JPS60262918A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS60262918A JPS60262918A JP59116612A JP11661284A JPS60262918A JP S60262918 A JPS60262918 A JP S60262918A JP 59116612 A JP59116612 A JP 59116612A JP 11661284 A JP11661284 A JP 11661284A JP S60262918 A JPS60262918 A JP S60262918A
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Classifications
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- 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
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- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
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-
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-
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- C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
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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】
(産業上の利用分野)
いわゆるぶりきやティンフリースチールなど薄鋼板にS
n又はCrなどを薄くめっきした表面処理鋼板のめっき
原板としての薄鋼板を、表面処理原板ということにして
、その製造に関してこの明細書に述べる技術内容は、該
表面処理鋼板に加えられる加工、とくに絞り加工の際に
おけるストレッチャーストレインの発生を有効に回避す
ることについての開発成果を提案するところにある。
n又はCrなどを薄くめっきした表面処理鋼板のめっき
原板としての薄鋼板を、表面処理原板ということにして
、その製造に関してこの明細書に述べる技術内容は、該
表面処理鋼板に加えられる加工、とくに絞り加工の際に
おけるストレッチャーストレインの発生を有効に回避す
ることについての開発成果を提案するところにある。
ここにたとえばぶりきの調質度に関しJISG3303
によると、目標するロックウェルT硬さくHR30T)
に応じてT−1(HR30T+49±3)からT−6(
lIR30Tニア0±3)まで、数区分され、これらに
つき、箱焼なまし法による場合のほか、とくにT−4C
^〜T−6C^(H307:61±3〜70±3)につ
いて連続焼なまし法による場合が規定されているが上記
区分のうち、調質度12以上のぶりきおよびこれに類似
するティンフリースチールに適合する。
によると、目標するロックウェルT硬さくHR30T)
に応じてT−1(HR30T+49±3)からT−6(
lIR30Tニア0±3)まで、数区分され、これらに
つき、箱焼なまし法による場合のほか、とくにT−4C
^〜T−6C^(H307:61±3〜70±3)につ
いて連続焼なまし法による場合が規定されているが上記
区分のうち、調質度12以上のぶりきおよびこれに類似
するティンフリースチールに適合する。
(従 来 の 技 術)
来T−1〜T−4級のぶりき用めっき原板は、C:0.
01〜0.10重量%(以下、鋼成分についても単に%
で示す)の低炭素アルミキルド鋼が、またT−5,T〜
6については、PまたはN添加による硬さ増強を狙った
低炭素アルミキルド鋼が主として用いられた。
01〜0.10重量%(以下、鋼成分についても単に%
