JPS6114216B2 - - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
本発明は、連続焼鈍による耐食性および加工性
に優れた軟質ぶりき原板の製造方法に関するもの
であり、特に本発明は低Al、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耐
食性および加工性に優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JIS G3303において、
ロツクウエルＴ硬さ（HR30T）の値をもつて表
わすことが規定され、軟質のものからＴ―１
（HR30T：46〜52）、Ｔ―２（50〜56）、Ｔ―２1/
２（52〜58）、Ｔ―３（54〜60）、Ｔ―４（58〜
64）、Ｔ―５（62〜68）およびＴ―６（67〜73）
に区分されている。このうち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
つて製造されており、生産能率および熱効率は低
い。また、鋼帯内の材質の均質性も低い。 かかる軟質ぶりきおよびその原板の製造に連続
焼鈍を用いれば、生産能率、熱効率を改善し、さ
らに鋼板形状をも良くできるし、均質な材質を有
する鋼帯が製造される。しかし、連続焼鈍法によ
つては箱焼鈍法に匹敵する軟質ぶりき原板が得ら
れないために、実用化されるに至つていないのが
現状である。軟質ぶりき原板の製造に連続焼鈍法
が実用化されなかつた大きな理由の一つに、適正
素材と関連する熱延条件、焼鈍条件が確立されて
いなかつたことによるものである。 ところで連続焼鈍法によれば前記生産能率、熱
効率の改善のみならず箱焼鈍に比して鋼帯に付与
される熱履歴を鋼帯長手方向および幅方向に対し
て均一にでき、その結果鋼帯長手方向の材質変動
を小さくできるという利点があるので、連続焼鈍
法による軟質ぶりき原板の製造方法の確立が要望
されていた。 一方ぶりき板の素材たる鋼片は、従来造塊法に
よるものが用いられていたが、連続鋳造法による
と生産性が高く、成分変動の少ない鋼片が得られ
ることから、キルド連鋳鋼片を用いることができ
れば有利となることが期待されていた。 よつて近時キルド連鋳鋼片を素材とし、かつ連
続焼鈍を施す軟質ぶりき原板の製造方法の確立が
強く要望されていた。 さて特公昭55−48574号公報によれば、 １ Ｃ：0.12％以下、Mn：0.05〜0.60％、酸可溶
Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.002〜0.020％、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℃〜Ar3変態点の温度で熱間圧延
し、圧下率40〜95％の冷間圧延を施し、続いて
再結晶温度に、５秒〜10分間で上昇して５秒〜
10分間保定した後、500℃以下の温度に10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
る軟質な表面処理用鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.12％以下、Mn：0.05〜0.60％、酸可溶
Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.002〜0.020％、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℃〜Ar3変態点の温度で熱間圧延
し、圧下率40〜95％の冷間圧延を施し、続いて
再結晶温度以上の温度に、５秒〜10分間以下で
冷却する焼鈍を施し、さらに温度300〜500℃の
温度に10秒〜10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調質圧延
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。 が提案さ減ており、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１〜17の連鋳Alキルド鋼に対して従来
リムド鋼あるいはキヤツ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鋼板
の硬度に大きくばらつきが生じており、さらにま
た前記公報に記載された好ましい巻取温度580〜
680℃で巻取処理をするとめつき板の耐食性なら
びに脱スケール性が劣化するという欠点を本発明
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級ぶりきおよびその原板を
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つて前記
目的を達成することができる。すなわち本発明の
要旨は下記のとおりである。 Ｃ：0.02〜0.09％、sol Al0.02％越え〜0.15
％、N0.006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
続鋳造片に常法により熱間圧延を施し、次いで
500〜550℃未満の温度範囲内で巻取つた後酸洗い
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680℃以上Ac1変態点未満の温
度に20秒間以上５分間以下保持した後500℃以下
