JPS5827934A - 連続焼鈍による耐食性に優れる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軟質ぶりき原板の製造方法Info
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- JPS5827934A JPS5827934A JP12599881A JP12599881A JPS5827934A JP S5827934 A JPS5827934 A JP S5827934A JP 12599881 A JP12599881 A JP 12599881A JP 12599881 A JP12599881 A JP 12599881A JP S5827934 A JPS5827934 A JP S5827934A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Ａｔ’−低Ｎキルド連鋳素材に常法により熱間
圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し、過時効処理を施さな
い耐食性、加工性にすぐれた軟質ぶりき原板の製造方法
に関するものである。
明は、低Ａｔ’−低Ｎキルド連鋳素材に常法により熱間
圧延、冷間圧延、連続焼鈍を施し、過時効処理を施さな
い耐食性、加工性にすぐれた軟質ぶりき原板の製造方法
に関するものである。
ぶりきは、その調質度をＪＩ８３３０．３において、ロ
ックウェルＴ ｆｉｌさく ＨＲ３０Ｔ ）の値をもっ
て表わすことが規定され、軟質のものからＴ ｍ ｌ
（ＨＲ３０’ｌ’ニア６〜Ｓユ）、Ｔ −２＜ｇｏ−ｇ
ｂ ）、Ｔ−２％（界〜ｓｇ ）、’［’−３（１−１
）、Ｔ−４（左ｇ〜６ダ）、Ｔ −５（１〜ｔｇ ）お
よびＴ６（６７〜７３）に区分されている。この内、Ｔ
−３以下の軟質板は従来主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２、またぶりき原板内の材質の均質性も低いという
欠点があった。
ックウェルＴ ｆｉｌさく ＨＲ３０Ｔ ）の値をもっ
て表わすことが規定され、軟質のものからＴ ｍ ｌ
（ＨＲ３０’ｌ’ニア６〜Ｓユ）、Ｔ −２＜ｇｏ−ｇ
ｂ ）、Ｔ−２％（界〜ｓｇ ）、’［’−３（１−１
）、Ｔ−４（左ｇ〜６ダ）、Ｔ −５（１〜ｔｇ ）お
よびＴ６（６７〜７３）に区分されている。この内、Ｔ
−３以下の軟質板は従来主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２、またぶりき原板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
なわち調帯に付与される熱履歴により鋼帯長手方向と幅
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。しかしながら連続焼鈍手段によ
れば箱焼鈍手段によって得られるような軟質ぶりき原板
を得ることができないため連続焼鈍手段を軟質ぶりき原
板の製造工程に採用する製造方法は未だ実用化試験途」
二にある。
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
なわち調帯に付与される熱履歴により鋼帯長手方向と幅
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。しかしながら連続焼鈍手段によ
れば箱焼鈍手段によって得られるような軟質ぶりき原板
を得ることができないため連続焼鈍手段を軟質ぶりき原
板の製造工程に採用する製造方法は未だ実用化試験途」
二にある。
特公昭左ｔ −ｌＩｇｒｑｙ−号公報によれば、［］、
０８００．１．２％以下Ｍｎ ： ０．Ｏｋ 〜θ、Ａ
θ％酸可溶Ａ／ ｉ ｏ、ｏｉ 〜ｏ、ｓｏ％、Ｎ ：
０．００．２〜０．０２０％、りＱ部鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を、仕上温度が７００ ’Ｃ−Ａ
ｒ３変態点の温度で熱間圧延し、圧下率ｔｔｏ−ｑｓ％
の冷間圧延を施し、続いて再結晶温度以」二の温度に、
ｓ秒〜ＩＯ分間で上昇してＳ秒〜７０分間保定した後、
５０θ°Ｃ以下の温度に７０分間以下で冷却する焼鈍を
７ｎｔｉ １− ｚ シかる後レベリング加工あるいは
調質Ｆ＋ニー ！Ｉ！！Ｌを施すことを特徴とする軟質
な表面処理用鋼板の製造法。
０８００．１．２％以下Ｍｎ ： ０．Ｏｋ 〜θ、Ａ
θ％酸可溶Ａ／ ｉ ｏ、ｏｉ 〜ｏ、ｓｏ％、Ｎ ：
０．００．２〜０．０２０％、りＱ部鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を、仕上温度が７００ ’Ｃ−Ａ
ｒ３変態点の温度で熱間圧延し、圧下率ｔｔｏ−ｑｓ％
の冷間圧延を施し、続いて再結晶温度以」二の温度に、
ｓ秒〜ＩＯ分間で上昇してＳ秒〜７０分間保定した後、
５０θ°Ｃ以下の温度に７０分間以下で冷却する焼鈍を
７ｎｔｉ １− ｚ シかる後レベリング加工あるいは
調質Ｆ＋ニー ！Ｉ！！Ｌを施すことを特徴とする軟質
な表面処理用鋼板の製造法。
２−ＧＨＱ、／、２％以下、Ｉｎ ： ０．０！； 〜
０．４０ ％、酸可溶Ａｌ：θ。０７〜０．２０％、Ｎ
： ０．００２〜θ。０．２θ％、残部鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を、仕上温度が７００ ’Ｃ−
Ａｒ３変態点の温度で熱間圧延し、川下率１１０〜′７
５％の冷間ＦＴ：、延を施し、続いて再結晶温度以上の
温度に、夕秒〜／θ分間保定した後、ＳＯθ°Ｃ以下の
温度に７０分間以下で冷却する焼鈍を施し、さらに温度
、？００−３００ ’Ｃの温度に７０秒〜ｌＯ分間保定
する過時効処理を施し、しかる後レベリング加工あるい
は、ｊ７ｇ質圧延を施すことを特徴とする軟質な表面処
理用鋼板の製造法。」 が提案されており、使用される鋼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。
０．４０ ％、酸可溶Ａｌ：θ。０７〜０．２０％、Ｎ