で示す)の低炭素アルミキルド鋼が、またT−5,T〜
6については、PまたはN添加による硬さ増強を狙った
低炭素アルミキルド鋼が主として用いられた。
これらの表面処理原板に施される焼なまし法とぶりきの
性質の関係は次のとおりである。
性質の関係は次のとおりである。
霜焼なまし法:再結晶(5503700℃)終了後、数
日かけて室温近くまで徐冷されるので、鋼中Cは炭化物
として大部分が析出する。又鋼中Nは、加熱中に窒化ア
ルミニウムとして析出する。
日かけて室温近くまで徐冷されるので、鋼中Cは炭化物
として大部分が析出する。又鋼中Nは、加熱中に窒化ア
ルミニウムとして析出する。
つまり鋼中C,Nが固溶状態として存在しないので、調
質圧延と、すずめつき後のすずめつき合金化処理(23
0〜250度で数秒保持する。いわゆるリフロー処理)
を施しても、歪時効せず、降伏点伸びは発生しない。
質圧延と、すずめつき後のすずめつき合金化処理(23
0〜250度で数秒保持する。いわゆるリフロー処理)
を施しても、歪時効せず、降伏点伸びは発生しない。
連続焼なまし法:lO〜30℃/秒で600〜730
℃に急速加熱し、数十秒保持て再結晶を行わせた後、5
〜50℃7秒で室温まで急速冷却されるので、C1Nは
大部分が固溶状態で存在する。それ故調質圧延により転
位が鋼内に導入され、次いですずめつき後のすずめつき
合金化処理により、固溶状態のC,Nが転位線上に析出
し、歪時効硬化を引き起こす。従ってこの鋼板を缶など
に加工すると降伏点伸びに起因するすじ模様(ストレッ
チャーストレインという)が発生し、著しく美観を損な
う。
℃に急速加熱し、数十秒保持て再結晶を行わせた後、5
〜50℃7秒で室温まで急速冷却されるので、C1Nは
大部分が固溶状態で存在する。それ故調質圧延により転
位が鋼内に導入され、次いですずめつき後のすずめつき
合金化処理により、固溶状態のC,Nが転位線上に析出
し、歪時効硬化を引き起こす。従ってこの鋼板を缶など
に加工すると降伏点伸びに起因するすじ模様(ストレッ
チャーストレインという)が発生し、著しく美観を損な
う。
さらに最近に至って連続焼鈍法にて急冷過時効処理を行
い軟質ぶりきを製造する技術として、特開昭58−27
933号公報などがしられている。しかしこれらの方法
においてはストレッチャーストレインの発生は依然、避
けられなかった。とくに焼付塗装処理のように200
℃以上の温度に10分間程度も保持される場合において
はストレッチャーストレインの発生が著しかった。
い軟質ぶりきを製造する技術として、特開昭58−27
933号公報などがしられている。しかしこれらの方法
においてはストレッチャーストレインの発生は依然、避
けられなかった。とくに焼付塗装処理のように200
℃以上の温度に10分間程度も保持される場合において
はストレッチャーストレインの発生が著しかった。
すなわち、従来連続焼なまし法で製造されていたT−2
〜T−3調質度程度の軟質ぶりきには、ストレッチャー
ストレインが少なからず発生し、問題を引き起こしてい
たわけである。
〜T−3調質度程度の軟質ぶりきには、ストレッチャー
ストレインが少なからず発生し、問題を引き起こしてい
たわけである。
一方連続焼なましと調質圧延を組合せてT−4〜T−6
調質度程度の硬質ぶりき板を製造する技術としては、特
公昭56−3413号公報が知られている。
調質度程度の硬質ぶりき板を製造する技術としては、特
公昭56−3413号公報が知られている。
同号公報には、素材としてC:0.1%以下(実施例0
.04%)、Si:0.05%以下、Mn:0.05〜
0.4%、酸可溶^10.旧〜0.1%、N:0.00
2〜0.01%を含有するアルミキルド鋼を素材とし、
熱延仕上げ温度700〜900 ℃、冷延圧下率75〜
93%の熱延と冷延を経て表面硬さ43〜58に連続焼
なましだのに、表面硬さ11R30:44〜75の範囲
の所望の調質度に応じて、1.5〜35%の湿式調質圧
延をすることが開示されている。
.04%)、Si:0.05%以下、Mn:0.05〜
0.4%、酸可溶^10.旧〜0.1%、N:0.00
2〜0.01%を含有するアルミキルド鋼を素材とし、
熱延仕上げ温度700〜900 ℃、冷延圧下率75〜
93%の熱延と冷延を経て表面硬さ43〜58に連続焼
