JPS6092425A - 硬質薄鋼板の製造法 - Google Patents
硬質薄鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPS6092425A JPS6092425A JP19755383A JP19755383A JPS6092425A JP S6092425 A JPS6092425 A JP S6092425A JP 19755383 A JP19755383 A JP 19755383A JP 19755383 A JP19755383 A JP 19755383A JP S6092425 A JPS6092425 A JP S6092425A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- rolling
- hot
- rolled
- hardness
- 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.)
- Granted
Links
Classifications
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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】
（技術分野）
本発明は連続焼なましによる硬質薄鋼板、とくに錫めっ
き用及びティンフリースチール用の［板の製法に関連し
、この明細書に述べる技術的内容は適切なＰ含有絃にて
、耐食性の劣化を伴うことがない、硬質薄鋼板の圧延過
程の改良を提案しようとするものである。
き用及びティンフリースチール用の［板の製法に関連し
、この明細書に述べる技術的内容は適切なＰ含有絃にて
、耐食性の劣化を伴うことがない、硬質薄鋼板の圧延過
程の改良を提案しようとするものである。
（背景技術）
錫めっき鋼板、すなわちふりき及びその原板は、それら
の調質度につきＪＩＳ Ｇ３３．．０８においてロック
ウェルＴ硬さく ＨＲａ ＯＴ ）の値をもって表わす
ことが規定され、ＨＲ３０’Ｉ’：４６〜５２（Ｔ−１
）、同５０〜５６（Ｔ−２）、５２〜５ｓ（Ｔ−２３）
、および５４〜６０ （Ｔ −Ｆａ ’）の軟質のもの
のほか、５８〜６４（Ｔ−４）、６２〜６８（Ｔ−５，
）および６７〜７３（Ｔ−６）のような硬質のものが区
分され、ティンフリースチール用の１象板についてもほ
ぼ同様である。
の調質度につきＪＩＳ Ｇ３３．．０８においてロック
ウェルＴ硬さく ＨＲａ ＯＴ ）の値をもって表わす
ことが規定され、ＨＲ３０’Ｉ’：４６〜５２（Ｔ−１
）、同５０〜５６（Ｔ−２）、５２〜５ｓ（Ｔ−２３）
、および５４〜６０ （Ｔ −Ｆａ ’）の軟質のもの
のほか、５８〜６４（Ｔ−４）、６２〜６８（Ｔ−５，
）および６７〜７３（Ｔ−６）のような硬質のものが区
分され、ティンフリースチール用の１象板についてもほ
ぼ同様である。
従来これらの原板は、約１３００℃のスラブ加熱温度で
鋼スラブを加熱後、Ａｒ８変態点以上で仕上げる熱間圧
延を施して熱延板コイルに巻取り、酸洗と通常の冷間圧
延を経て、Ｔ−１からＴ−８までの軟質原板は箱焼なま
しにて、またＴ−４からＴ−６までの硬質原板は、連続
焼なましでそれぞれ製造されて来た。
鋼スラブを加熱後、Ａｒ８変態点以上で仕上げる熱間圧
延を施して熱延板コイルに巻取り、酸洗と通常の冷間圧
延を経て、Ｔ−１からＴ−８までの軟質原板は箱焼なま
しにて、またＴ−４からＴ−６までの硬質原板は、連続
焼なましでそれぞれ製造されて来た。
しかしながら一般にスラブ加熱温度は、１２５０℃以上
の高温とされ、そのため加熱炉の熱効果が悪く加熱原単
位が渇くなり省エネ・省コストの面ではマイナスである
