｒ共存領域で通過したかによる違
いに起因している。
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、Ｏｆｆ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
ることが判った。ｓｏｇ Ａｌ量と再結晶後の粒径との
関係を、熱間圧延温度別に第一図に示すが、結晶粒はい
ずれの熱間圧延榮件においてもｓｏｌ Ａｌ量が少なく
なるに従って大きくなっている。これは再結晶開始前に
Ａ４ 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ｅｏｌ 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ｒ領
域で通過したか、α＋ｒ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、Ｉｌｏ
、／ 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。
、／ 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Ｏ量と巻取温度との関係鋼中のＯｉが低
いほど軟質な鋼が得られると一般に考えられがぢである
が、本発明の発明者らが実験を繰り返し研究した結果、
０量が０．１％以下の範囲ではａｔの低下は鋼板の硬度
の低下を招かず、むしろＣ量がθ、ｏｂ％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ずことが判明した。ざら
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、同一〇量では熱延巻取温度がｓｇθ°Ｃ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。
いほど軟質な鋼が得られると一般に考えられがぢである
が、本発明の発明者らが実験を繰り返し研究した結果、
０量が０．１％以下の範囲ではａｔの低下は鋼板の硬度
の低下を招かず、むしろＣ量がθ、ｏｂ％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ずことが判明した。ざら
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、同一〇量では熱延巻取温度がｓｇθ°Ｃ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ｔ【す、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、過時効処理を行っても固ｇ Ｏ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第１［大
化し、鋼板中の固溶Ｃの析出移動距離が長くなって、固
溶Ｃが十分析出しなくなるためである。この（Ｄ）
再結晶焼鈍および過時効処理条件光に固溶ＮのＡ４Ｎ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
下の如く判った。
が少なくｔ【す、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、過時効処理を行っても固ｇ Ｏ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第１［大
化し、鋼板中の固溶Ｃの析出移動距離が長くなって、固
溶Ｃが十分析出しなくなるためである。この（Ｄ）
再結晶焼鈍および過時効処理条件光に固溶ＮのＡ４Ｎ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
下の如く判った。
再結晶焼鈍条件を求めるために（４）、 （Ｂ） 、
（０）にて限定した適正成分鋼を使用し、焼鈍時間を４
００− ｇ！；０°Ｃの間で変えて実験し、焼鈍後の硬
度１（Ｒ３０１’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９秒とした。結果は第ｑ図に示す
とおりである。
（０）にて限定した適正成分鋼を使用し、焼鈍時間を４
００− ｇ！；０°Ｃの間で変えて実験し、焼鈍後の硬
度１（Ｒ３０１’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９秒とした。結果は第ｑ図に示す
とおりである。
第７図より明らかなとおり、焼鈍温度は６ｇＯ゛Ｃ以上
であればＨＲ３０Ｔが５ｑ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、ｂｔｏ’ｃ以上の場合３秒以上であれば十分再結
晶し軟質化することが判明した。
であればＨＲ３０Ｔが５ｑ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、ｂｔｏ’ｃ以上の場合３秒以上であれば十分再結
晶し軟質化することが判明した。
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′Ｃ／ＢθＣ以上乃至ＳＯ
Ｏ°Ｃ／ｓθ０以下の冷却速度で、Ｓθθ゛Ｃ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 ′Ｃ／ ｓθ０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の過
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ＳＯＯ°Ｃ／８θＣ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。
理時間を短縮するために１０′Ｃ／ＢθＣ以上乃至ＳＯ
Ｏ°Ｃ／ｓθ０以下の冷却速度で、Ｓθθ゛Ｃ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 ′Ｃ／ ｓθ０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の過
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ＳＯＯ°Ｃ／８θＣ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、ＳＯＯｏＣを越す高い温度で急冷を中止すると
、その温度でのフェライト中の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。
、その温度でのフェライト中の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。
従って、再結晶焼鈍後の急速冷却条件は７０〜ｒ００
’Ｃ／ ｓｅａの冷却速度でＳＯθ゛Ｃ以下の温度まで
冷却する必要がある。
’Ｃ／ ｓｅａの冷却速度でＳＯθ゛Ｃ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３５θ〜
左θＯ′Ｃの温度範囲内に２０秒間以」二保持すべきで
ある。すなわち、３３０°Ｃ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ＳＯＯｏＣを越す高
い温度ではＣの固溶限が大きいので固溶０量を低く抑え
ることができず、さらに保持時間が２０秒間未満では十
分過時効が完了しないからである。
左θＯ′Ｃの温度範囲内に２０秒間以」二保持すべきで
ある。すなわち、３３０°Ｃ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ＳＯＯｏＣを越す高
い温度ではＣの固溶限が大きいので固溶０量を低く抑え
ることができず、さらに保持時間が２０秒間未満では十
分過時効が完了しないからである。
（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） （Ｆｅ５ｏ、
）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。
に生成される酸化被膜がマグネタイ） （Ｆｅ５ｏ、
）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
がフェ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、この組織は冷延、焼鈍、調質圧延を
経てめっき工程まで保持される。
がフェ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、この組織は冷延、焼鈍、調質圧延を
経てめっき工程まで保持される。
第５図は、めっき工程入側において酸洗処理を行ったぶ
りき原板表面を電子ｙ１．１ｉｌａ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′：＋Ｌ流
を通さないために、めっき後通常行なわれる通電加熱に
よるリフロー処理（溶湯化処理）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
って、耐食性の悪いぶりき板となる。なお前記特公昭、
ｔ５−クｇ５７り号記載の発明により好ましい巻取温度
とされているｓｇｏ〜ｔ、ｇｏ℃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容易に理解され
るであろう。
りき原板表面を電子ｙ１．１ｉｌａ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′：＋Ｌ流
を通さないために、めっき後通常行なわれる通電加熱に
よるリフロー処理（溶湯化処理）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
って、耐食性の悪いぶりき板となる。なお前記特公昭、
ｔ５−クｇ５７り号記載の発明により好ましい巻取温度
とされているｓｇｏ〜ｔ、ｇｏ℃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容易に理解され
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ｒｇｏ’ｃ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。また、ｋＫＯ”０以上で巻取ったものには凝
集粗大炭化物がみられたが、ｓｇｏ°Ｃ未満のものには
みられなかった。
度がｒｇｏ’ｃ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。また、ｋＫＯ”０以上で巻取ったものには凝
集粗大炭化物がみられたが、ｓｇｏ°Ｃ未満のものには
みられなかった。
ここに鉄溶出値とは、めっき前の原板表１０１およびめ
っ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。
っ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（４）、 （Ｂ） 、 （０） 、■）、（ト））
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、その後鍋めっきを施したぶりきは’Ｉ
’−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。
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、その後鍋めっきを施したぶりきは’Ｉ
’−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ｊｔ！−１１ｇ！ｒ７’１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。
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Ｃ１結晶粒度、固溶Ｎ（
全ＮとＡＩＮ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。
べた結果、ぶりきの硬度は固溶Ｃ１結晶粒度、固溶Ｎ（
全ＮとＡＩＮ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。
る。ところで、ＬＩｉ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、（］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。
固溶Ｃが移動し得る距離は短かく、（］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。
したがっ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０．０．２〜θ。ｏｑ％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、０は０．１２％以下に限定されているだけであり、
本発明によるＯの含有皿範凹が最適であることは従来知
られていなかった。なお第Ｓ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、ｓｇｏ’ｃ以
にではセメンタイトの凝集が始まり、ｂ’ｌＯ’Ｃ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、巻取湿度Ｇｊ［ｓｓＯ°Ｃ以上好まし
いのはｓｇｏ〜ｂｇｏ”ｃ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。
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０．０．２〜θ。ｏｑ％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、０は０．１２％以下に限定されているだけであり、
本発明によるＯの含有皿範凹が最適であることは従来知
られていなかった。なお第Ｓ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、ｓｇｏ’ｃ以
にではセメンタイトの凝集が始まり、ｂ’ｌＯ’Ｃ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、巻取湿度Ｇｊ［ｓｓＯ°Ｃ以上好まし
いのはｓｇｏ〜ｂｇｏ”ｃ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。
よって本発明者等は巻取湿度をｓｇｏ’ｃ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。
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
０００３％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Ａ／〜／４’につ
いて仕上温度す３０〜ｇｑｏ℃、巻取温度Ａ００〜ｑ３
ｏ’ｃで板厚コ、６闘に熱間圧延後、板厚０．３コ朋ま
で冷間圧延した。
０００３％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Ａ／〜／４’につ
いて仕上温度す３０〜ｇｑｏ℃、巻取温度Ａ００〜ｑ３
ｏ’ｃで板厚コ、６闘に熱間圧延後、板厚０．３コ朋ま
で冷間圧延した。
（／９ ）
この冷延綱帯を７／θ°Ｃの温度に、２０秒保持して連
続焼鈍を行い、次に！；０ ’Ｃ／ ｓθＯの冷却速度
で１１００°Ｃまで冷却し、１１００′Ｃに、２０秒保
持した後常温まで冷却した。
続焼鈍を行い、次に！；０ ’Ｃ／ ｓθＯの冷却速度
で１１００°Ｃまで冷却し、１１００′Ｃに、２０秒保
持した後常温まで冷却した。
その後、／、０％の調質圧延を施した後、ハロゲンタイ
プの錫めっき工程にて＋３錫めつきおよび通常の溶銅処
理を施した。
プの錫めっき工程にて＋３錫めつきおよび通常の溶銅処
理を施した。
結果は、ぶりき板の硬度と、ぶりぎ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属１〜７の本
発明調を使用する場合には、製品ぶりきは常に安定して
ＨＲ３０Ｔ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湯８〜
１１では、いずれも調質度ＨＲ３０Ｔ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ｓｇｏ°Ｃ以下のものであり、高耐食性ぶりきは得ら
れている。一方、本発明の限定内組１阪ではあるが、熱
延巻取温度がｓｇｏ’ｃ越で巻き取った比較鋼、％ １
２−１４では、いずれも調質度ＨＲ３０Ｔかに９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
かった。
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属１〜７の本
発明調を使用する場合には、製品ぶりきは常に安定して
ＨＲ３０Ｔ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湯８〜
１１では、いずれも調質度ＨＲ３０Ｔ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ｓｇｏ°Ｃ以下のものであり、高耐食性ぶりきは得ら
れている。一方、本発明の限定内組１阪ではあるが、熱
延巻取温度がｓｇｏ’ｃ越で巻き取った比較鋼、％ １
２−１４では、いずれも調質度ＨＲ３０Ｔかに９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
かった。
なお、第１表の比較鋼Ａ８〜１１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。
インを施しているのは、本発明の限定外成分である。
（２，２）
実施例２
第１表にて示した成分と同一供試材Ａ１〜Ａ１４を用い
て、より軟質材を得る目的で、熱延仕上温度を７６θ〜
ｑｑｏ”ｃと実施例１より低くして、その他の条件を実
施例１と同←として製造したぶりきについて、調質度１
（Ｒ３’ＯＴ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。
て、より軟質材を得る目的で、熱延仕上温度を７６θ〜
ｑｑｏ”ｃと実施例１より低くして、その他の条件を実
施例１と同←として製造したぶりきについて、調質度１
（Ｒ３’ＯＴ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。
１ ２３ ′
１９３−
（，２Ｉｌ）
第３表より明らかな如く、本発明鋼を使用する場合には
、）（Ｒ３０Ｔが３．２〜ｓｇ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Ｍ４
ｍｇ−Ａ／／は、この処理によっ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ＡＩ２〜／
４’は、軟質ぶりきは得られるが、高耐食ぶりきにはほ
ど遠いものであった。
、）（Ｒ３０Ｔが３．２〜ｓｇ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Ｍ４
ｍｇ−Ａ／／は、この処理によっ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ＡＩ２〜／
４’は、軟質ぶりきは得られるが、高耐食ぶりきにはほ
ど遠いものであった。
上記実施例より明らかな如く、本発明は０１ｓｏｔＡｌ
％全Ｎの限定成分を有する連続＠造Ｍを使用し、熱間
圧延後の巻取温度を従来より低くして１ｚｓｔｒｏ’ｃ
未満とし、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。
％全Ｎの限定成分を有する連続＠造Ｍを使用し、熱間
圧延後の巻取温度を従来より低くして１ｚｓｔｒｏ’ｃ
未満とし、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）常に安定してＪＩＳ Ｇ ３３０３にて規定する
ＨＲ３０’Ｆが’ｌ’−３以下の軟質ぶりきを製造する
ことができる。
ＨＲ３０’Ｆが’ｌ’−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夕ざｏ ’ｃ
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、熱延板中ツカーバイトがフェライ
ト中に微細に析出スル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ったので、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」二が可能となり、従ってコストの大幅
低減が可能となった。
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、熱延板中ツカーバイトがフェライ
ト中に微細に析出スル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ったので、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」二が可能となり、従ってコストの大幅
低減が可能となった。
に）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。
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、Ａ／ｆｆｉが少ない
ので、製鋼では使用する金属Ａ／ ｉが少なくてすむ。
ので、製鋼では使用する金属Ａ／ ｉ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銅化処理によ
る硬度の上昇がないので、ふりきより、さらに一層の軟
質ティンフリー鋼板を得ることができることは明らかで
ある。
、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銅化処理によ
る硬度の上昇がないので、ふりきより、さらに一層の軟
質ティンフリー鋼板を得ることができることは明らかで
ある。
第１図は鋼板のＬ１ｏ／Ａ、ｔ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Ｏ約θ。ＯＳ％の鋼板の５ｏｌ
Ａｔ含有量と結晶粒度との関係を示す同第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
含有量とぶつき硬度との関係を示す図、第７図は鋼板の
焼鈍温度と硬度との関係を示す図、第Ｓ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。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 村 １） 政 治○ ０ｆｆ
）２ ０．００４０、α方生Ｎ （ｗｔ ’／。）
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Ｏ約θ。ＯＳ％の鋼板の５ｏｌ
Ａｔ含有量と結晶粒度との関係を示す同第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
含有量とぶつき硬度との関係を示す図、第７図は鋼板の
焼鈍温度と硬度との関係を示す図、第Ｓ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。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 村 １） 政 治○ ０ｆｆ
）２ ０．００４０、α方生Ｎ （ｗｔ ’／。）
Claims (1)
- １、 ＧＯ，０２〜０．０９％、５ｏｔＡ／ ０．０
０３〜０．θ−％、全Ｎ Ｏ，００’ｌＯ％以下を含み
、その他の元素は通常の低炭素アルミキルド幽に含まれ
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ｓｏｏ −ｓｇｏ℃ｓｏｏ温度範囲内で巻取
った後酸洗し、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ＡｇＯ゛Ｃ以上のｆＡＡ度に２０
秒間以上保持した後ｇｏｏ°Ｃ以下の温度まで１０〜Ｓ
ＯＯ″Ｃ／Ｅｌθ０の冷却速度で冷却し、さらに３！；
０− 、ｔｏｏ ’Ｃの温度範囲内に２０秒間以上保持
した後、呈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軟質ふりき原板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56125997A JPS5827933A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 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 |
| EP82301990A EP0073092B1 (en) | 1981-08-13 | 1982-04-19 | Method of manufacturing t-3 grade low temper blackplates |
| DE8282301990T DE3265188D1 (en) | 1981-08-13 | 1982-04-19 | Method of manufacturing t-3 grade low temper blackplates |
| AU82853/82A AU527182B2 (en) | 1981-08-13 | 1982-04-20 | T-3 grade low temper blackplates |
| NO822343A NO156055C (no) | 1981-08-13 | 1982-07-05 | Fremgangsmaate ved fremstilling av anloept sortblikk av kvalitet t-3 |
| US06/551,503 US4561909A (en) | 1981-08-13 | 1983-11-14 | Method of manufacturing T-3 grade low temper black plates |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56125997A JPS5827933A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5827933A true JPS5827933A (ja) | 1983-02-18 |
| JPS6116323B2 JPS6116323B2 (ja) | 1986-04-30 |
Family
ID=14924159
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56125997A Granted JPS5827933A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 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 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4561909A (ja) |
| EP (1) | EP0073092B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5827933A (ja) |
| AU (1) | AU527182B2 (ja) |
| DE (1) | DE3265188D1 (ja) |
| NO (1) | NO156055C (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106610U (ja) * | 1983-12-27 | 1985-07-20 | テルモ株式会社 | 採血管 |
| JPS61194150A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高耐食性ブリキ鋼板向けキルド溶鋼の溶製方法 |
| JPS62148647A (ja) * | 1985-12-24 | 1987-07-02 | テルモ株式会社 | 血液凝固作用を有する採血管 |
| JPH01240617A (ja) * | 1988-03-18 | 1989-09-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間圧延性に優れた熱延鋼帯の製造法 |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60262918A (ja) * | 1984-06-08 | 1985-12-26 | Kawasaki Steel Corp | ストレツチヤ−ストレインの発生しない表面処理原板の製造方法 |
| JPS63134645A (ja) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ成形性の優れたｄｉ缶用鋼板 |
| EP0556834B1 (en) * | 1992-02-21 | 1997-06-11 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing high-strength steel sheet used for can |
| JP3039842B2 (ja) * | 1994-12-26 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| KR970043163A (ko) * | 1995-12-29 | 1997-07-26 | 김종진 | 드로잉 및 아이어닝 캔 및 심가공용기용 연속소둔 표면처리 원판의 제조방법 |
| JP2000026921A (ja) * | 1998-07-09 | 2000-01-25 | Nkk Corp | 連続焼鈍による缶用表面処理鋼板の原板の製造方法 |
| AU757362B2 (en) * | 1999-01-12 | 2003-02-20 | Nucor Corporation | Cold rolled steel |
| AUPP811399A0 (en) * | 1999-01-12 | 1999-02-04 | Bhp Steel (Jla) Pty Limited | Cold rolled steel |
| FR2795741B1 (fr) * | 1999-07-01 | 2001-08-03 | Lorraine Laminage | Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage |
| FR2795744B1 (fr) * | 1999-07-01 | 2001-08-03 | Lorraine Laminage | Tole d'acier a basse teneur en aluminium pour emballage |
| FR2795743B1 (fr) * | 1999-07-01 | 2001-08-03 | Lorraine Laminage | Tole d'acier a basse teneur en aluminium pour emballage |
| CN104357744B (zh) * | 2014-11-17 | 2016-06-08 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种抗拉强度≥780MPa级热轧双相钢及生产方法 |
| US10808293B2 (en) | 2015-07-15 | 2020-10-20 | Ak Steel Properties, Inc. | High formability dual phase steel |
| CN106834915B (zh) * | 2016-12-06 | 2018-09-11 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 2～4mm厚800MPa级热轧双相钢的加工方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50121118A (ja) * | 1974-03-12 | 1975-09-22 |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1189464A (en) * | 1967-11-06 | 1970-04-29 | Richard Thomas & Baldwins Ltd | Production of Deep-Drawing Steel |
| GB1308484A (en) * | 1969-11-14 | 1973-02-21 | Nippon Kokan Kk | Continuous annealing process of cold reduced steel strip for drawing |
| JPS518376B1 (ja) * | 1971-03-15 | 1976-03-16 | ||
| GB1376266A (en) * | 1971-12-27 | 1974-12-04 | Nippon Steel Corp | Cold-rolled steel sheet for pressforming |
| JPS5171812A (en) * | 1974-12-20 | 1976-06-22 | Toyo Kohan Co Ltd | Renzokushodon nyoru nanshitsusukohanno seizohoho |
| LU71664A1 (ja) * | 1975-01-17 | 1976-12-31 | ||
| JPS5226313A (en) * | 1975-08-25 | 1977-02-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacturing process of cold roled steel sheets of low yielding point by continuous annealing |
| JPS5395122A (en) * | 1977-02-01 | 1978-08-19 | Nippon Steel Corp | Preparation of cold rolled steel sheet for deep drawing |
| BE854999A (fr) * | 1977-05-24 | 1977-09-16 | Centre Rech Metallurgique | Procede de traitement thermique en continu |
| JPS5573827A (en) * | 1978-11-29 | 1980-06-03 | Nippon Steel Corp | Production of cold-rolled steel plate of superior deep drawability |
| JPS55152129A (en) * | 1979-05-15 | 1980-11-27 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of hard tinned steel stock sheet by continuous annealing |
| JPS569355A (en) * | 1979-07-02 | 1981-01-30 | Kawasaki Steel Corp | Continuous cast slab for general purpose cold rolled thin steel plate |
-
1981
- 1981-08-13 JP JP56125997A patent/JPS5827933A/ja active Granted
-
1982
- 1982-04-19 DE DE8282301990T patent/DE3265188D1/de not_active Expired
- 1982-04-19 EP EP82301990A patent/EP0073092B1/en not_active Expired
- 1982-04-20 AU AU82853/82A patent/AU527182B2/en not_active Ceased
- 1982-07-05 NO NO822343A patent/NO156055C/no unknown
-
1983
- 1983-11-14 US US06/551,503 patent/US4561909A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50121118A (ja) * | 1974-03-12 | 1975-09-22 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106610U (ja) * | 1983-12-27 | 1985-07-20 | テルモ株式会社 | 採血管 |
| JPH0229923Y2 (ja) * | 1983-12-27 | 1990-08-13 | ||
| JPS61194150A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高耐食性ブリキ鋼板向けキルド溶鋼の溶製方法 |
| JPH0144765B2 (ja) * | 1985-02-21 | 1989-09-29 | Nippon Kokan Kk | |
| JPS62148647A (ja) * | 1985-12-24 | 1987-07-02 | テルモ株式会社 | 血液凝固作用を有する採血管 |
| JPH01240617A (ja) * | 1988-03-18 | 1989-09-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間圧延性に優れた熱延鋼帯の製造法 |
| JPH0668124B2 (ja) * | 1988-03-18 | 1994-08-31 | 住友金属工業株式会社 | 冷間圧延性に優れた熱延鋼帯の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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