なましだのに、表面硬さ11R30:44〜75の範囲
の所望の調質度に応じて、1.5〜35%の湿式調質圧
延をすることが開示されている。
さらに特開昭55−114401 号、特開昭55−1
06005号等によって開示されているような、調質圧
延の圧下率を調整してテンパーグレードの作り分けを行
う技術もあるが、それらは単にワークロール径の範囲を
規定するか、ウェット圧延とドライ圧延の使い分けをし
硬度を調整する方法である。
06005号等によって開示されているような、調質圧
延の圧下率を調整してテンパーグレードの作り分けを行
う技術もあるが、それらは単にワークロール径の範囲を
規定するか、ウェット圧延とドライ圧延の使い分けをし
硬度を調整する方法である。
なおこの方法において目的の調質度を調質圧延で達成で
きることは調質圧延での加工硬化を考慮すれば容易に類
推できるとは云え、この先行開示にはぶりきに要求され
る材料特性である硬さを満足し得ても、加工時に発生す
るストレッチャーストレインの防止対策について何ら言
及されていない。−とくに焼付塗装後でも完全非時効に
なるような原板は製造でき°なかった。
きることは調質圧延での加工硬化を考慮すれば容易に類
推できるとは云え、この先行開示にはぶりきに要求され
る材料特性である硬さを満足し得ても、加工時に発生す
るストレッチャーストレインの防止対策について何ら言
及されていない。−とくに焼付塗装後でも完全非時効に
なるような原板は製造でき°なかった。
すなわち上掲成分の素材を用いて連続焼なましを施すと
、すでにのべたように多量のCが固溶状態で鋼中に残存
するため後工程の調質圧延により歪が導入され、歪時効
が起こりやすい状況になる。
、すでにのべたように多量のCが固溶状態で鋼中に残存
するため後工程の調質圧延により歪が導入され、歪時効
が起こりやすい状況になる。
従って、調質圧延されためっき原板にすずめつきを施し
てのち、230〜300 ℃、数秒の合金化処理を行っ
たり、又はクロム鍍金を施して、ティンフリースチール
にする際の乾燥のために加熱により歪時効がおこり、製
缶などの加工時に著しいストレッチャーストレインを起
こすことの不利がなお未解決であったのである。
てのち、230〜300 ℃、数秒の合金化処理を行っ
たり、又はクロム鍍金を施して、ティンフリースチール
にする際の乾燥のために加熱により歪時効がおこり、製
缶などの加工時に著しいストレッチャーストレインを起
こすことの不利がなお未解決であったのである。
この点に関し発明者らはさきに、C:0.002%以下
の極低炭素アルミキルド鋼に必要に応じてNbを転化し
た鋼をとくに用い、これに連続焼なまし法を適用し、軟
質ぶりき原板を製造する技術を特開昭58−19722
4号公報にて開示した。
の極低炭素アルミキルド鋼に必要に応じてNbを転化し
た鋼をとくに用い、これに連続焼なまし法を適用し、軟
質ぶりき原板を製造する技術を特開昭58−19722
4号公報にて開示した。
またC:0.0030%以下の極低炭素鋼又は必要に応
じNb又はT1を添加した組成の冷延鋼板を連続焼なま
しし、10%以上の調質圧延を行いストレッチャースト
レインの発生しない硬質ぶりき用めっき原板の製造方法
についても特願昭58−5425号にて出願中である。
じNb又はT1を添加した組成の冷延鋼板を連続焼なま
しし、10%以上の調質圧延を行いストレッチャースト
レインの発生しない硬質ぶりき用めっき原板の製造方法
についても特願昭58−5425号にて出願中である。
これらの方法はCを非常に低くすること、あるいはNb
またはT1を転化すること、さらにWb、Ti を転化
しない場合ストレッチャーストレインを完全に防止する
ためには10%以上もの調質圧延を必要とするものであ
る。
またはT1を転化すること、さらにWb、Ti を転化
しない場合ストレッチャーストレインを完全に防止する
ためには10%以上もの調質圧延を必要とするものであ
る。
(発明が解決しようとする問題)
上記ストレッチャストレインのより有利な抑制を成就す
ることが、上記したとおり問題点として指摘されるわけ
である。
ることが、上記したとおり問題点として指摘されるわけ
である。
(問題点を解決するための手段)
発明者らは、すずめつき後の溶湯処理後のみならず焼付