の温度まで10〜500℃／secの冷却速度で冷却し、
さらに350〜500℃の温度範囲内に20秒間以上10分
間以下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および加工性に優れた
軟質ぶりき原板の製造方法。 次に本発明を実験データについて説明する。 Ａ sol Al量、Ｎ量と熱間巻取温度、連続焼鈍加
熱温度との関係。 Alキルド溶鋼には出鋼から鋳込工程までに大
気が溶鋼中にまきこまれ、特別な手段を講じない
限り最高60ppm（≒0.006wt％）程度Ｎが溶鋼中
に混入し、AlNとして残存する。 この鋼が熱間圧延工程の加熱炉で加熱されると
AlNが解離してＮが鋼中に固溶し熱間圧延後通常
の巻取温度（500℃前後）まで急冷して巻取ると
固溶したＮは、かなりの量が残存し、その後の冷
間圧延工程後の連続焼鈍加熱温度をかなり高温に
し、永く保持しないと鋼板中の固溶Ｎはそのまま
残り、得られた鋼の時効硬化を促し、軟質なぶり
き板が得られず、一方AlNは鋼の時効硬化を促進
させる働きはしないので、加熱中に生じた固溶Ｎ
を再びAlNとするには熱延巻取温度を高くして、
巻取られたコイルの自己焼鈍を行なえばよいと考
えられる。 しかし、一方巻取温度を高くすると鋼板表面の
スケール層が厚くなり、次工程の酸洗スピードを
減じて、脱スケールを十分行なわないと美麗な冷
延鋼板が得られないのみならず、後述する如く、
錫めつきの耐食性に著しく悪影響を及ぼすため、
熱延巻取温度は550℃未満にする必要があること
が判つた。 第１図に示す如く熱延巻取温度が550℃未満で
は固溶Ｎが完全にはAlNとして析出せず全Ｎと
AlN中のＮとの差のＮ、すなわち固溶Ｎが40％近
く残存することを本発明者等は実験により知見し
た。この固溶ＮをAlNとするために、冷間圧延後
の連続焼鈍における加熱温度を680℃以上、好ま
しくは720〜750℃に20秒間保持したところ、大部
分のＮがAlNになり、固溶Ｎの時効硬化は得られ
た鋼板の硬度にほとんど影響を及ぼさなくなるこ
とが判つた。従つて本発明によれば、全ＮとAlN
中のＮとの差のＮを極力少なく痕跡程度とするこ
とによつてより軟質のぶりき板とすることができ
ることが判つた。 Ｂ 適正Ｃ量と熱延巻取温度の関係 鋼中のＣ量が低いほど軟質な鋼が得られると一
般に考えられがちであるが、本発明者等が実験を
繰り返し、研究した結果、Ｃ量が0.10％以下の範
囲ではＣ量の低下は鋼板の硬度の一律的低下を招
かず、むしろＣ量が0.06％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すことが判明した。
さらに、熱延巻取温度も高くなるほど鋼板の硬度
が一律的に低くなるとは限らず、第３図に示す如
く同一Ｃ量では熱延巻取温度が550℃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。 このようになる理由は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
つても固溶Ｃが十分析出できずに残存するためで
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
が長くなつて、固溶Ｃが十分析出しなくなるため
であると考えられる。 Ｃ 再結晶焼鈍および過時効処理条件 先に固溶ＮのAlN化の説明で再結晶焼鈍条件の
うち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が大きく関係し、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
ぶりきが得られず、適切な焼鈍条件が必要である
ことが判つた。 再結晶焼鈍条件を求めるためにＡ、Ｂにおいて
解明した関係に基いて限定した適正成分組成の鋼
を使用し、焼鈍温度を600〜850℃の間で変えて実
験し、焼鈍後の硬度HR30T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20秒間と
した。その結果を第４図に示す。同図より明らか
なとおり、焼鈍温度は680℃以上Ac1変態点未満
であればHR30Tが59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、680℃以上Ac1変態点未満におい
ては20秒間以上５分間以下であれば十分再結晶し
軟化することが判明した。焼鈍温度がAc1変態点
以上になると炭化物が粒界に析出して耐食性が劣
化するので、焼鈍温度はAc1変態点未満にする必
要がある。また焼鈍時間が５分間を超えても結晶
粒径の粗大化は計れず、さらに熱原単位ならびに
生産性の面から経済的でないので焼鈍時間は５分
間以下でよい。 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℃／sec以上
500℃／sec以下の冷却速度で、500℃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℃／sec未満の冷却速度で
は、冷却中にセメン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、500℃／secを越す急速冷却を行うと、ぶ
りき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、500℃を越す高い温度で急冷を中