。またここでとくに仕上温度がＡｒ、変態点綴ドとなる
ような熱間圧延を施した場合その過程にてγ→α変態時
に粒成長し、冷間圧延、焼なまし後にその材質は軟質と
なる。そこで従来、硬質原板を製造するにはＡｒ８変態
点以上にて仕上圧延を行なう必要があるとされていたの
である。
の高温とされ、そのため加熱炉の熱効果が悪く加熱原単
位が渇くなり省エネ・省コストの面ではマイナスである
。またここでとくに仕上温度がＡｒ、変態点綴ドとなる
ような熱間圧延を施した場合その過程にてγ→α変態時
に粒成長し、冷間圧延、焼なまし後にその材質は軟質と
なる。そこで従来、硬質原板を製造するにはＡｒ８変態
点以上にて仕上圧延を行なう必要があるとされていたの
である。
ここに上記のようにスラブ加熱湿度が高温である場合に
は熱間圧延の仕上温度の確保は容易であったが、スラブ
加熱温度を上記要請に従ってより低い温度とした場合に
は、現状の熱間圧延設備においてＡｒ８変帳点以上の仕
上温度を確保するのは困鍾となる〇 もちろん鋼中に強化元素を添加し、硬質材を得るにはＩ
Ｉｉ造コストが嵩む不利がある。
は熱間圧延の仕上温度の確保は容易であったが、スラブ
加熱温度を上記要請に従ってより低い温度とした場合に
は、現状の熱間圧延設備においてＡｒ８変帳点以上の仕
上温度を確保するのは困鍾となる〇 もちろん鋼中に強化元素を添加し、硬質材を得るにはＩ
Ｉｉ造コストが嵩む不利がある。
そこで比較的コストの安いＰの含有によって必要強度を
得ることができればコストとの問題はないが、Ｐは粒界
偏析をおこし著しく耐食性を劣化させるという理由から
従来ぶりき、ティンフリースチール用原板には適当では
ないとされて来たのである。
得ることができればコストとの問題はないが、Ｐは粒界
偏析をおこし著しく耐食性を劣化させるという理由から
従来ぶりき、ティンフリースチール用原板には適当では
ないとされて来たのである。
（発想の端緒）
本発明者らは仕上温度がＡｒ８変態点以下となる熱間圧
延について幾多実験を行い研究を重ねた結果、上記在来
の常識に反してＰ含有量が多い素材についても格別な耐
食性に問題を伴うことなしに硬質な薄鋼板を製造できる
条件を見い出した。
延について幾多実験を行い研究を重ねた結果、上記在来
の常識に反してＰ含有量が多い素材についても格別な耐
食性に問題を伴うことなしに硬質な薄鋼板を製造できる
条件を見い出した。
（発明の目的）
上記の知見に基いて、製造コストの上昇なしに、従来よ
りも低いスラブ加熱温度での熱間圧延を実行し得るＡｒ
８変態点以下、の仕上温度となる熱間圧延条件の下で、
有利に硬質薄鋼板を得る方法を確立することを目的とす
るものである。
りも低いスラブ加熱温度での熱間圧延を実行し得るＡｒ
８変態点以下、の仕上温度となる熱間圧延条件の下で、
有利に硬質薄鋼板を得る方法を確立することを目的とす
るものである。
（発明の借成）
上記の目的は次の事項を骨子とする手順にて有利に実現
される。
される。
ａ ： ｏ、ｏ ３〜（１，１５Ｍ爪＊、Ｉｎ ： ０
．８ ｆｊｉｍ％以下 Ｐ ： ０．０ ２ 〜０．１ ｏｌ＜１ ％ 、ｓｏ
ｌ、Ａｌ ： ０，０ ７重量％以下 を含有し、Ｎ：０．００１ＯＳ−０，０１５０重量％で
あって残部は実質的にＦ’ｅの組成からなる鋼スラブを
用い、Ａｒ８変態点以下の仕上温度で熱間圧延を終了し
たのち、ａ ｏ ｏ ’Ｃ以下の巻取温度で熱延板コイ
ルに巻取り、ついで酸洗と常法による冷間圧延を経て連
続焼なましを行なったのちの冷却速度を、８０ ’Ｃ／
８以上として冷却することを特徴とする硬質薄鋼板の
製造法◇ 本発明において鋼スラブの成分範囲を限定する理由は次
の通りで本乙へ ０ ： ０．０３〜０．１５重敞チ（以下％Ｔ示す）Ｃ
は鋼中に同容し、硬度を上昇させる元素であり、その目