塗装処理後においても、全くストレッチャーストレイン
の発生しないぶりきの製造法を検討したところ、Cを0
.007%以下と比較的容易に得られる範囲であっても
、2スタンド以上の圧延機で7%以上の調質圧延を行え
ばこの発明で所期した目的が有利に達成されることを見
出した。
塗装処理後においても、全くストレッチャーストレイン
の発生しないぶりきの製造法を検討したところ、Cを0
.007%以下と比較的容易に得られる範囲であっても
、2スタンド以上の圧延機で7%以上の調質圧延を行え
ばこの発明で所期した目的が有利に達成されることを見
出した。
すなわちこの発明は、C:0.0070重量%(鋼成分
料は簡単のため単に%で示す)以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.5%以下、^I :Q、 oio 〜0
.080およびN:0.0050%以下を含み、上記M
n量との比が10以上でかつ0、030%以下のSと、
0.030%以下のPを含有する組成の鋼片を熱間圧延
して仕上温度800 ℃以上で熱間圧延を終了する段階
、 こうして得られた冷延鋼板を連続焼なまし法で再結晶温
度以上800 ℃以下に加熱し、ついで冷却した後2ス
タンド以上の圧延機で7%以上の調質圧延を行う段階 の結合により製造した表面処理原板は、その製造手順は
とくに有利であるにも拘わらず、焼付塗装後でもストレ
ッチャーストレインが発生しない、ぶりきまたはティン
フリースチールとして活用され得ることを究明したもの
である。
料は簡単のため単に%で示す)以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.5%以下、^I :Q、 oio 〜0
.080およびN:0.0050%以下を含み、上記M
n量との比が10以上でかつ0、030%以下のSと、
0.030%以下のPを含有する組成の鋼片を熱間圧延
して仕上温度800 ℃以上で熱間圧延を終了する段階
、 こうして得られた冷延鋼板を連続焼なまし法で再結晶温
度以上800 ℃以下に加熱し、ついで冷却した後2ス
タンド以上の圧延機で7%以上の調質圧延を行う段階 の結合により製造した表面処理原板は、その製造手順は
とくに有利であるにも拘わらず、焼付塗装後でもストレ
ッチャーストレインが発生しない、ぶりきまたはティン
フリースチールとして活用され得ることを究明したもの
である。
(作 用)
この発明において表面処理原板の鋼成分とくにCの挙動
は重要である。
は重要である。
すでに触れたように従来は、Cの含有量が0.旧〜0.
10%と高いため、連続焼なまし時の急速冷却により鋼
中に多量の固溶状態のCが存在し、この固溶Cは調質圧
延とめっき後めっき合金化処理により、転位線上に析出
し、ストレッチャーストレインの原因となる。従って連
続焼なまし後鋼中の固溶状態で存在するC量はできるだ
け少ない方が好ましい。固溶状態のC量を減らすのに最
も有効な方法は、鋼中に含まれるC量を減らすことであ
る。
10%と高いため、連続焼なまし時の急速冷却により鋼
中に多量の固溶状態のCが存在し、この固溶Cは調質圧
延とめっき後めっき合金化処理により、転位線上に析出
し、ストレッチャーストレインの原因となる。従って連
続焼なまし後鋼中の固溶状態で存在するC量はできるだ
け少ない方が好ましい。固溶状態のC量を減らすのに最
も有効な方法は、鋼中に含まれるC量を減らすことであ
る。
そこでC量と調質圧延機と焼付塗装処理後のストレッチ
ャーストレインの関係を調べるため、C量の異なる真空
溶解鋼を実験室的に溶製し、以下の基礎実験を行った。
ャーストレインの関係を調べるため、C量の異なる真空
溶解鋼を実験室的に溶製し、以下の基礎実験を行った。
素材の成分はCを0.0020〜0.12%まで変え、
その他の成分はSi:0.01〜0.02%、Mn:0
.23%、pro、 Oll 〜0.012%、S:0
.007 〜0.009%、^l :0.028〜0.
030%、N:0.0028〜0.0025%でほぼ共
通である。
その他の成分はSi:0.01〜0.02%、Mn:0
.23%、pro、 Oll 〜0.012%、S:0
.007 〜0.009%、^l :0.028〜0.