： ０．００２〜θ。０．２θ％、残部鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を、仕上温度が７００ ’Ｃ−
Ａｒ３変態点の温度で熱間圧延し、川下率１１０〜′７
５％の冷間ＦＴ：、延を施し、続いて再結晶温度以上の
温度に、夕秒〜／θ分間保定した後、ＳＯθ°Ｃ以下の
温度に７０分間以下で冷却する焼鈍を施し、さらに温度
、？００−３００ ’Ｃの温度に７０秒〜ｌＯ分間保定
する過時効処理を施し、しかる後レベリング加工あるい
は、ｊ７ｇ質圧延を施すことを特徴とする軟質な表面処
理用鋼板の製造法。」 が提案されており、使用される鋼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Ａｔキルド鋼に対して従来リムド鋼ある
いはキャップド鋼からぶりき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級の硬度を
有する原板が製造されたことが記載されているが、’ｌ
’−１−’ｌ’−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については明確には記載されて
いないため、目標硬度の鋼板をＡｔキルド連鋳材から適
確に装設する技術プログラムは不明である。さらにまた
目標とする硬度を有する鋼板を得るため、成分組成を予
め設定しても、かかる成分組成に対応した熱延巻取温度
範囲についての開示がなされていないことから、前記公
報記載の発明に従ってぶりき原板を製造すると製造され
た鋼板の硬度に大きなばらつきが生じ、最終的に目標と
する硬度を有する画板を得ることができない。
ｌ〜／７の連鋳Ａｔキルド鋼に対して従来リムド鋼ある
いはキャップド鋼からぶりき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級の硬度を
有する原板が製造されたことが記載されているが、’ｌ
’−１−’ｌ’−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については明確には記載されて
いないため、目標硬度の鋼板をＡｔキルド連鋳材から適
確に装設する技術プログラムは不明である。さらにまた
目標とする硬度を有する鋼板を得るため、成分組成を予
め設定しても、かかる成分組成に対応した熱延巻取温度
範囲についての開示がなされていないことから、前記公
報記載の発明に従ってぶりき原板を製造すると製造され
た鋼板の硬度に大きなばらつきが生じ、最終的に目標と
する硬度を有する画板を得ることができない。
本発明は、従来知られた連鋳利から連続焼鈍による軟質
ぶりき原板の製造方法の欠点を除去、改善した特にＴ−
３級のぶりきを過時効処理を施さずにｖＭする方法を提
供することを目的どし、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ができる。
ぶりき原板の製造方法の欠点を除去、改善した特にＴ−
３級のぶりきを過時効処理を施さずにｖＭする方法を提
供することを目的どし、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ができる。
すなわち本発明お要旨は下記のとおりである。
（１）００゜０．２〜０．０９％、全Ｎθ。ｏｏｌＩｏ
％以下、８０ｔ１！ ０．０θ３〜ｏ、ｏ、２％を含み
、その他の元素は通常の低炭素アルミギルド鋼に含まれ
る含有量である？ｉ（続鋳造鋼片に常法により熱間トＥ
延を施し、次いでｓｏｏ −ｓｇｏ ’ｃ未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、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６．！ｒθ゛Ｃ′
以上の湿度に２θ秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却
することを特徴とする連続焼鈍による耐食性に漫れるＴ
−３〜Ｔ−４の軟質ぶりき原板の製造方法。
％以下、８０ｔ１！ ０．０θ３〜ｏ、ｏ、２％を含み
、その他の元素は通常の低炭素アルミギルド鋼に含まれ
る含有量である？ｉ（続鋳造鋼片に常法により熱間トＥ
延を施し、次いでｓｏｏ −ｓｇｏ ’ｃ未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、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６．！ｒθ゛Ｃ′
以上の湿度に２θ秒間以上保持し、直ちに室温まで冷却
することを特徴とする連続焼鈍による耐食性に漫れるＴ
−３〜Ｔ−４の軟質ぶりき原板の製造方法。
（２） Ｏｏ、ｏグル０．０７％、全Ｎ Ｏ，０θｉ
ｉｏ％以下、Ｓｏ／ＡＩ ０．００１〜０．０．２％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５ｌＩｏ −ｓｇｏ ’ｃ未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、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ｔＷＯ°Ｃ以上の
温度に２０秒間以上保持し、直ちに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の
軟質ぶりき原板の製造方法。
ｉｏ％以下、Ｓｏ／ＡＩ ０．００１〜０．０．２％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５ｌＩｏ −ｓｇｏ ’ｃ未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、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ｔＷＯ°Ｃ以上の
温度に２０秒間以上保持し、直ちに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の
軟質ぶりき原板の製造方法。
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