的に従いＱ、０８チを最低限必要とするが０．１５チを
こえる多結の含有は熱延巻取時に粗大なカーバイド組織
を形成し、耐食性を著しく損なうことがらＯ，Ｏａ〜０
．１５％とした。
．８ ｆｊｉｍ％以下 Ｐ ： ０．０ ２ 〜０．１ ｏｌ＜１ ％ 、ｓｏ
ｌ、Ａｌ ： ０，０ ７重量％以下 を含有し、Ｎ：０．００１ＯＳ−０，０１５０重量％で
あって残部は実質的にＦ’ｅの組成からなる鋼スラブを
用い、Ａｒ８変態点以下の仕上温度で熱間圧延を終了し
たのち、ａ ｏ ｏ ’Ｃ以下の巻取温度で熱延板コイ
ルに巻取り、ついで酸洗と常法による冷間圧延を経て連
続焼なましを行なったのちの冷却速度を、８０ ’Ｃ／
８以上として冷却することを特徴とする硬質薄鋼板の
製造法◇ 本発明において鋼スラブの成分範囲を限定する理由は次
の通りで本乙へ ０ ： ０．０３〜０．１５重敞チ（以下％Ｔ示す）Ｃ
は鋼中に同容し、硬度を上昇させる元素であり、その目
的に従いＱ、０８チを最低限必要とするが０．１５チを
こえる多結の含有は熱延巻取時に粗大なカーバイド組織
を形成し、耐食性を著しく損なうことがらＯ，Ｏａ〜０
．１５％とした。
Ｉｎ ： ０．８係以下
Ｍｎは熱間脆性の原因となるＳを析出させるのに有効で
あり、また材質を硬化させるのに役立つが、０．８％を
こえる多危の含有は冷間圧延性を損なうことから上限を
０．８％とした。
あり、また材質を硬化させるのに役立つが、０．８％を
こえる多危の含有は冷間圧延性を損なうことから上限を
０．８％とした。
Ｐ ： ０．０２〜０．１０ ’１６
Ｐはこの発明の主たる強化元素であり、これによる強化
には０．０２チを最低限必要とするが、０．１０％をこ
えて多社に存在すると耐食性を低下させるため０．０２
〜０．１０％の範囲とした０８ｏ１．Ａｌ ： ｏ、ｏ
７ ％以下ＡＩは結晶粒を細粒化し硬度を上昇させる
のに寄与するが、固溶強化元素であるＮを固定する窒ｆ
ｆ：、４＋ｌＥＪ威元麦でふス、＋ Ｊ−＃＋ｘ Ｃ−
、十社化「哨１謙 輔Ｉ−時に脱酸を確実、かつ効率的
に行なわせる程度を上限としてその含有量を０．０７％
以下としたＯＮ：０．００１０〜０．０１５０％ ＮはＣと同様、固溶強化、結晶粒微細化に役立ち、錫め
っき後のり７セ一時に時効硬化を促す元素であって０．
００１０チが最低必要であるが０．０１５０チよりも多
量にすることは製鋼コストの上昇を招くので０．０１５
０チ以下に制限される０ その細小可避的不純物として鋼中に含有される元素とし
てはＳｉ 、 Ｓがあげられるが極力避けるのが望まし
い。
には０．０２チを最低限必要とするが、０．１０％をこ
えて多社に存在すると耐食性を低下させるため０．０２
〜０．１０％の範囲とした０８ｏ１．Ａｌ ： ｏ、ｏ
７ ％以下ＡＩは結晶粒を細粒化し硬度を上昇させる
のに寄与するが、固溶強化元素であるＮを固定する窒ｆ
ｆ：、４＋ｌＥＪ威元麦でふス、＋ Ｊ−＃＋ｘ Ｃ−
、十社化「哨１謙 輔Ｉ−時に脱酸を確実、かつ効率的
に行なわせる程度を上限としてその含有量を０．０７％
以下としたＯＮ：０．００１０〜０．０１５０％ ＮはＣと同様、固溶強化、結晶粒微細化に役立ち、錫め
っき後のり７セ一時に時効硬化を促す元素であって０．
００１０チが最低必要であるが０．０１５０チよりも多
量にすることは製鋼コストの上昇を招くので０．０１５
０チ以下に制限される０ その細小可避的不純物として鋼中に含有される元素とし
てはＳｉ 、 Ｓがあげられるが極力避けるのが望まし
い。
また巻取渇瓜を０００℃以下としたのは、６００℃をこ
える温度ではカーバイド組織が粒界に凝集析出し、耐食
性を低下させ、さらに結晶粒を粗大比させることから１
ＩＩＩ！質材を得るには好ましくないし、加えて脱スケ
ール性の低下をも伴う理由からこのような小利のない６
００℃以下を必要とする。