030%、N:0.0028〜0.0025%でほぼ共
通である。
この鋼を鍛造で30mm厚のシートバーとし、次いで熱
間圧延する際、シートバーを1250℃に加熱し、仕上
温度860 ℃で2.6mmの熱延鋼板とした後、ただ
ちに560 ℃の炉中に装入し、30分徐冷するコイル
巻き取り温度560 ℃相当処理を行った。
間圧延する際、シートバーを1250℃に加熱し、仕上
温度860 ℃で2.6mmの熱延鋼板とした後、ただ
ちに560 ℃の炉中に装入し、30分徐冷するコイル
巻き取り温度560 ℃相当処理を行った。
この鋼板を酸洗後小型圧延機で0.32nonまで冷間
圧延し、さらに連続焼なましサイクルで再結晶焼鈍した
。
圧延し、さらに連続焼なましサイクルで再結晶焼鈍した
。
すなわち冷延鋼板を、熱処理ンミュレーターで15℃/
秒で710 ℃まで急速加熱し該温度に30秒保持した
後lO℃/秒で室温まで急速冷却した。
秒で710 ℃まで急速加熱し該温度に30秒保持した
後lO℃/秒で室温まで急速冷却した。
この後研究小型圧延機で種々の圧下率で1パスまたは2
バスの調質圧延を施した後、めっき及び鍍金後の合金化
処理を実験的に再現するため、250 tのオイルバス
中に3秒保持した後水冷する処理を行った。
バスの調質圧延を施した後、めっき及び鍍金後の合金化
処理を実験的に再現するため、250 tのオイルバス
中に3秒保持した後水冷する処理を行った。
さらに210 ℃で20分間の焼付処理を行った。
その後直径95mmに打抜きダイス50mm L、わ押
さえl ton ポンチ径33n+mの条件で深さ5m
mまで絞り、目視にて絞り時の歪模様の発生を判定した
。C量と調質圧延率の関係を第1図に示す。
さえl ton ポンチ径33n+mの条件で深さ5m
mまで絞り、目視にて絞り時の歪模様の発生を判定した
。C量と調質圧延率の関係を第1図に示す。
この場合調質圧延率が同一でも1パスで仕上った場合と
2パスで仕上がった場合では調質圧延の効果に差がある
ことがわかった。図から明らかなようにC量が0.00
7%以下、調質圧延率が7%以上でかつ圧延が2パスす
なわち2スタンドであれば絞り時の歪模様は実害のない
程度にまで軽減できる。なお比較のため同一処理材の引
張試験も行ったが高圧調質圧延材では応力−歪曲線で明
らかに降伏伸びが認められる場合でも上記の浅絞り試験
では歪模様が認められないことが多かった。その原因は
必ずしも明確ではないが高圧下調質圧延材では上降伏点
が明確でな(降伏中にも若干応力が増加することに起因
すると考えられる。そしてこの変形挙動はいわゆる極低
炭素鋼で特有の現象のようである。
2パスで仕上がった場合では調質圧延の効果に差がある
ことがわかった。図から明らかなようにC量が0.00
7%以下、調質圧延率が7%以上でかつ圧延が2パスす
なわち2スタンドであれば絞り時の歪模様は実害のない
程度にまで軽減できる。なお比較のため同一処理材の引
張試験も行ったが高圧調質圧延材では応力−歪曲線で明
らかに降伏伸びが認められる場合でも上記の浅絞り試験
では歪模様が認められないことが多かった。その原因は
必ずしも明確ではないが高圧下調質圧延材では上降伏点
が明確でな(降伏中にも若干応力が増加することに起因
すると考えられる。そしてこの変形挙動はいわゆる極低
炭素鋼で特有の現象のようである。
次にこの発明の鋼中成分Si、Mn さらにSおよびP
については、これらの元素を多量に添加すると:連続焼
なまし時の粒成長を抑えて、硬質化し、後の調質圧延で
圧延付加の上昇を引き起こすばかりでなく、ぶりきの耐
食製を阻害する要因にもなるので少ないほうがよく、S
ド0.1%以下、Mn:0.5%以下、S:0,030
%以下、P:0.030%以下にする必要がある。
については、これらの元素を多量に添加すると:連続焼
なまし時の粒成長を抑えて、硬質化し、後の調質圧延で
圧延付加の上昇を引き起こすばかりでなく、ぶりきの耐
食製を阻害する要因にもなるので少ないほうがよく、S
ド0.1%以下、Mn:0.5%以下、S:0,030
%以下、P:0.030%以下にする必要がある。
ただしMnは、熱間圧延時の脆化の原因となるSをMn
S として固定する必要があるのでMn/S≧10が必
要である。
S として固定する必要があるのでMn/S≧10が必
要である。
A1 はNを窒化アルミとして固定するのに必要であり
最低で0.010%必要である。多量の添加はコストア