た溶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。
た溶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は次の通りである。
Ｃは一般に少ないけど鋼は軟化すると考えられがちであ
るが、０が０１７０％より少ない範囲内ではＣがほぼＯ
０θＡ％のとき最も硬度が低くなり、かかる軟化にはま
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。第１発明においてＣが０．０二％より少
ないか、０．０９％より多い場合には所定の硬度Ｔ−３
あるいはＴ−４級が得られないので、Ｃはθ。０．１〜
０．０９％の範囲内にする必要がある。一方第コ発明Ｇ
こおし）でＣ力（ｏｔｒｙ％より少ないか、０゜０７％
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ｏ、ｏｔｌ〜０゜０７％の範囲内にする必要があ
る。
るが、０が０１７０％より少ない範囲内ではＣがほぼＯ
０θＡ％のとき最も硬度が低くなり、かかる軟化にはま
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。第１発明においてＣが０．０二％より少
ないか、０．０９％より多い場合には所定の硬度Ｔ−３
あるいはＴ−４級が得られないので、Ｃはθ。０．１〜
０．０９％の範囲内にする必要がある。一方第コ発明Ｇ
こおし）でＣ力（ｏｔｒｙ％より少ないか、０゜０７％
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ｏ、ｏｔｌ〜０゜０７％の範囲内にする必要があ
る。
ｓｏ／Ａ／は連続焼鈍後の硬さを低下し表面処理後の硬
質化も低減する有効な成分である。５ｏｔＡ、／が０゜
００３％より少ないとＭの脱酸が充分Ｇこは行われない
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ｅｏ、ｔＡｌを
θ。０２％より多くすることは南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ｓ
ｏ／Ａｔは０．００３〜θ、０２％の範囲内にする必要
がある。
質化も低減する有効な成分である。５ｏｔＡ、／が０゜
００３％より少ないとＭの脱酸が充分Ｇこは行われない
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ｅｏ、ｔＡｌを
θ。０２％より多くすることは南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ｓ
ｏ／Ａｔは０．００３〜θ、０２％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ダｏ ｐ
ｐｍ程度は含有され、Ｎが固溶したままで全量残留する
と時効硬化を招く。全Ｎがｏ、ｏｏｙθ％より多いと固
溶Ｎの析出を促すために熱延巻取温度を高（する必要が
あり、ＡＩＮの析出量が増加して−の結晶粒の成長を阻
止して硬度が高くなるので、全Ｎは００ｏｏｙｏ％より
少なくする必要がある。
ｐｍ程度は含有され、Ｎが固溶したままで全量残留する
と時効硬化を招く。全Ｎがｏ、ｏｏｙθ％より多いと固
溶Ｎの析出を促すために熱延巻取温度を高（する必要が
あり、ＡＩＮの析出量が増加して−の結晶粒の成長を阻
止して硬度が高くなるので、全Ｎは００ｏｏｙｏ％より
少なくする必要がある。
次に本発明を実験データに基いて説明する。
（Ａ） 適正なＡ、Ｚ鼠とＮ量との関係。
適正なｓｏ／Ａｔ１ｔとＮｆｆ１との関係を明らかにす
るためＱ Ｏ，０！ｉ％の鋼を基準として８ｏｔＡｔ量
をｏ、ｏｏ３％から０．０ｓ％まで変化させ、Ｎをｏ
、ｏｏ；ｔ％からｏ、ｏｏｔ、％まで変化させたＡ−１
キルド鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、
熱延仕上げ温度をｇ３０− ｇ９０ ’Ｃ、熱延巻取温
度をＳＳＯ″Ｃとしてコ、６關厚さの熱延鋼帯とし、酸
洗後０゜３２隨板厚に冷間圧延した。この冷延鋼板を７
ＩＯ”Ｃに加熱して再結晶焼鈍し、直ちに室温まで冷却
した。しかる後／％の調質圧延を施し、これをハロゲン
タイプの電気錫めっきラインを通して製品とした。かく
して得た多くの供試材の硬さを測定した結果を８０！Ａ
ｌ量およびＮ量とともに第１図に示す。同図において、
）（Ｒ３０ＴがＳ９以下の調質度’［’−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ｅｏｌＡ、ｔ 、 Ｎ ＩｊｔはそれぞれＯ２０
，２％以下１ｊよび０．００り％以下の範囲であった。
るためＱ Ｏ，０！ｉ％の鋼を基準として８ｏｔＡｔ量
をｏ、ｏｏ３％から０．０ｓ％まで変化させ、Ｎをｏ
、ｏｏ；ｔ％からｏ、ｏｏｔ、％まで変化させたＡ−１
キルド鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、
熱延仕上げ温度をｇ３０− ｇ９０ ’Ｃ、熱延巻取温
度をＳＳＯ″Ｃとしてコ、６關厚さの熱延鋼帯とし、酸
洗後０゜３２隨板厚に冷間圧延した。この冷延鋼板を７
ＩＯ”Ｃに加熱して再結晶焼鈍し、直ちに室温まで冷却
した。しかる後／％の調質圧延を施し、これをハロゲン
タイプの電気錫めっきラインを通して製品とした。かく
して得た多くの供試材の硬さを測定した結果を８０！Ａ
ｌ量およびＮ量とともに第１図に示す。同図において、
）（Ｒ３０ＴがＳ９以下の調質度’［’−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ｅｏｌＡ、ｔ 、 Ｎ ＩｊｔはそれぞれＯ２０
，２％以下１ｊよび０．００り％以下の範囲であった。
す７１″わち、Ｂｏ／Ａｔがθ。０コ％を越える場合、
もしくはＮ量が０．０θ１％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 、 ＡｔおよびＡ／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ｓｏ／Ａ／
０．００３〜０．０１％、Ｎ Ｏ，００ｑ％以下に限
定すべきであることが判明した。
もしくはＮ量が０．０θ１％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 、 ＡｔおよびＡ／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ｓｏ／Ａ／
０．００３〜０．０１％、Ｎ Ｏ，００ｑ％以下に限
定すべきであることが判明した。
（Ｂ） Ａ、／ ｉと再結晶後の結晶粒径との関係ぶ
りき原板の硬度を支配する要因としては、固溶Ｃや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
。結晶粒の大きさは、Ｃ量が少ないほど、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
発明者らが種々調べた結果、結晶粒の大きさはＡｔＷに
も大きく依存することがわかった。Ａ、／量と再結晶後
の粒径との関係を、熱１ｆＪｊ圧延温度別に第二図に示
すが、結晶粒はいずれの熱間圧延条件においてもＡｔ１
ｌ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ＡＩＮ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熱延
巻取温度が高いものおよび熱延巻取温度が同一水準でも
熱延仕上温度の低いものが、いずれのＡ、１Ｍｔ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γ領域で通過したか、α＋γ共存領域で通過し
たかによる違いに起因している。
りき原板の硬度を支配する要因としては、固溶Ｃや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
。結晶粒の大きさは、Ｃ量が少ないほど、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
発明者らが種々調べた結果、結晶粒の大きさはＡｔＷに
も大きく依存することがわかった。Ａ、／量と再結晶後
の粒径との関係を、熱１ｆＪｊ圧延温度別に第二図に示
すが、結晶粒はいずれの熱間圧延条件においてもＡｔ１
ｌ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ＡＩＮ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熱延
巻取温度が高いものおよび熱延巻取温度が同一水準でも
熱延仕上温度の低いものが、いずれのＡ、１Ｍｔ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γ領域で通過したか、α＋γ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、材質が均一で軟質なぶりき板とするた
めには、ｈｔｎｋ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つた。
めには、ｈｔｎｋ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つた。
＜ａ＞ 適正０世と熱延巻取温度との関係鋼中のＣ量
が低いほど軟質な鋼が得られると一般に考えられて゛い
たが、本発明の発明者らが実験を繰り返し研究した結果
、ｃｉｔが０．７％以下の範囲ではＣ量が０゜０６％程
度含イｊしている鋼板が最も（１）！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ｔ響を及ばずこ
とが判明した。さらに、熱延巻取温度も高＜７：ｒるけ
ど鋼板の硬度が低くなるとは限らず、同一０ 、ｌｉ’
ｌでは熱延巻取湿度がｓｇｏ”ｃ付近のものが最も軟質
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なり、固溶
成分が析出するために必要１．ｒ核が少なくなるので、
連続し１と鈍のような短時間焼鈍においては、過時効処
理を施しても固溶Ｃが十分析出できなく残存するためで
あると考えられる。
が低いほど軟質な鋼が得られると一般に考えられて゛い
たが、本発明の発明者らが実験を繰り返し研究した結果
、ｃｉｔが０．７％以下の範囲ではＣ量が０゜０６％程
度含イｊしている鋼板が最も（１）！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ｔ響を及ばずこ
とが判明した。さらに、熱延巻取温度も高＜７：ｒるけ
ど鋼板の硬度が低くなるとは限らず、同一０ 、ｌｉ’
ｌでは熱延巻取湿度がｓｇｏ”ｃ付近のものが最も軟質
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なり、固溶
成分が析出するために必要１．ｒ核が少なくなるので、
連続し１と鈍のような短時間焼鈍においては、過時効処
理を施しても固溶Ｃが十分析出できなく残存するためで
あると考えられる。
一方、熱延巻取温度が高い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粗大化し、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。
分に進んで炭化物が凝集して粗大化し、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。
この関係は第３図に示す如くである。
Ｑ）） 再結晶焼鈍条件
再結晶焼鈍は、十分軟質な鋼板を得るための最終工程で
ある。従って、適正な焼鈍条件をみつけることが重要に
なるが、本発明は成分規制および熱延巻取温度規制によ
り、過時効処理を施′さなくてもＴ−３級相当の軟質ぶ
りきが得られることが特長である。本発明において用い
る素材は、ｈｔ量を少なく１．、Ｎｉｔも少なく規制し
ている。これは前述のようにＡｔＮの析出による粒成長
の阻害作用を防ぐ目的と、さらに、固溶Ｎを少なくする
ためには溶鋼で混入した（Ｎを後工程でＡＩＮとして析
出させる必要があるが、その際ｉＮの析出はｌ量と温度
に依存する。本発明によれば、ｉｆｆが少ないので、Ａ
、／Ｎの析出率も小さくなり固溶Ｎとして残存する比率