える温度ではカーバイド組織が粒界に凝集析出し、耐食
性を低下させ、さらに結晶粒を粗大比させることから１
ＩＩＩ！質材を得るには好ましくないし、加えて脱スケ
ール性の低下をも伴う理由からこのような小利のない６
００℃以下を必要とする。
なお、連続焼なまし時の加熱速度、均熱温度は特に規定
するものではない０ さてＯ：０．０７チ、Ｍｎ：０，４０％、ｔｓｏｌ、Ａ
ｌ：ｏ、ｏａｏ％、Ｎ：０．００５０％を基準として、
Ｐ含有量が０．０１２％〜０．０９８ ｑＩ３の範囲に
わたり残部がｌｉ’ｅ及び不可避的不純物から成るスラ
ブを実験室で製造した。このスラブに加熱温度１２５０
℃、１０００℃の２種として均熱した後、仕上温度が８
８０℃と７５０℃とで熱間延を終了し何れも板厚３，０
１１の熱延板としだ後５２０℃で巻取った。
するものではない０ さてＯ：０．０７チ、Ｍｎ：０，４０％、ｔｓｏｌ、Ａ
ｌ：ｏ、ｏａｏ％、Ｎ：０．００５０％を基準として、
Ｐ含有量が０．０１２％〜０．０９８ ｑＩ３の範囲に
わたり残部がｌｉ’ｅ及び不可避的不純物から成るスラ
ブを実験室で製造した。このスラブに加熱温度１２５０
℃、１０００℃の２種として均熱した後、仕上温度が８
８０℃と７５０℃とで熱間延を終了し何れも板厚３，０
１１の熱延板としだ後５２０℃で巻取った。
引続き酸洗、冷間圧延を施し板厚０．８２朋とした後、
連続焼なましを行なった。
連続焼なましを行なった。
この時の連続焼なましは、第１図に示すように、加熱速
度１５℃／ ｓ 、均熱温度６７０℃で２０８保持、冷
却速度１０°Ｃ／ Ｓ以上のヒートサイクルによった。
度１５℃／ ｓ 、均熱温度６７０℃で２０８保持、冷
却速度１０°Ｃ／ Ｓ以上のヒートサイクルによった。
その後１％の調質圧延を経て電気錫めっきとりフロー処
理を施し、硬度（ＨＲ３０Ｔ ）を測定した。その結果
につきＰ含有量の影響を第２図にまたＰ：０．０４％の
場合の冷却速度の寄与を第８図にそれぞれ示す〇 第２図によればスラブ加熱温度（ＳＲＴ）、熱間圧延の
仕上温度（ＦＤＴ）が高いとき（・印）、。
理を施し、硬度（ＨＲ３０Ｔ ）を測定した。その結果
につきＰ含有量の影響を第２図にまたＰ：０．０４％の
場合の冷却速度の寄与を第８図にそれぞれ示す〇 第２図によればスラブ加熱温度（ＳＲＴ）、熱間圧延の
仕上温度（ＦＤＴ）が高いとき（・印）、。
Ｐ含有量が多い程硬度は高くなることのほか、ＳＲＴ、
ＦＤＴがともに低い場合（△印）でもＰ含有量が多くな
るにしたがい、硬度は上昇し、同組成、同ＳＲＴの素材
と比較した場合、ＦＤＴの相違に関わらず、はぼ同一の
硬度となることが明らかである。
ＦＤＴがともに低い場合（△印）でもＰ含有量が多くな
るにしたがい、硬度は上昇し、同組成、同ＳＲＴの素材
と比較した場合、ＦＤＴの相違に関わらず、はぼ同一の
硬度となることが明らかである。
また、第８図に示すように特定のＰ含有量にて連続焼な
まし時の冷却速度が８０°Ｃ／ｓ以下の時ＳＲＴ、ＦＤ
Ｔに従う硬度にさほどの変化は認められないのに対し冷
却速度が８０°Ｃ／ ｓ以上になると、硬度は顕著に」
二昇する０とくに、ｉｏ。
まし時の冷却速度が８０°Ｃ／ｓ以下の時ＳＲＴ、ＦＤ
Ｔに従う硬度にさほどの変化は認められないのに対し冷
却速度が８０°Ｃ／ ｓ以上になると、硬度は顕著に」
二昇する０とくに、ｉｏ。
℃／ｓ以上になると低ＦＤＴ圧延材でも高ＦＤＴ圧延材
の硬度と同レベルになることがわかる。
の硬度と同レベルになることがわかる。
第４図には上掲供試鋼につき、耐食性に及ぼすＰの含有
量の影響を示す。ここに耐食性の評価はＰｉｃｋｌｅ
ｌａｇ ｔｅｓｔによるＰｉｃｋｌｅ ｌａｇ ｔｉｍ
ｅ（ｓ）で示し、値の低い方が耐食性にすぐれることを
示す０ ３ＲＴおよびＦＤＴが低い場合（◎１４Ｊ ）、Ｐ含有