止すると、その温度でのフエライト中の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。従つて、再結晶焼鈍後の急
速冷却条件は10〜500℃／secの冷却速度で500℃
以下の温度まで冷却すべきであることが判つた。 次に過時効処理の条件としては、次の理由によ
り350〜500℃の温度範囲内に20秒以上保持すべき
である。すなわち、350℃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500℃を
越す高い温度ではＣの固溶限が大きいので固溶Ｃ
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ことが判
つたからである。一方上記温度に保持する時間が
10分間を超えても、固溶Ｃの析出がそれ以上期待
できないので前記保持時間は10分間以下でよい。 Ｄ 熱延巻取温度がぶりき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、表面に生成される硬化被膜がマグネタイト
（Fe3O4）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
ーバイドがフエ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、調質圧延を経てめつき工程まで保持さ
れる。 第５図はめつき工程入側において酸洗処理を施
したぶりき原板表面の電子顕微鏡写真であり、凝
集粗大炭化物が見られる。この炭化物は電流を通
さないために、めつき後通常行なわれる通電加熱
によりフロー処理（溶錫化処理）によつては、こ
の部分は金属錫が再溶融しないので、緻密な合金
属が得られれない。従つて、耐食性の悪いぶりき
となる。 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580℃以上であると鉄溶出値が極
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。しかしながら550℃以上のも
のには凝集粗大炭化物がみられたが、550℃未満
のものにはみられなかつた。ここに前記鉄溶出値
（Iron solution test valuue）はめつき前の原板
表面およびつ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出し
たFe量であり、この値により耐食性の評価を行
なう。 前記(A)、(B)、(C)、(D)において解明した関係に基
いて限定した条件で、連続焼鈍および過時効処理
を行つた後、調質圧延し、その後錫めつきを施し
たぶりき板はＴ―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。 ところで本発明が特公昭55―48574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。 本発明者等はぶりきの硬度に及ぼす製造上の要
件を詳細に調べた結果、硬度は固溶Ｃ、結晶粒
度、固溶Ｎ（全ＮとAlN中のＮとの差のＮ）の順
に支配され、特に固溶Ｃの影響が最も大きいこと
から、Ｃ含有量が最適範囲内であることが必要で
あることは勿論であるが、Ｃ含有量が最適範囲内
であつても熱延巻取温度が550℃以上と高いと硬
質化するだけでなく、耐食性、脱スケール性が劣
化することを新規に知見した。 ところで連続焼鈍のような短時間焼鈍によれば
固溶Ｃを析出させるための十分長い冷却時間が取
れない。これを補うために過時効処理が施される
が、かかる処理を施しても固溶Ｃは十分には析出
せずに残存するためぶりき板は硬質化する。固溶
Ｃが連続焼鈍後の冷却時に析出するためには核が
必要であり、この核となるのがセメンタイトであ
り、またAlNも核になると言われている。一方連
続焼鈍後の冷却時間は短いため、固溶Ｃが移動し
得る距離は短いことから、固溶Ｃが析出するため
には核が細密に分布していることが必要であり、
セメンタイトが細密に分散している原板を連続焼
鈍前に製造することが重要である。このためには
Ｃ含有量を高くすることが必要である。このよう
な条件下で前記公報記載の発明の如く巻取温度を
550℃以上と高くするとセメンタイトは凝集して
粗大化することを本発明者等は新規に知見したの
である。前記公報には、「巻取温度は特に限定さ
れるものでないが、550℃以上好ましいのは580〜
680℃である。」と記載されているがセメンタイト
は550℃から凝集し始めて640℃以上になると粗大
化する。従つて500〜550℃未満の巻取温度範囲内
が固溶Ｃの析出、引いてはぶりきの軟質化に必要
であることを本発明者等は新規に知見したのであ
る。一方前記公報記載の発明による如く巻取温度
を580〜680℃とすると、凝集、粗大化したセメン
タイトはぶりきの耐食性を劣化させると共に、熱
延板のスケール層が肥厚化するため脱スケール性
が低下すること、さらに固溶Ｎ（全ＮとAlN中の
Ｎとの差のＮ）を極力少なくすることにより軟質
化することを本発明者等は知見し、以上の諸知見
に基いて本発明を完成するに至つたのである。 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0.03％以下の極低炭素素材については、
真空脱ガス処理で脱炭した。これらのうち、供試
材No.１〜14について仕上温度830〜890℃、巻取温
度500〜680℃で板厚2.6mmに熱間圧延後板厚0.32