が高くなる。そこで全ＮとＡＪＮ中のＮとの差、すなわ
ち固溶Ｎを少なくするために溶鋼に混入する全ｌｉｔを
０．００ｌ０％以下とし、熱延巻取温度をＳθ０〜！ｒ
ｇｏ°Ｃ未満とし、さらに連続焼鈍の最高温度をｔ、ｇ
ｏ”ｃ以上として、固溶Ｎの残存量がｏ 、ｏｏ；ｔｏ
％以下すなわち：ｗｐｐｍ以下になるようにした。また
、固溶Ｏの析出は、過時効処理を施さなくても調質度Ｔ
−３ないしＴ−４級の硬度を得るに十分な調整がなされ
ている。すなわち、Ｃ量を０．０２〜０００９％に規制
し、熱延巻取温度を５０θ〜ｓｇｏ″Ｃ未満に規制する
ことにより、さらにより確実にＴ−３級を得るにはＣｈ
先を０゜０１ｌ−〜０．０７％の範囲内に限定し、かつ
熱延巻取温度をｓｙθ〜５ｆθ°Ｃ未満とすることによ
り、固溶Ｃの析出核としてのセメンタイトが微細に分布
するようにしたので、あえて過時効処理を行う必要がな
くなった。また、Ｃｆ１ｌの上限を規制することにより
、細粒化およびマトリックスの硬質化によるぶりきの硬
度」二昇を防ぐことができる。
ある。従って、適正な焼鈍条件をみつけることが重要に
なるが、本発明は成分規制および熱延巻取温度規制によ
り、過時効処理を施′さなくてもＴ−３級相当の軟質ぶ
りきが得られることが特長である。本発明において用い
る素材は、ｈｔ量を少なく１．、Ｎｉｔも少なく規制し
ている。これは前述のようにＡｔＮの析出による粒成長
の阻害作用を防ぐ目的と、さらに、固溶Ｎを少なくする
ためには溶鋼で混入した（Ｎを後工程でＡＩＮとして析
出させる必要があるが、その際ｉＮの析出はｌ量と温度
に依存する。本発明によれば、ｉｆｆが少ないので、Ａ
、／Ｎの析出率も小さくなり固溶Ｎとして残存する比率
が高くなる。そこで全ＮとＡＪＮ中のＮとの差、すなわ
ち固溶Ｎを少なくするために溶鋼に混入する全ｌｉｔを
０．００ｌ０％以下とし、熱延巻取温度をＳθ０〜！ｒ
ｇｏ°Ｃ未満とし、さらに連続焼鈍の最高温度をｔ、ｇ
ｏ”ｃ以上として、固溶Ｎの残存量がｏ 、ｏｏ；ｔｏ
％以下すなわち：ｗｐｐｍ以下になるようにした。また
、固溶Ｏの析出は、過時効処理を施さなくても調質度Ｔ
−３ないしＴ−４級の硬度を得るに十分な調整がなされ
ている。すなわち、Ｃ量を０．０２〜０００９％に規制
し、熱延巻取温度を５０θ〜ｓｇｏ″Ｃ未満に規制する
ことにより、さらにより確実にＴ−３級を得るにはＣｈ
先を０゜０１ｌ−〜０．０７％の範囲内に限定し、かつ
熱延巻取温度をｓｙθ〜５ｆθ°Ｃ未満とすることによ
り、固溶Ｃの析出核としてのセメンタイトが微細に分布
するようにしたので、あえて過時効処理を行う必要がな
くなった。また、Ｃｆ１ｌの上限を規制することにより
、細粒化およびマトリックスの硬質化によるぶりきの硬
度」二昇を防ぐことができる。
適正な再結晶焼鈍条件を求めるために（Ａ） 、 （Ｂ
） 。
） 。
（０）にて限定した適正成分鋼を使用し、焼鈍温度をＡ
Ｏθ〜ｇｓｏ″Ｃの間で変えて実験し、焼鈍後の硬度Ｈ
Ｒ３０’Ｉ’を測定した。なお、この焼鈍時間における
保持時間はすべて２０秒とした。結果は、焼鈍温度はＡ
ｇＯ″Ｃ以上であれば）（Ｒ３０Ｔがｓｑ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、ｔｇθ°Ｃ以上の場合２０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。
Ｏθ〜ｇｓｏ″Ｃの間で変えて実験し、焼鈍後の硬度Ｈ
Ｒ３０’Ｉ’を測定した。なお、この焼鈍時間における
保持時間はすべて２０秒とした。結果は、焼鈍温度はＡ
ｇＯ″Ｃ以上であれば）（Ｒ３０Ｔがｓｑ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、ｔｇθ°Ｃ以上の場合２０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。
再結晶後の冷却条件については通常条件で十分であり、
特に規制しない。
特に規制しない。
（Ｅ） 熱延巻取温度のぶりきの耐食性におよぼす影
響、。
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） （Ｆｅ３０４）
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、最終成品に表面欠
陥が発生しやすくなる。元来、ぶりきは表面性状が極め
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） （Ｆｅ３０４）
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、最終成品に表面欠
陥が発生しやすくなる。元来、ぶりきは表面性状が極め
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。
ざらに熱延巻取温度が高いと、熱延板中のカーバイドが
通常の低温巻取材の如くフェライト中に微細に析出せず
、粒界に凝集した組織になり、このλ１（１織は冷延、
焼鈍、調質１−ト：延を経てめっき工程まで保持される
。
通常の低温巻取材の如くフェライト中に微細に析出せず
、粒界に凝集した組織になり、このλ１（１織は冷延、
焼鈍、調質１−ト：延を経てめっき工程まで保持される
。
第９図の写真は、めっき工程入側において酸洗処理を施
したぶりき原板表面を電子顕微鏡観察で調べて発見され
た凝集粗大炭化物である。
したぶりき原板表面を電子顕微鏡観察で調べて発見され
た凝集粗大炭化物である。
この炭化物は電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（溶鍋化処理）では
、この部分は金属錫が再溶ｌｔ、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となる。
われる通電加熱によるリフロー処理（溶鍋化処理）では
、この部分は金属錫が再溶ｌｔ、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となる。
第５図は上記関係を示す図であり、巻取温度がｓｇθ°
Ｃ以上では鉄溶出試験値が大きくなるのでぶりき板の耐
食性を劣化ざぜる結果となる。
Ｃ以上では鉄溶出試験値が大きくなるのでぶりき板の耐
食性を劣化ざぜる結果となる。
ｓｇｏ’ｃより高くなると炭化物は凝集し、６り０ ’
Ｃ以上では粗大化する傾向がみられたが！ｆｇｏ°Ｃ未
満のものには上記炭化物はみられなかった。
Ｃ以上では粗大化する傾向がみられたが！ｆｇｏ°Ｃ未
満のものには上記炭化物はみられなかった。
前記鉄溶出試験値（Ｉｒりｎ ５ｏｌｕｔｉｏｎ ｔｅ
ｓｔｙａｌｕｅとも呼ばれている）はめつき前の原板表
面およびめっき層の対食抵抗を求めるため、缶詰の反応
を真似た試験状態で、ぶりき試片から溶解したＦθの量
を求め、耐食性の評価を行うものである。
ｓｔｙａｌｕｅとも呼ばれている）はめつき前の原板表
面およびめっき層の対食抵抗を求めるため、缶詰の反応
を真似た試験状態で、ぶりき試片から溶解したＦθの量
を求め、耐食性の評価を行うものである。
前記（４）、 （Ｂ） 、 （０） 、 （Ｄ） 、［
有］）にて限定した条件で連続焼鈍を行った後、調質圧
延し、その後鍋めっきを施しだぶりきはＴ−３級の軟質
で、加工性にすぐれた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。
有］）にて限定した条件で連続焼鈍を行った後、調質圧
延し、その後鍋めっきを施しだぶりきはＴ−３級の軟質
で、加工性にすぐれた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３ｓ−ｙざ左７ダ号公報記載
の発明と相異する点をまとめると下記のようである。
の発明と相異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Ｏ１結晶粒度、固溶Ｎの
順に支配され、固溶０による影響が最も大きいことがら
Ｃ含有量を最適範囲内に限定する必要のあること、また
熱延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ｍＯ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。連続焼鈍冷却時に固溶Ｃの析出を助長するために
は核が必要であり、その核としてはセメンタイトがある
ところで連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、Ｃ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含有量をｏ、ｏ
ｙ −ｏ。０７％と比較的高くする必要があることを知
見したのである。この点前記公報によればＣは０゜７２
％以下に限定され、本発明によるＣの最適含有量につい
ては知られていなかった０なお第り図に示すように、熱
延巻取温度を高くするとセメンター（）は凝集し粗大化
し、３ｇＯ°Ｃ以上でセメンタイトの凝集が始まり、Ａ
’ｌＯ°Ｃ以上で粗大化が始まることを知見した。かか
る凝集あるいは粗大化したセメンタイトはぶりきの耐食
性をも劣化させる。また前記巻取温度の上昇により熱延
板のスケール層が厚くなり脱スケール性が低下するに至
る。よって本発明によれば゛巻取温度をｒｇｏ”ｃ未満
とすることが必要であることを本発明者らは知見したの
である。
べた結果、ぶりきの硬度は固溶Ｏ１結晶粒度、固溶Ｎの
順に支配され、固溶０による影響が最も大きいことがら
Ｃ含有量を最適範囲内に限定する必要のあること、また
熱延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ｍＯ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。連続焼鈍冷却時に固溶Ｃの析出を助長するために
は核が必要であり、その核としてはセメンタイトがある
ところで連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、Ｃ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含有量をｏ、ｏ
ｙ −ｏ。０７％と比較的高くする必要があることを知
見したのである。この点前記公報によればＣは０゜７２
％以下に限定され、本発明によるＣの最適含有量につい
ては知られていなかった０なお第り図に示すように、熱
延巻取温度を高くするとセメンター（）は凝集し粗大化
し、３ｇＯ°Ｃ以上でセメンタイトの凝集が始まり、Ａ
’ｌＯ°Ｃ以上で粗大化が始まることを知見した。かか
る凝集あるいは粗大化したセメンタイトはぶりきの耐食
性をも劣化させる。また前記巻取温度の上昇により熱延
板のスケール層が厚くなり脱スケール性が低下するに至
る。よって本発明によれば゛巻取温度をｒｇｏ”ｃ未満
とすることが必要であることを本発明者らは知見したの
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た。
これらのうち、供試材Ａ／〜／弘について仕上温度３３
０〜ｇｑｏ’ｃ、巻取温度左ＯＯ〜７３０’Ｃで板厚２
．６順に熱間圧延後、板厚０．３コｍｍまで冷間圧延し
た。
０〜ｇｑｏ’ｃ、巻取温度左ＯＯ〜７３０’Ｃで板厚２
．６順に熱間圧延後、板厚０．３コｍｍまで冷間圧延し
た。
この冷延板をｑｉｏ’ｃの温度に２０秒保持して連続焼
鈍を行い、ただぢに室温まで冷却した。
鈍を行い、ただぢに室温まで冷却した。
その後、／、０％の調質圧延を施した後、ハロゲンタイ
プの錫めつぎ工程にてす２左錫めっきおよび通常の溶銅
処理を施した。
プの錫めつぎ工程にてす２左錫めっ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、ぶりき耐食性を示す一例と
して鉄溶解試験値を測定し、その評価は第２表に示すと
おりである。
して鉄溶解試験値を測定し、その評価は第２表に示すと
おりである。
第２表より明らからように供試鋼Ａ ／〜７の本発明−
を使用する場合には、製品ぶりきは９）（に安定してＨ
Ｒ３０’ｌ：’がＳ９以下の軟質で高耐食性ぶりきを得
ることができるが、本発明の限定外の組成の比較鋼Ａｇ
−１／では、いずれもｉ！ｌ！ｉ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！ｉｇｏ”ｃ未満のものであり、高耐食性