量が増加しても、ＳＲＴおよびＦＤＴが高い場合（θ印
）に比べて耐食性はより良好であることがわかる。
量の影響を示す。ここに耐食性の評価はＰｉｃｋｌｅ
ｌａｇ ｔｅｓｔによるＰｉｃｋｌｅ ｌａｇ ｔｉｍ
ｅ（ｓ）で示し、値の低い方が耐食性にすぐれることを
示す０ ３ＲＴおよびＦＤＴが低い場合（◎１４Ｊ ）、Ｐ含有
量が増加しても、ＳＲＴおよびＦＤＴが高い場合（θ印
）に比べて耐食性はより良好であることがわかる。
上記の結果となった理由の詳細は必ずしも明らかではな
いが、一般にＡｒ、変態点以下の熱間圧延を行なった場
合にはｒ→α変態時に粒成長が起こる。
いが、一般にＡｒ、変態点以下の熱間圧延を行なった場
合にはｒ→α変態時に粒成長が起こる。
そのため焼鈍時の冷却速度を３ｏ℃／ｓ以上とした場合
、結晶粒の大きい低ＦＤＴ圧延材では０の粒界までの平
均拡散距離が長くなり、セメンタイトの析出が起こりに
＜＜、過飽和にＣがα相内に固溶する。
、結晶粒の大きい低ＦＤＴ圧延材では０の粒界までの平
均拡散距離が長くなり、セメンタイトの析出が起こりに
＜＜、過飽和にＣがα相内に固溶する。
その後調質圧延、リフロー処理を施すことにより硬度は
上昇し、結晶粒が大きくても高ＦＤＴ圧延材並の材質と
なる。また結晶粒が大きくなった場合、Ｃよりも拡散係
数の小さいＰは粒界偏析及び表面偏析が起こりにくくな
る０そのためＰはα相に置換型固溶して、結晶粒の小さ
い高ＦＤＴ圧延材に比べ２社の増加による硬度上昇量が
大きくなり耐食性も良くなったものと考えられる。
上昇し、結晶粒が大きくても高ＦＤＴ圧延材並の材質と
なる。また結晶粒が大きくなった場合、Ｃよりも拡散係
数の小さいＰは粒界偏析及び表面偏析が起こりにくくな
る０そのためＰはα相に置換型固溶して、結晶粒の小さ
い高ＦＤＴ圧延材に比べ２社の増加による硬度上昇量が
大きくなり耐食性も良くなったものと考えられる。
以上のべたところは、ｃ：ｏ、ｏａ〜０．１５チ、Ｉｎ
： ０．８％以下、Ｐ ： ０．０２〜０．１０ ％
および５Ｏ４ＡＡ！ ： ０．０ ’７チ以下を含有し
、Ｎ：０．００１０〜ｏ、ｏｚ５ｏ％の成分組成におい
て、はぼ同様であることが確認された０ 以上述べた実験結果により、熱間圧延の仕上温度がＡｒ
変態点以下となるような熱間圧延を施すにしても、成
分組成と冷間）１：、延を経た連続焼なまし後の冷却速
度に規制を加えることにより、従来のＡｒ８変態点をこ
えるＦＤ’Ｔで圧延をした素材とほぼ同等、もしくはそ
れ以上の硬質の薄鋼板を耐食性の劣化なしくこ製造でき
ることが明らかとなったＯ 次に熱間圧延仕上温度をＡｒ８点以下とした理由は、Ａ
ｒ３点をこえる仕上温度では、その熱間圧延の終了後γ
→α変態が生じて粒径が小さくなり、硬質材を製造する
上では有利となるがこの発明のようにＰを含有Ｖる場合
、１−μ板が非常に硬質となり冷間圧延の際に支障をき
たすことにある。とくに、ぶりき１京板などのように形
状や板クラウンの要求が厳しい鋼板の場合には母板の娩
質化は非常に問題となる。
： ０．８％以下、Ｐ ： ０．０２〜０．１０ ％
および５Ｏ４ＡＡ！ ： ０．０ ’７チ以下を含有し
、Ｎ：０．００１０〜ｏ、ｏｚ５ｏ％の成分組成におい
て、はぼ同様であることが確認された０ 以上述べた実験結果により、熱間圧延の仕上温度がＡｒ
変態点以下となるような熱間圧延を施すにしても、成
分組成と冷間）１：、延を経た連続焼なまし後の冷却速
度に規制を加えることにより、従来のＡｒ８変態点をこ
えるＦＤ’Ｔで圧延をした素材とほぼ同等、もしくはそ
れ以上の硬質の薄鋼板を耐食性の劣化なしくこ製造でき
ることが明らかとなったＯ 次に熱間圧延仕上温度をＡｒ８点以下とした理由は、Ａ
ｒ３点をこえる仕上温度では、その熱間圧延の終了後γ
→α変態が生じて粒径が小さくなり、硬質材を製造する