mmまで冷間圧延した。 この冷延板を710℃の温度に20秒保持して連続
焼鈍を行い、次に50℃／secの冷却速度で400℃ま
で冷却し、400℃に20秒保持した後常温まで冷却
した。 その後1.0％の調質圧延を施した後、ハロゲン
タイプの錫めつき工程にて＃25錫めつきおよび通
常の溶錫処理を施した。かくして得られたぶりき
の硬度と、ぶりき耐食性を示す一例としての評価
は第２表に示すとおりである。
に優れた軟質ぶりき原板の製造方法に関するもの
であり、特に本発明は低Al、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耐
食性および加工性に優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JIS G3303において、
ロツクウエルＴ硬さ（HR30T）の値をもつて表
わすことが規定され、軟質のものからＴ―１
（HR30T：46〜52）、Ｔ―２（50〜56）、Ｔ―２1/
２（52〜58）、Ｔ―３（54〜60）、Ｔ―４（58〜
64）、Ｔ―５（62〜68）およびＴ―６（67〜73）
に区分されている。このうち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
つて製造されており、生産能率および熱効率は低
い。また、鋼帯内の材質の均質性も低い。 かかる軟質ぶりきおよびその原板の製造に連続
焼鈍を用いれば、生産能率、熱効率を改善し、さ
らに鋼板形状をも良くできるし、均質な材質を有
する鋼帯が製造される。しかし、連続焼鈍法によ
つては箱焼鈍法に匹敵する軟質ぶりき原板が得ら
れないために、実用化されるに至つていないのが
現状である。軟質ぶりき原板の製造に連続焼鈍法
が実用化されなかつた大きな理由の一つに、適正
素材と関連する熱延条件、焼鈍条件が確立されて
いなかつたことによるものである。 ところで連続焼鈍法によれば前記生産能率、熱
効率の改善のみならず箱焼鈍に比して鋼帯に付与
される熱履歴を鋼帯長手方向および幅方向に対し
て均一にでき、その結果鋼帯長手方向の材質変動
を小さくできるという利点があるので、連続焼鈍
法による軟質ぶりき原板の製造方法の確立が要望
されていた。 一方ぶりき板の素材たる鋼片は、従来造塊法に
よるものが用いられていたが、連続鋳造法による
と生産性が高く、成分変動の少ない鋼片が得られ
ることから、キルド連鋳鋼片を用いることができ
れば有利となることが期待されていた。 よつて近時キルド連鋳鋼片を素材とし、かつ連
続焼鈍を施す軟質ぶりき原板の製造方法の確立が
強く要望されていた。 さて特公昭55−48574号公報によれば、 １ Ｃ：0.12％以下、Mn：0.05〜0.60％、酸可溶
Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.002〜0.020％、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℃〜Ar3変態点の温度で熱間圧延
し、圧下率40〜95％の冷間圧延を施し、続いて
再結晶温度に、５秒〜10分間で上昇して５秒〜
10分間保定した後、500℃以下の温度に10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
る軟質な表面処理用鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.12％以下、Mn：0.05〜0.60％、酸可溶
Al：0.01〜0.20％、Ｎ：0.002〜0.020％、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℃〜Ar3変態点の温度で熱間圧延
し、圧下率40〜95％の冷間圧延を施し、続いて
再結晶温度以上の温度に、５秒〜10分間以下で
冷却する焼鈍を施し、さらに温度300〜500℃の
温度に10秒〜10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調質圧延
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。 が提案さ減ており、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１〜17の連鋳Alキルド鋼に対して従来
リムド鋼あるいはキヤツ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鋼板
の硬度に大きくばらつきが生じており、さらにま
た前記公報に記載された好ましい巻取温度580〜
680℃で巻取処理をするとめつき板の耐食性なら
びに脱スケール性が劣化するという欠点を本発明
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級ぶりきおよびその原板を
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つて前記
目的を達成することができる。すなわち本発明の
要旨は下記のとおりである。 Ｃ：0.02〜0.09％、sol Al0.02％越え〜0.15
％、N0.006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
続鋳造片に常法により熱間圧延を施し、次いで
500〜550℃未満の温度範囲内で巻取つた後酸洗い