ップになるのでその上限を0.080%とする。
最低で0.010%必要である。多量の添加はコストア
ップになるのでその上限を0.080%とする。
またNはCと同様連続焼なまし後に固溶状態で存在する
と製品加工時にストレッチャーストレインの原因となる
ので少ないほどよいが、その上限を0.0050%とし
て上記AIによる固定を成就することができる。
と製品加工時にストレッチャーストレインの原因となる
ので少ないほどよいが、その上限を0.0050%とし
て上記AIによる固定を成就することができる。
上記のように成分調整をした溶鋼はこの発明の工程段階
に至る間に、適宜造塊法による分塊圧延を経たスラブま
たより好ましくは連続鋳造によるスラブにつき、熱間圧
延を施す。ここで極低炭素鋼とくにNb等の添加元素を
含まない場合には熱延仕上温度が800 ℃未満になる
と結晶粒径が大きくなりすぎ、絞り加工時肌荒れが発生
するのみならず時効性が急激に劣化するので熱延仕上温
度は800℃以上とする。
に至る間に、適宜造塊法による分塊圧延を経たスラブま
たより好ましくは連続鋳造によるスラブにつき、熱間圧
延を施す。ここで極低炭素鋼とくにNb等の添加元素を
含まない場合には熱延仕上温度が800 ℃未満になる
と結晶粒径が大きくなりすぎ、絞り加工時肌荒れが発生
するのみならず時効性が急激に劣化するので熱延仕上温
度は800℃以上とする。
それ以外の熱間圧延条件、冷間圧延条件についてはとく
に制限する必要はな〈従来通りの常法に従えばよい。
に制限する必要はな〈従来通りの常法に従えばよい。
冷間圧延を経たのちの連続焼なまし条件においては焼な
まし温度を再結晶温度以上にする必要がある。但し焼な
まし温度が800 ℃をこすと連続焼鈍での通板が非常
に困難となるばかりでなく粗大粒となりやはり肌荒れを
起こすので上限を800 tとする。
まし温度を再結晶温度以上にする必要がある。但し焼な
まし温度が800 ℃をこすと連続焼鈍での通板が非常
に困難となるばかりでなく粗大粒となりやはり肌荒れを
起こすので上限を800 tとする。
この発明は、素材としてC:0.0070%以下の極低
炭素アルミキルド鋼を用い、その冷延板に連続焼なまし
後調質圧延を7%以上施すだけですずめつき及び溶賜処
理またはティンフリースチールにおける対応した処理を
経て、降伏点伸びに起因するストレッチャーストレイン
すなわち歪模様が全く発生しないところに特異性をもつ
、ぶり、きまたはティンフリースチールの如き表面処理
鋼板が得られる。
炭素アルミキルド鋼を用い、その冷延板に連続焼なまし
後調質圧延を7%以上施すだけですずめつき及び溶賜処
理またはティンフリースチールにおける対応した処理を
経て、降伏点伸びに起因するストレッチャーストレイン
すなわち歪模様が全く発生しないところに特異性をもつ
、ぶり、きまたはティンフリースチールの如き表面処理
鋼板が得られる。
ここに連続焼なましのままの鋼板は、素材が極低炭素A
1キルド鋼であるため非常に軟質であり、調質圧延機で
7%以上の圧下を容易に行うことができる。
1キルド鋼であるため非常に軟質であり、調質圧延機で
7%以上の圧下を容易に行うことができる。
すなわちこの調質圧延の圧下率の効果につき次の確認実
験を行った。
験を行った。
素材はC=0.0035%、5i=0.01%、Mn=
0.23%、AI=0.0:31%、N=0.0031
%、P=0.011%、S=0.007%を含有する鋼
を、真空溶解で実験的に製造し、連続焼なましまでの工
程は、基礎実験でのべたところき同じとした。
0.23%、AI=0.0:31%、N=0.0031
%、P=0.011%、S=0.007%を含有する鋼
を、真空溶解で実験的に製造し、連続焼なましまでの工
程は、基礎実験でのべたところき同じとした。
連続焼なまし後の鋼板に7〜20%の調質圧延を2パス
で施し、次いでオイルバス中で250℃、3秒保持する
処理を施しさらに210 tで20分の焼付相当処理を
施した。
で施し、次いでオイルバス中で250℃、3秒保持する
処理を施しさらに210 tで20分の焼付相当処理を
施した。
しかる後硬さの測定及び基礎実験でのべたところと同じ
浅絞り試験を行い歪模様を調べた。
浅絞り試験を行い歪模様を調べた。
いずれの調質圧下率でも歪模様は発生せず問題なかった
。また調質圧延圧下率7%でほぼT−21/2.10%
でT−3,15%でT −4の各調質度のぶりきの製造
に適合することが分る。