ぶりきは得られている。一方、本発明の限定内ＩＩ戊で
はあるが、熱延巻取温度がｓｇｏ°Ｃ以上巻き取った比
較ＭＡ／、２〜／グでは、いずれも、ｉ１１質度ＨＲ３
０Ｔが１以下の軟質になるが、鉄溶出試験値が悪く、高
耐食ぶりきが得られなかった。
を使用する場合には、製品ぶりきは９）（に安定してＨ
Ｒ３０’ｌ：’がＳ９以下の軟質で高耐食性ぶりきを得
ることができるが、本発明の限定外の組成の比較鋼Ａｇ
−１／では、いずれもｉ！ｌ！ｉ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！ｉｇｏ”ｃ未満のものであり、高耐食性
ぶりきは得られている。一方、本発明の限定内ＩＩ戊で
はあるが、熱延巻取温度がｓｇｏ°Ｃ以上巻き取った比
較ＭＡ／、２〜／グでは、いずれも、ｉ１１質度ＨＲ３
０Ｔが１以下の軟質になるが、鉄溶出試験値が悪く、高
耐食ぶりきが得られなかった。
なお、第１表の比較ＭＡｇ〜／ｌの成分中１アンダーラ
インを施しているのけ、本発明の限定性成分である。特
にａＯ０Ｏｑ〜０．０７％巻取渇度Ｓりθ〜ｓｇｏ°Ｃ
未満の本発明鋼Ａ ３ 、 ｕ 、 ｓはＨＲ３０Ｔが
！；’／以下でＴ −２３レベルのものまで得られた。
インを施しているのけ、本発明の限定性成分である。特
にａＯ０Ｏｑ〜０．０７％巻取渇度Ｓりθ〜ｓｇｏ°Ｃ
未満の本発明鋼Ａ ３ 、 ｕ 、 ｓはＨＲ３０Ｔが
！；’／以下でＴ −２３レベルのものまで得られた。
、実施例２
第１表にて示した成分と同一供試材Ａ／〜／グを用いて
、より軟質材を得る目的で、熱延仕上温度をｎｏ〜７９
０°Ｃと実施例１より低くして、その他の条件を実施例
１と同一として製造したぶりきについて、調質度ＨＲ３
０Ｔの測定と鉄溶出試験値の評価をした結果は第３表に
示すとおりである。
、より軟質材を得る目的で、熱延仕上温度をｎｏ〜７９
０°Ｃと実施例１より低くして、その他の条件を実施例
１と同一として製造したぶりきについて、調質度ＨＲ３
０Ｔの測定と鉄溶出試験値の評価をした結果は第３表に
示すとおりである。
第３表より明らかな如く、本発明鋼を使用する場合には
、ＩＩＲ３０Ｔが、５−．２〜３ｇのＴ−３および′ｖ
−２％レベルの高耐食性ぶりきが得られることが゛［１
１明した。しかし、比較鋼Ａ ｇ ＝ 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、比較鋼湯７．２〜／りは、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
。
、ＩＩＲ３０Ｔが、５−．２〜３ｇのＴ−３および′ｖ
−２％レベルの高耐食性ぶりきが得られることが゛［１
１明した。しかし、比較鋼Ａ ｇ ＝ 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、比較鋼湯７．２〜／りは、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Ｃ１５ｏｔＡ／
Ｎの限定成分を有する連続鋳造鋼を使用し、熱間圧延
後の巻取温度を従来より低くしてＳＯＯ〜ｓｇθ゛Ｃ未
満とし、かつ連続焼鈍条件を適当に規制することにより
、次の如き大なる効果を収めることができた。
Ｎの限定成分を有する連続鋳造鋼を使用し、熱間圧延
後の巻取温度を従来より低くしてＳＯＯ〜ｓｇθ゛Ｃ未
満とし、かつ連続焼鈍条件を適当に規制することにより
、次の如き大なる効果を収めることができた。
（イ）常に安定して軟質ぶりき原板を製造することがで
きる。
きる。
（ロ）本発明法は熱間圧延後の巻取温度をＳＯＯ〜ｓｇ
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速度と変えることなくすることが
できるばかりではなく、熱延板中のカーバイドがフェラ
イト中に微細に析出するので、めっき板の耐食性を向上
させること力（できた。
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速度と変えることなくすることが
できるばかりではなく、熱延板中のカーバイドがフェラ
イト中に微細に析出するので、めっき板の耐食性を向上
させること力（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上
が可能となり、従って、コストの大幅低減が可能となっ
た。
製造法、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上
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）本発明により得られた軟質ぶりきは加工性Ｇこすぐ
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）本発明において用いる鋼片の成分は、Ａｌ鼠が
少ないので、溶製に当って使用する金属Ａｌ量が少なく
てすむ。
少ないので、溶製に当って使用する金属Ａｌ量が少なく
てすむ。
なお、本発明はぶりきのみについて記載したが、本発明
によるぶりき原板を用いて、ティンフリー鋼板を製造す
る場合には、ぶりき製潰時の如き溶鍋化処理による硬度
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。
によるぶりき原板を用いて、ティンフリー鋼板を製造す
る場合には、ぶりき製潰時の如き溶鍋化処理による硬度
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図は鋼板の硬度に対するＡ、／とＮの含有量の相関
関係を示す図、第一図は仕上温度と巻取温度を変化させ
た場合のぶりき原板のＡ、／含有量（ｗｔ嘱）と結晶粒
度との関係を示す図、第３図は仕上温度と巻取温度を変
化させた場合のぶりきのＯ含有量（ｗｔ％）と硬度（Ｈ
Ｒ３０Ｔ ）との関係を示す図、第７図は連鋳鋼片を巻
取温度ｉｓ；ｏ’ｃで巻取った後に冷延を施した冷延鋼
板の表面Ｇこ凝集した炭化物を示す電子顕微鏡写真、第
３図は鋼板の巻取温度と鉄溶出試験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Ｎ （ｗｔ’／