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680℃以上Ac1変態点未満の温
度に20秒間以上５分間以下保持した後500℃以下
の温度まで10〜500℃／secの冷却速度で冷却し、
さらに350〜500℃の温度範囲内に20秒間以上10分
間以下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および加工性に優れた
軟質ぶりき原板の製造方法。 次に本発明を実験データについて説明する。 Ａ sol Al量、Ｎ量と熱間巻取温度、連続焼鈍加
熱温度との関係。 Alキルド溶鋼には出鋼から鋳込工程までに大
気が溶鋼中にまきこまれ、特別な手段を講じない
限り最高60ppm（≒0.006wt％）程度Ｎが溶鋼中
に混入し、AlNとして残存する。 この鋼が熱間圧延工程の加熱炉で加熱されると
AlNが解離してＮが鋼中に固溶し熱間圧延後通常
の巻取温度（500℃前後）まで急冷して巻取ると
固溶したＮは、かなりの量が残存し、その後の冷
間圧延工程後の連続焼鈍加熱温度をかなり高温に
し、永く保持しないと鋼板中の固溶Ｎはそのまま
残り、得られた鋼の時効硬化を促し、軟質なぶり
き板が得られず、一方AlNは鋼の時効硬化を促進
させる働きはしないので、加熱中に生じた固溶Ｎ
を再びAlNとするには熱延巻取温度を高くして、
巻取られたコイルの自己焼鈍を行なえばよいと考
えられる。 しかし、一方巻取温度を高くすると鋼板表面の
スケール層が厚くなり、次工程の酸洗スピードを
減じて、脱スケールを十分行なわないと美麗な冷
延鋼板が得られないのみならず、後述する如く、
錫めつきの耐食性に著しく悪影響を及ぼすため、
熱延巻取温度は550℃未満にする必要があること
が判つた。 第１図に示す如く熱延巻取温度が550℃未満で
は固溶Ｎが完全にはAlNとして析出せず全Ｎと
AlN中のＮとの差のＮ、すなわち固溶Ｎが40％近
く残存することを本発明者等は実験により知見し
た。この固溶ＮをAlNとするために、冷間圧延後
の連続焼鈍における加熱温度を680℃以上、好ま
しくは720〜750℃に20秒間保持したところ、大部
分のＮがAlNになり、固溶Ｎの時効硬化は得られ
た鋼板の硬度にほとんど影響を及ぼさなくなるこ
とが判つた。従つて本発明によれば、全ＮとAlN
中のＮとの差のＮを極力少なく痕跡程度とするこ
とによつてより軟質のぶりき板とすることができ
ることが判つた。 Ｂ 適正Ｃ量と熱延巻取温度の関係 鋼中のＣ量が低いほど軟質な鋼が得られると一
般に考えられがちであるが、本発明者等が実験を
繰り返し、研究した結果、Ｃ量が0.10％以下の範
囲ではＣ量の低下は鋼板の硬度の一律的低下を招
かず、むしろＣ量が0.06％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すことが判明した。
さらに、熱延巻取温度も高くなるほど鋼板の硬度
が一律的に低くなるとは限らず、第３図に示す如
く同一Ｃ量では熱延巻取温度が550℃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。 このようになる理由は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
つても固溶Ｃが十分析出できずに残存するためで
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
が長くなつて、固溶Ｃが十分析出しなくなるため
であると考えられる。 Ｃ 再結晶焼鈍および過時効処理条件 先に固溶ＮのAlN化の説明で再結晶焼鈍条件の
うち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が大きく関係し、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
ぶりきが得られず、適切な焼鈍条件が必要である
ことが判つた。 再結晶焼鈍条件を求めるためにＡ、Ｂにおいて
解明した関係に基いて限定した適正成分組成の鋼
を使用し、焼鈍温度を600〜850℃の間で変えて実
験し、焼鈍後の硬度HR30T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20秒間と
した。その結果を第４図に示す。同図より明らか
なとおり、焼鈍温度は680℃以上Ac1変態点未満
であればHR30Tが59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、680℃以上Ac1変態点未満におい
ては20秒間以上５分間以下であれば十分再結晶し
軟化することが判明した。焼鈍温度がAc1変態点
以上になると炭化物が粒界に析出して耐食性が劣
化するので、焼鈍温度はAc1変態点未満にする必
要がある。また焼鈍時間が５分間を超えても結晶
粒径の粗大化は計れず、さらに熱原単位ならびに
生産性の面から経済的でないので焼鈍時間は５分
間以下でよい。 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℃／sec以上
500℃／sec以下の冷却速度で、500℃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℃／sec未満の冷却速度で
は、冷却中にセメン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、500℃／secを越す急速冷却を行うと、ぶ
りき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、500℃を越す高い温度で急冷を中
止すると、その温度でのフエライト中の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。従つて、再結晶焼鈍後の急
速冷却条件は10〜500℃／secの冷却速度で500℃
以下の温度まで冷却すべきであることが判つた。 次に過時効処理の条件としては、次の理由によ
り350〜500℃の温度範囲内に20秒以上保持すべき
である。すなわち、350℃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500℃を
越す高い温度ではＣの固溶限が大きいので固溶Ｃ
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ことが判
つたからである。一方上記温度に保持する時間が
10分間を超えても、固溶Ｃの析出がそれ以上期待
できないので前記保持時間は10分間以下でよい。 Ｄ 熱延巻取温度がぶりき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、表面に生成される硬化被膜がマグネタイト
（Fe3O4）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
ーバイドがフエ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、調質圧延を経てめつき工程まで保持さ
れる。 第５図はめつき工程入側において酸洗処理を施
したぶりき原板表面の電子顕微鏡写真であり、凝
集粗大炭化物が見られる。この炭化物は電流を通
さないために、めつき後通常行なわれる通電加熱
によりフロー処理（溶錫化処理）によつては、こ
の部分は金属錫が再溶融しないので、緻密な合金
属が得られれない。従つて、耐食性の悪いぶりき
となる。 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580℃以上であると鉄溶出値が極
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。しかしながら550℃以上のも
のには凝集粗大炭化物がみられたが、550℃未満
のものにはみられなかつた。ここに前記鉄溶出値
（Iron solution test valuue）はめつき前の原板
表面およびつ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出し
たFe量であり、この値により耐食性の評価を行
なう。 前記(A)、(B)、(C)、(D)において解明した関係に基
いて限定した条件で、連続焼鈍および過時効処理
を行つた後、調質圧延し、その後錫めつきを施し
たぶりき板はＴ―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。 ところで本発明が特公昭55―48574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。 本発明者等はぶりきの硬度に及ぼす製造上の要
件を詳細に調べた結果、硬度は固溶Ｃ、結晶粒
度、固溶Ｎ（全ＮとAlN中のＮとの差のＮ）の順
に支配され、特に固溶Ｃの影響が最も大きいこと
から、Ｃ含有量が最適範囲内であることが必要で
あることは勿論であるが、Ｃ含有量が最適範囲内
であつても熱延巻取温度が550℃以上と高いと硬
質化するだけでなく、耐食性、脱スケール性が劣
化することを新規に知見した。 ところで連続焼鈍のような短時間焼鈍によれば
固溶Ｃを析出させるための十分長い冷却時間が取
れない。これを補うために過時効処理が施される
が、かかる処理を施しても固溶Ｃは十分には析出
せずに残存するためぶりき板は硬質化する。固溶
Ｃが連続焼鈍後の冷却時に析出するためには核が
必要であり、この核となるのがセメンタイトであ
り、またAlNも核になると言われている。一方連
続焼鈍後の冷却時間は短いため、固溶Ｃが移動し
得る距離は短いことから、固溶Ｃが析出するため
には核が細密に分布していることが必要であり、
セメンタイトが細密に分散している原板を連続焼
鈍前に製造することが重要である。このためには
Ｃ含有量を高くすることが必要である。このよう
な条件下で前記公報記載の発明の如く巻取温度を
550℃以上と高くするとセメンタイトは凝集して
粗大化することを本発明者等は新規に知見したの
である。前記公報には、「巻取温度は特に限定さ
れるものでないが、550℃以上好ましいのは580〜
680℃である。」と記載されているがセメンタイト
は550℃から凝集し始めて640℃以上になると粗大
化する。従つて500〜550℃未満の巻取温度範囲内
が固溶Ｃの析出、引いてはぶりきの軟質化に必要
であることを本発明者等は新規に知見したのであ
る。一方前記公報記載の発明による如く巻取温度
を580〜680℃とすると、凝集、粗大化したセメン
タイトはぶりきの耐食性を劣化させると共に、熱
延板のスケール層が肥厚化するため脱スケール性
が低下すること、さらに固溶Ｎ（全ＮとAlN中の
Ｎとの差のＮ）を極力少なくすることにより軟質
化することを本発明者等は知見し、以上の諸知見
に基いて本発明を完成するに至つたのである。 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0.03％以下の極低炭素素材については、
真空脱ガス処理で脱炭した。これらのうち、供試
材No.１〜14について仕上温度830〜890℃、巻取温
度500〜680℃で板厚2.6mmに熱間圧延後板厚0.32
mmまで冷間圧延した。 この冷延板を710℃の温度に20秒保持して連続
焼鈍を行い、次に50℃／secの冷却速度で400℃ま
で冷却し、400℃に20秒保持した後常温まで冷却
した。 その後1.0％の調質圧延を施した後、ハロゲン
タイプの錫めつき工程にて＃25錫めつきおよび通
常の溶錫処理を施した。かくして得られたぶりき
の硬度と、ぶりき耐食性を示す一例としての評価
は第２表に示すとおりである。
【表】
【表】
△：若干酸洗能率の低下したもの
【表】
第２表より明らかなとおり供試鋼No.５および６
の本発明鋼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No.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580℃以下のも
のであり、高耐食性ぶりきは得られている。一
方、本発明の限定内組成ではあるが、熱延巻取温
度が580℃越で巻き取つた比較鋼No.12〜14では、
いずれも調質度HR30Tが59以下の軟質にはなる
が、鉄溶出値が悪く、高耐食ぶりきが得られなか
つた。 なお、第１表の比較鋼No.８〜11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。 実施例 ２ 第１表にて示した成分と同一の他の鋼片を供試
材No.１〜No.14を用いて、より軟質材を得る目的
で、熱延仕上温度を760〜790℃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HR30T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。
の本発明鋼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No.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580℃以下のも
のであり、高耐食性ぶりきは得られている。一
方、本発明の限定内組成ではあるが、熱延巻取温
度が580℃越で巻き取つた比較鋼No.12〜14では、
いずれも調質度HR30Tが59以下の軟質にはなる
が、鉄溶出値が悪く、高耐食ぶりきが得られなか
つた。 なお、第１表の比較鋼No.８〜11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。 実施例 ２ 第１表にて示した成分と同一の他の鋼片を供試
材No.１〜No.14を用いて、より軟質材を得る目的
で、熱延仕上温度を760〜790℃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HR30T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。
【表】
【表】
第３表より明らかな如く、本発明鋼を使用する
場合にはHR30Tが52〜58のT3級以下の高耐食性
ぶりきが得られることが判明した。しかし比較鋼
No.８〜No.11はこの処理によつても本発明鋼よりは
るかに軟質であることがわかる。また、比較鋼No.
12〜14は、軟質ぶりきは得られるが、高耐食ぶり
きにはほとんど遠いものであつた。 第３表にはさらに比較のため過時効処理を行わ
なかつた場合についても示した。過時効処理を行
わなかつた場合には、いずれの供試鋼においても
過時効処理を行つたものに比し硬質であつて、熱
延条件のうち仕上温度の低い場合においても過時
効処理が必須要件であることを明示している。 上記実施例より明らかな如く、本発明はＣ、
sol Al，Ｎの限定成分を有する連続鋳造鋼を使用
し、熱圧延後の巻取温度を従来より低くして、
550℃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 G3303にて規定するHR30T
がＴ―３以下の軟質ぶりきを製造することがで
きる。 (ロ) 本発明法は熱延後の巻取温度を550℃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、熱延板中のカ
ーバイドがフエライト中に微細に析出するので
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およびその原板の製造に
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つたので鋼帯
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、従つてコストの大幅低減が可能
となつた。 (ニ) 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。 なお、本発明はぶりきのみについて記載した
が、本発明法によるぶりき原板を用いてテインフ
リー鋼板を製造する場合には、ぶりき製造時の如
き溶錫化処理による硬度の上昇がないので、ぶり
きよりさらに一層の軟質テインフリー鋼板を得る
ことができることは明らかである。
場合にはHR30Tが52〜58のT3級以下の高耐食性
ぶりきが得られることが判明した。しかし比較鋼
No.８〜No.11はこの処理によつても本発明鋼よりは
るかに軟質であることがわかる。また、比較鋼No.