。また調質圧延圧下率7%でほぼT−21/2.10%
でT−3,15%でT −4の各調質度のぶりきの製造
に適合することが分る。
以上のようにこの発明はC: 0.0070%以下の極
低炭素層キルド鋼を素材とし、これに調質圧延を組み合
わせるという全く新しい発想のもとに、ストレッチャー
ストレインの発生しない調質度2以上のぶりきまたはテ
ィンフリースチールの有利な製造法を確立したものであ
る。なお、調質圧延に使用する圧延機は、従来一般的に
使用されている2スタンド以上のスタンド数を持つ圧延
機なら、いかなる種類のものであってもい。
低炭素層キルド鋼を素材とし、これに調質圧延を組み合
わせるという全く新しい発想のもとに、ストレッチャー
ストレインの発生しない調質度2以上のぶりきまたはテ
ィンフリースチールの有利な製造法を確立したものであ
る。なお、調質圧延に使用する圧延機は、従来一般的に
使用されている2スタンド以上のスタンド数を持つ圧延
機なら、いかなる種類のものであってもい。
(実施例)
表1に示す成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブ
とした。該スラブを表1に示す熱間圧延条件で2.3m
mに仕上げた。
とした。該スラブを表1に示す熱間圧延条件で2.3m
mに仕上げた。
酸洗後タンデム圧延機で0.8mm まで冷間圧延した
。
。
次に連続焼なまし炉で第3図に示すヒートサイクルで連
続焼なましを施した。この鋼板に3スタンドの圧延機で
合計1.5%、8%および15%の調質圧延を施したの
ち、電気めっきラインで25番のすずめつきを施したの
ち、溶射処理を施した。
続焼なましを施した。この鋼板に3スタンドの圧延機で
合計1.5%、8%および15%の調質圧延を施したの
ち、電気めっきラインで25番のすずめつきを施したの
ち、溶射処理を施した。
これらの鋼板にさらに210度20分の焼付相当処理を
施し、硬度を測定するとともに基礎実験に説明したと同
様の浅絞り試験を行った。
施し、硬度を測定するとともに基礎実験に説明したと同
様の浅絞り試験を行った。
供試材(A) 〜(C)、(F) 及び(6)は何れも
この発明の成分範囲にあり調質圧延が8%、15%では
調質度がT3またはT4のぶりきが得られた。そしてこ
れらの鋼板は浅絞り試験においても全く歪模様が発生せ
ず優れた加工性を示した。
この発明の成分範囲にあり調質圧延が8%、15%では
調質度がT3またはT4のぶりきが得られた。そしてこ
れらの鋼板は浅絞り試験においても全く歪模様が発生せ
ず優れた加工性を示した。
しかし、鋼(0)ではいわゆるストレッチャーストレイ
ンは発生しないまでも加工後の表面は、いわゆる肌荒れ
状を呈し、深絞り用途には適応しなかった。また鋼(B
) は固溶C量が多いため、8〜15%程度の圧延では
歪模様を完全に防止することはできなかった。
ンは発生しないまでも加工後の表面は、いわゆる肌荒れ
状を呈し、深絞り用途には適応しなかった。また鋼(B
) は固溶C量が多いため、8〜15%程度の圧延では
歪模様を完全に防止することはできなかった。
表 2
※1:○ 歪模様なし X 歪模様発生※2:肌荒れあ
り
り
第1図はストレッチャーストレイン発生に及ぼす調質圧
延率とC量の効果を示すグラフ、第2図は硬度の変化と
歪模様発生に及ぼす調質圧延の圧下率の影響を示す図、 第3図は実施例に使用した連続焼なまし炉のヒートサイ
クルである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 杉 村 暁 秀 謝 饗 田 第1図 (、y (xto−’%) 第2図 0 5 10 75 圧TI!(%) 700’C,40s
延率とC量の効果を示すグラフ、第2図は硬度の変化と
歪模様発生に及ぼす調質圧延の圧下率の影響を示す図、 第3図は実施例に使用した連続焼なまし炉のヒートサイ
クルである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 杉 村 暁 秀 謝 饗 田 第1図 (、y (xto−’%) 第2図 0 5 10 75 圧TI!(%) 700’C,40s
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.007 重量%以下、 Si+0.1重量%以下、 Mn:0.5重量%以下、 ^1:o、010〜0.080重量%およびN :0.