、）
関係を示す図、第一図は仕上温度と巻取温度を変化させ
た場合のぶりき原板のＡ、／含有量（ｗｔ嘱）と結晶粒
度との関係を示す図、第３図は仕上温度と巻取温度を変
化させた場合のぶりきのＯ含有量（ｗｔ％）と硬度（Ｈ
Ｒ３０Ｔ ）との関係を示す図、第７図は連鋳鋼片を巻
取温度ｉｓ；ｏ’ｃで巻取った後に冷延を施した冷延鋼
板の表面Ｇこ凝集した炭化物を示す電子顕微鏡写真、第
３図は鋼板の巻取温度と鉄溶出試験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Ｎ （ｗｔ’／
、）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ］−１Ｃθ。０．２〜０．０９％、全Ｎ（７，θｏＩｌ
ｏ％以下、ｓｏｌ Ａ、ｌ ０６００３〜Ｏ０θ、２％
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ａ１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’ｃ未満の温度範囲
内で巻取った後、酸洗いし、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６ｇθ゛Ｃ以上の温
度に２０秒間以上保持し、直ちに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〜Ｔ
−４の軟質ぶりき原板の製造方法。 ２、 ｃ ｏ、ｏｑ〜０゜０７％、全Ｎ Ｏ，００
１ＡＯ％以下、８ｏｔｈｔ ｏ。００３〜０．０２％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５ＩＩｏ −ｓｔｏ ’ｃ未満の温度範
囲内で巻取った後、酸洗いし、次いで常法により冷間圧
延を施した冷延調帯を連続焼鈍炉内に６ｇｏ″Ｃ以上の
温度に２０秒間以上保持し、直ちに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の
軟質ぶりき原板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12599881A JPS5827934A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12599881A JPS5827934A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5827934A true JPS5827934A (ja) | 1983-02-18 |
Family
ID=14924186
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12599881A Pending JPS5827934A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性に優れる軟質ぶりき原板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5827934A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6190644A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血補助具 |
| JPS6190643A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血器具 |
| 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 |
| JPS63201512U (ja) * | 1987-06-17 | 1988-12-26 | ||
| US4952133A (en) * | 1986-10-13 | 1990-08-28 | Mitsubishi Plastics Industries Limited | Apparatus for forming a blown bottle with a handle |
| JP2007134394A (ja) * | 2005-11-08 | 2007-05-31 | Rohm Co Ltd | 半導体装置 |
-
1981
- 1981-08-13 JP JP12599881A patent/JPS5827934A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6190644A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血補助具 |
| JPS6190643A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-08 | テルモ株式会社 | 採血器具 |
| JPH02937B2 (ja) * | 1984-10-11 | 1990-01-09 | Terumo Corp | |
| JPH02938B2 (ja) * | 1984-10-11 | 1990-01-09 | Terumo Corp | |
| 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 | |
| US4952133A (en) * | 1986-10-13 | 1990-08-28 | Mitsubishi Plastics Industries Limited | Apparatus for forming a blown bottle with a handle |
| JPS63201512U (ja) * | 1987-06-17 | 1988-12-26 | ||
| JPH0347606Y2 (ja) * | 1987-06-17 | 1991-10-11 | ||
| JP2007134394A (ja) * | 2005-11-08 | 2007-05-31 | Rohm Co Ltd | 半導体装置 |
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