上では有利となるがこの発明のようにＰを含有Ｖる場合
、１−μ板が非常に硬質となり冷間圧延の際に支障をき
たすことにある。とくに、ぶりき１京板などのように形
状や板クラウンの要求が厳しい鋼板の場合には母板の娩
質化は非常に問題となる。
しかしこの発明の如＜ ＦＤＴをＡｒ８点以下にすると
熱延板を軟質とすることができ、しかも、冷延再結晶後
の硬度はそれほど低下しないことが、確認されたことに
より、Ａｒ８点以下で熱延を終了させ、かくして軟質で
、かつ拐質的に安定した熱延母板を得ることができるの
である。また実験結果力１らも明らかなようにＰ含有魁
が増大しても最終製品の耐食性に関して仕上温度がＡｒ
８点以下のものはＡｒ８点をこえるものよりも良好にな
る０これらの理由から熱延仕上温度をＡｒ８点以下とし
たＯ連続焼なまし後の冷却速度を限定した理由は焼なま
し均熱後に急速冷却をすることでカーバイドの析出を抑
制し、過飽和にＣを固溶させ材質を硬化させ、さらに調
質圧延、リフｐ−処理後の硬度上昇を促すには、実験結
果から明らかなように冷却速度を８０℃／Ｓ以上とする
必要がある０（実施例） 第１表に示す成分組成で構成されてる厚さ２００！・パ
關のスラブを同表に掲げたＳＲＴに加熱し、均熱をした
後、熱間圧延を行ない同表に掲げたＦＤＴにおいて板厚
２．６１１１１の熱延板とした後、６５０°Ｃ以下の種
々の温度で巻取った０ 次いで酸洗、冷間圧延を施し板厚ｏ、ａｏａａの冷延板
とした後、脱脂、連続焼鈍を行なった。その後圧下率１
．５チの調質圧延を施し、電気錫めっき、リフロー処理
を行ない、錫めっき板とした。
熱延板を軟質とすることができ、しかも、冷延再結晶後
の硬度はそれほど低下しないことが、確認されたことに
より、Ａｒ８点以下で熱延を終了させ、かくして軟質で
、かつ拐質的に安定した熱延母板を得ることができるの
である。また実験結果力１らも明らかなようにＰ含有魁
が増大しても最終製品の耐食性に関して仕上温度がＡｒ
８点以下のものはＡｒ８点をこえるものよりも良好にな
る０これらの理由から熱延仕上温度をＡｒ８点以下とし
たＯ連続焼なまし後の冷却速度を限定した理由は焼なま
し均熱後に急速冷却をすることでカーバイドの析出を抑
制し、過飽和にＣを固溶させ材質を硬化させ、さらに調
質圧延、リフｐ−処理後の硬度上昇を促すには、実験結
果から明らかなように冷却速度を８０℃／Ｓ以上とする
必要がある０（実施例） 第１表に示す成分組成で構成されてる厚さ２００！・パ
關のスラブを同表に掲げたＳＲＴに加熱し、均熱をした
後、熱間圧延を行ない同表に掲げたＦＤＴにおいて板厚
２．６１１１１の熱延板とした後、６５０°Ｃ以下の種
々の温度で巻取った０ 次いで酸洗、冷間圧延を施し板厚ｏ、ａｏａａの冷延板
とした後、脱脂、連続焼鈍を行なった。その後圧下率１
．５チの調質圧延を施し、電気錫めっき、リフロー処理
を行ない、錫めっき板とした。
この発明に従って製造されたぷりき原板は第１表に示す
ように硬度が十分高く、がっ耐食性の劣化もなくＴ−４
〜Ｔ−６として適合する。
ように硬度が十分高く、がっ耐食性の劣化もなくＴ−４
〜Ｔ−６として適合する。
（発明の効果）
以上詳細に述べてきたとおり、この発明は、Ｃ２Ｍｎ
、 Ａｌ、 Ｎ及びＰの特定組成の鋼スラブを用い、Ａ
ｒ８変態点以下の温度域に達して熱間圧延が終了するよ
うな低いスラブ加熱の下でも、熱延板にっきｅ ｏ ｏ
’Ｃ以下の温度でコイルに巻取り、続いて酸洗、冷間
圧延した後の連続炉なまし後に特定範囲の冷却速度で冷
却を行なうことにより、硬質なＴ−１〜Ｔ−６級薄鋼板
が得られ、加熱炉燃料原単位を低減して硬質ぶりき、テ
ィンフリースチール用原板の製造を可能にする。
、 Ａｌ、 Ｎ及びＰの特定組成の鋼スラブを用い、Ａ
ｒ８変態点以下の温度域に達して熱間圧延が終了するよ