0050重量%以下を含み、上記Mn量との比が10以
上で、かつ0.030重量%以下のSと、o、oao重
量%以下のPを含有する組成の鋼片を熱間圧延して、仕
上温度800 ℃以上で熱間圧延を終了する段階、常法
に従う冷間圧延を経る段階、 冷延鋼板を連続焼なまし法で再結晶温度以上800 ℃
以下に加熱し、ついで冷却した後2スタンド以上の圧延
機で7%以上の調質圧延を行う段階 の結合に成る、ストレッチャーストレインの発生しない
表面処理原板の製造方法。
Priority Applications (10)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59116612A JPS60262918A (ja) | 1984-06-08 | 1984-06-08 | 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 |
NO852140A NO160496C (no) | 1984-06-08 | 1985-05-29 | Fremgangsmaate ved fremstilling av en staalgrunnplate for plettering. |
US06/739,623 US4586965A (en) | 1984-06-08 | 1985-05-31 | Production of a base steel sheet to be surface-treated which is to produce no stretcher strain |
ZA854179A ZA854179B (en) | 1984-06-08 | 1985-06-03 | Production of a base steel sheet to be surface-treated which is to produce no stretcher strain |
EP85303935A EP0164263B1 (en) | 1984-06-08 | 1985-06-04 | Production of a base steel sheet to be surface-treated which is to produce no stretcher strain |
DE8585303935T DE3580865D1 (de) | 1984-06-08 | 1985-06-04 | Herstellung eines stahlbleches zum oberflaechenbehandeln und frei von luederschen linien. |
KR1019850003948A KR900004405B1 (ko) | 1984-06-08 | 1985-06-05 | 스트레쳐 스트레인(Stretcher strain)을 발생시키지 않는 표면처리용 모재 강판의 제조방법 |
CA000483185A CA1241583A (en) | 1984-06-08 | 1985-06-05 | Production of a base steel sheet to be surface- treated which is to produce no stretcher strain |
AU43371/85A AU557182B2 (en) | 1984-06-08 | 1985-06-06 | Non-ageing, deep drawing, chromium and tin plate base steel strip |
ES544004A ES8604653A1 (es) | 1984-06-08 | 1985-06-07 | Un metodo para fabricar una hoja de acero base para banarla |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59116612A JPS60262918A (ja) | 1984-06-08 | 1984-06-08 | 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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60262918A true JPS60262918A (ja) | 1985-12-26 |
JPS6330368B2 JPS6330368B2 (ja) | 1988-06-17 |
Family
ID=14691482
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59116612A Granted JPS60262918A (ja) | 1984-06-08 | 1984-06-08 | 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 |
Country Status (10)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4586965A (ja) |
EP (1) | EP0164263B1 (ja) |
JP (1) | JPS60262918A (ja) |
KR (1) | KR900004405B1 (ja) |
AU (1) | AU557182B2 (ja) |
CA (1) | CA1241583A (ja) |
DE (1) | DE3580865D1 (ja) |
ES (1) | ES8604653A1 (ja) |
NO (1) | NO160496C (ja) |
ZA (1) | ZA854179B (ja) |
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KR100338705B1 (ko) * | 1997-07-18 | 2002-10-18 | 주식회사 포스코 | 용접성및내프루팅성이우수한가공용주석도금원판의제조방법 |
KR100350070B1 (ko) * | 1997-12-29 | 2002-12-11 | 주식회사 포스코 | 단축공정에의한석도원판제조방법및장치 |
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CN102105606A (zh) * | 2008-12-19 | 2011-06-22 | Nok株式会社 | 垫片用钢板的制造方法以及垫片 |
CN102000696B (zh) * | 2010-10-19 | 2013-02-13 | 无锡嘉联不锈钢有限公司 | 一种条纹不锈钢带的生产方法 |
CN102719731B (zh) * | 2012-06-28 | 2016-03-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 二次冷轧荫罩带钢及其制造方法 |
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