12〜14は、軟質ぶりきは得られるが、高耐食ぶり
きにはほとんど遠いものであつた。 第３表にはさらに比較のため過時効処理を行わ
なかつた場合についても示した。過時効処理を行
わなかつた場合には、いずれの供試鋼においても
過時効処理を行つたものに比し硬質であつて、熱
延条件のうち仕上温度の低い場合においても過時
効処理が必須要件であることを明示している。 上記実施例より明らかな如く、本発明はＣ、
sol Al，Ｎの限定成分を有する連続鋳造鋼を使用
し、熱圧延後の巻取温度を従来より低くして、
550℃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 G3303にて規定するHR30T
がＴ―３以下の軟質ぶりきを製造することがで
きる。 (ロ) 本発明法は熱延後の巻取温度を550℃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、熱延板中のカ
ーバイドがフエライト中に微細に析出するので
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およびその原板の製造に
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つたので鋼帯
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、従つてコストの大幅低減が可能
となつた。 (ニ) 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。 なお、本発明はぶりきのみについて記載した
が、本発明法によるぶりき原板を用いてテインフ
リー鋼板を製造する場合には、ぶりき製造時の如
き溶錫化処理による硬度の上昇がないので、ぶり
きよりさらに一層の軟質テイ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AlNとなつたＮと成Ｎとの比に
対する熱延巻取温度の関係を示す図、第２図は鋼
板のＣ量とぶりき硬度との関係を示す図、第３図
は鋼板の焼鈍温度と硬度との関係を示す図、第４
図は熱延巻取温度650℃で巻取つた連鋳アルミキ
ルド鋼冷延板表面に凝集した炭化物を示す電子顕
微鏡写真、第５図は鋼板の巻取温度と鉄溶出値と
の関係を示す図である。
対する熱延巻取温度の関係を示す図、第２図は鋼
板のＣ量とぶりき硬度との関係を示す図、第３図
は鋼板の焼鈍温度と硬度との関係を示す図、第４
図は熱延巻取温度650℃で巻取つた連鋳アルミキ
ルド鋼冷延板表面に凝集した炭化物を示す電子顕
微鏡写真、第５図は鋼板の巻取温度と鉄溶出値と
の関係を示す図である。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.02：〜0.09％、Sol Al0.02％を越え〜
0.15％、N0.006％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500〜550℃未満の温度範囲内で巻取つた後酸
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680℃以上Ac1変態点未満
の温度に20秒間以上５分間以下保持した後500℃
以下の温度まで10〜500／secの冷却速度で冷却
し、さらに350〜500℃の温度範囲内に20秒間以上
10分間以下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および加工性に優
れた軟質ぶりき原板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12599681A JPS5827932A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性および加工性に優れた軟質ぶりき原板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12599681A JPS5827932A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性および加工性に優れた軟質ぶりき原板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5827932A JPS5827932A (ja) | 1983-02-18 |
| JPS6114216B2 true JPS6114216B2 (ja) | 1986-04-17 |
Family
ID=14924133
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12599681A Granted JPS5827932A (ja) | 1981-08-13 | 1981-08-13 | 連続焼鈍による耐食性および加工性に優れた軟質ぶりき原板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5827932A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000003043A1 (fr) * | 1998-07-09 | 2000-01-20 | Nkk Corporation | Procede de production de plaque brute pour plaque de traitement de surface destinee a une conserve au moyen d'une recuisson continue |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62164435A (ja) * | 1986-01-14 | 1987-07-21 | 斉藤 元章 | 生体情報検出装置 |
| JPH0335291Y2 (ja) * | 1987-10-02 | 1991-07-26 | ||
| JPH0335292Y2 (ja) * | 1987-10-06 | 1991-07-26 | ||
| EP0476138B1 (en) * | 1990-03-09 | 1997-11-19 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Sleep detecting device |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50121118A (ja) * | 1974-03-12 | 1975-09-22 | ||
| JPS50139013A (ja) * | 1974-04-27 | 1975-11-06 | ||
| JPS5526687A (en) * | 1978-08-16 | 1980-02-26 | Nec Corp | Manufacturing semiconductor device |
| JPS5548574A (en) * | 1978-09-27 | 1980-04-07 | Nagano Denshi Kogyo Kk | Polishing method |
-
1981
- 1981-08-13 JP JP12599681A patent/JPS5827932A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50121118A (ja) * | 1974-03-12 | 1975-09-22 | ||
| JPS50139013A (ja) * | 1974-04-27 | 1975-11-06 | ||
| JPS5526687A (en) * | 1978-08-16 | 1980-02-26 | Nec Corp | Manufacturing semiconductor device |
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|---|---|---|---|---|
| WO2000003043A1 (fr) * | 1998-07-09 | 2000-01-20 | Nkk Corporation | Procede de production de plaque brute pour plaque de traitement de surface destinee a une conserve au moyen d'une recuisson continue |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5827932A (ja) | 1983-02-18 |
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