うな低いスラブ加熱の下でも、熱延板にっきｅ ｏ ｏ
’Ｃ以下の温度でコイルに巻取り、続いて酸洗、冷間
圧延した後の連続炉なまし後に特定範囲の冷却速度で冷
却を行なうことにより、硬質なＴ−１〜Ｔ−６級薄鋼板
が得られ、加熱炉燃料原単位を低減して硬質ぶりき、テ
ィンフリースチール用原板の製造を可能にする。
第１図は連続炉なましヒートサイクル線図を示す０
第２図は硬度に及ぼすＰ含有域の効果を示すグラフ、
第３図は硬度に及ぼす冷却速度の効果を示すグラフであ
り、 第４図は耐食性に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフで
ある０ 第１図 第２図 Ｐ（％） 第３図 枠即速ｆｉ（”’；ｅｃう 第４図 Ｐ（％）
り、 第４図は耐食性に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフで
ある０ 第１図 第２図 Ｐ（％） 第３図 枠即速ｆｉ（”’；ｅｃう 第４図 Ｐ（％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ Ｏ：０．０３〜０．１５爪量チ、Ｍｒｌ：０．８９
０重鍛係以下、 Ｐ：０．０２〜０．１０重量％、 Ｓｏｌ、Ａｌ： ０
．０７重量％以下 を含有し、Ｎ：０．００１０〜０．０１５０重量％であ
って残部は実質的にＦｅの組成からなる鋼スラブを用い
、Ａｒ、変態点以下の仕上温度で熱間圧延を終了したの
ち、６００℃以下の巻取温度で熱延板コイルに巻取り、
ついで酸洗と常法による冷間圧延を経て連続焼なましを
行なったのちの冷却速度を、３０℃／Ｓ以上として冷却
することを特徴とする硬質薄鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755383A JPS6092425A (ja) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | 硬質薄鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755383A JPS6092425A (ja) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | 硬質薄鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6092425A true JPS6092425A (ja) | 1985-05-24 |
| JPS6237093B2 JPS6237093B2 (ja) | 1987-08-11 |
Family
ID=16376400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19755383A Granted JPS6092425A (ja) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | 硬質薄鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6092425A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103045937A (zh) * | 2012-12-14 | 2013-04-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种二次冷轧钢及其制造方法 |
-
1983
- 1983-10-24 JP JP19755383A patent/JPS6092425A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103045937A (zh) * | 2012-12-14 | 2013-04-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种二次冷轧钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6237093B2 (ja) | 1987-08-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS63230828A (ja) | 深絞り性に優れた厚物冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6092425A (ja) | 硬質薄鋼板の製造法 | |
| JPS6114216B2 (ja) | ||
| JPS59133324A (ja) | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JPS6024325A (ja) | リジングが少なく成形性にすぐれるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH01191748A (ja) | コイル内材質均一性に優れたプレス成形用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 | |
| JP2612453B2 (ja) | 絞り性にすぐれる熱延軟鋼板の製造方法 | |
| JPS60162731A (ja) | 時効性の小さい連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6263619A (ja) | 軟質な非時効性薄鋼板の製造方法 | |
| JPH02415B2 (ja) | ||
| JP2740233B2 (ja) | 耐食性に優れた軟質表面処理鋼板用原板の製造方法 | |
| JPS6075519A (ja) | 連続焼鈍用冷延鋼板母材の製造方法 | |
| JPS5974236A (ja) | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 | |
| JPH01177322A (ja) | 極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JPH01188630A (ja) | プレス成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3040568B2 (ja) | 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法 | |
| JP2773983B2 (ja) | 連続焼鈍による表面処理原板の製造方法 | |
| JPS59575B2 (ja) | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JPH01177321A (ja) | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6111290B2 (ja) | ||
| JPS6362822A (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH01111845A (ja) | 高ｒ値熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPS613845A (ja) | 深絞り性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |