JPS61207520A - 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 - Google Patents
軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法Info
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- JPS61207520A JPS61207520A JP4811785A JP4811785A JPS61207520A JP S61207520 A JPS61207520 A JP S61207520A JP 4811785 A JP4811785 A JP 4811785A JP 4811785 A JP4811785 A JP 4811785A JP S61207520 A JPS61207520 A JP S61207520A
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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つき
原板どしての薄鋼板を、表面処理用原板ということにし
て、とくに軟質、T−1又はそれより軟質の原板の製造
に関してこの明細書に述べる技術内容は、軟質であって
しかも該表面処理用鋼板に加えられる加工、とくに絞り
加工の際にお【ブるス1〜レッチャーストレインの発生
を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つき
原板どしての薄鋼板を、表面処理用原板ということにし
て、とくに軟質、T−1又はそれより軟質の原板の製造
に関してこの明細書に述べる技術内容は、軟質であって
しかも該表面処理用鋼板に加えられる加工、とくに絞り
加工の際にお【ブるス1〜レッチャーストレインの発生
を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
によるど、目標ど(るロックウェルT硬さく +−I
R30T )に応じてT−1(トlR30T:49±
3)からT−6(トlR30Tニア0± 3)まで、数
区分され、これらにつき、箱焼鈍法による場合のほか、
とくにT−40A〜T −60A (+−I R30T
: 61±3〜70±3)について連続焼鈍法による
場合が規定されているがこの発明は上記区分のうち、調
質度がT−1又はT−1よりも軟質のふりきおよびこれ
に類似するティンフリースチールに適合する。
によるど、目標ど(るロックウェルT硬さく +−I
R30T )に応じてT−1(トlR30T:49±
3)からT−6(トlR30Tニア0± 3)まで、数
区分され、これらにつき、箱焼鈍法による場合のほか、
とくにT−40A〜T −60A (+−I R30T
: 61±3〜70±3)について連続焼鈍法による
場合が規定されているがこの発明は上記区分のうち、調
質度がT−1又はT−1よりも軟質のふりきおよびこれ
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)
従来T−1〜T−4級のぶりき用めつき原板は、C:0
.01〜0.10 wt%(以下、鋼成分についても単
に%で示す)の低炭素アルミキルト鋼が、またT−5,
王−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ト鋼が主として用いられた。
.01〜0.10 wt%(以下、鋼成分についても単
に%で示す)の低炭素アルミキルト鋼が、またT−5,
王−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ト鋼が主として用いられた。
これらの表面処理用原板に施される焼鈍法とぶりきの性
質の関係は次のとおりである。
質の関係は次のとおりである。
箱焼鈍法:再結晶(550〜700℃)終了後、数日か
けて室温近くまで除冷されるので、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。
けて室温近くまで除冷されるので、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℃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℃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、降伏伸びは発生しない。
連続焼鈍法:10〜b
速加熱し、数十秒保持して再結晶を行わせた後、5〜b
Nは大部分が固溶状態で存在する。それ故調質圧延によ
り転位が鋼板内に導入され、次いでずずめっき後のJず
めっ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1o従ってこの鋼板を
缶等に加]二すると降伏伸びに起因J−るづじ模様(ス
トレッチャース1〜レインという)が発生し、著しく美
観を損なう。ざらに最近に至って連続焼鈍法にて急冷過
特効処理を行い軟質ぶりきを製造する技術として、特開
昭58−27933号公報などが知られている。しかし
これらの方法においてはストレッチ17−ストレインの
発生は依然、避1ノられなかった。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1−レッチャース1〜レインの発生
が著しかった。
り転位が鋼板内に導入され、次いでずずめっき後のJず
めっ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1o従ってこの鋼板を
缶等に加]二すると降伏伸びに起因J−るづじ模様(ス
トレッチャース1〜レインという)が発生し、著しく美
観を損なう。ざらに最近に至って連続焼鈍法にて急冷過
特効処理を行い軟質ぶりきを製造する技術として、特開
昭58−27933号公報などが知られている。しかし
これらの方法においてはストレッチ17−ストレインの
発生は依然、避1ノられなかった。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1−レッチャース1〜レインの発生
が著しかった。
ずなわら、従来連続焼鈍法で製造されていたT−2〜T
−3調質度程度のものですら、ストレッチャーストレイ
ンが少なからず発生し、問題を引ぎ起こしていたわけで
ある。
−3調質度程度のものですら、ストレッチャーストレイ
ンが少なからず発生し、問題を引ぎ起こしていたわけで
ある。
一方連続焼鈍と調質圧延を組合せて−[−4〜T−〇調
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。
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Aβ: (1;01〜0
.1%、N : 0,002〜0.01%を含有する
アルミキルト鋼を素材とし、熱間圧延の仕上げ温度70
0〜900℃、冷間圧延の圧下率75〜93%の熱間圧
延と冷間圧延を経て表面硬さ43〜58に連続焼鈍した
のち、表面硬さHR30T:44〜75の範囲の所望の
調質度に応じて、1.5〜35%のウェット調質圧延を
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Aβ: (1;01〜0
.1%、N : 0,002〜0.01%を含有する
アルミキルト鋼を素材とし、熱間圧延の仕上げ温度70
0〜900℃、冷間圧延の圧下率75〜93%の熱間圧
延と冷間圧延を経て表面硬さ43〜58に連続焼鈍した
のち、表面硬さHR30T:44〜75の範囲の所望の
調質度に応じて、1.5〜35%のウェット調質圧延を
することが開示されている。
さらに特開昭55−114401号、特開昭55−10
6005号各公報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
囲を炭室するか、ウェット圧延とドライ圧延の使い分け
をし硬さを調整する方法である。
6005号各公報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
囲を炭室するか、ウェット圧延とドライ圧延の使い分け
をし硬さ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−4= すれば容易に類推できるとは云え、この先行開示にはぶ
りぎ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レ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。ときに焼付塗装後でも
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−4= すれば容易に類推できるとは云え、この先行開示にはぶ
りぎ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レ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。ときに焼付塗装後でも
完全非時効になるような原板は製造できなかった。
すなわち上線成分の素材を用いて連続焼鈍を施すと、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、走時、効
が起こりやすい状況になる。従って、調質圧延されため
つ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1〜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。
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、走時、効
が起こりやすい状況になる。従って、調質圧延されため
つ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1〜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。
この点に関し特開昭58−197224号公報にはC:
0.002%以下の極低炭素アルミキルト鋼に必要に応
じてNbを添加した鋼をとくに用い、それに連続焼鈍法
を適用し、軟質ぶりき原板を製造することが開示され、
また特開昭59−129733号公報には、C: 0
.0030%以下の極低炭素鋼又は必要に応じてNb又
はTiを添加した組成の冷延鋼板を連続焼鈍し、圧下率
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つき原板の製造方法につい
ても開示されている。
0.002%以下の極低炭素アルミキルト鋼に必要に応
じてNbを添加した鋼をとくに用い、それに連続焼鈍法
を適用し、軟質ぶりき原板を製造することが開示され、
また特開昭59−129733号公報には、C: 0
.0030%以下の極低炭素鋼又は必要に応じてNb又
はTiを添加した組成の冷延鋼板を連続焼鈍し、圧下率
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つき原板の製造方法につい
ても開示されている。
これらの方法はCを非常に低く(ること、あるいはNb
またはT1を添加することさらにNb。
またはT1を添加することさらにNb。
Tiを添加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圧下率10%以上もの調質圧延を必
要とするものである。
に防止するためには圧下率10%以上もの調質圧延を必
要とするものである。
すなわちNb、Ti等の炭化物形成元素を含まない極低
炭素鋼を素lとしても、連続焼鈍法を適用し、高圧下率
の調質圧延を行えば非常に良好な材質が得られる。
炭素鋼を素lとしても、連続焼鈍法を適用し、高圧下率
の調質圧延を行えば非常に良好な材質が得られる。
また800℃以上の仕上温度で熱間圧延を終了した後、
冷間圧延、連続焼鈍ついで2スタンド以上の圧延機で7
%以上の調質圧延を行うことにより、ストレッチャース
トレインの発生しない表面処理原板を!ll造できる方
法についても特願昭59−116612号について出願
中(゛ある。
冷間圧延、連続焼鈍ついで2スタンド以上の圧延機で7
%以上の調質圧延を行うことにより、ストレッチャース
トレインの発生しない表面処理原板を!ll造できる方
法についても特願昭59−116612号について出願
中(゛ある。
ところで一般に熱間圧延の仕上温度が800℃以−にの
場合、熱延母板の結晶粒は微細で、鋼中の固溶Oは結晶
粒界へ析出しやすく、熱延板におりる固溶Cを減少する
ことができる。しかし熱間圧延の仕上温度が高温の場合
には、熱延鋼帯の幅方向両端部の冷却が速いため、圧延
中のT→α変態も速く起こり、該鋼帯の両端部の結晶粒
は粗大化する傾向にある。このため熱延板の幅方向材質
が不均一どなり、歩留りが悪くなる欠点を伴なう。ざら
に銅帯全体の結晶粒は微細なため、冷延焼鈍後の硬度は
もともと高く、ストレッチャーストレインの発生を防ぐ
目的で行う、7%以上の調質圧延後では鋼板は加工硬化
し、T−1,T−2クラスの軟質ぶりぎ原板を製造する
のは困難となる。
場合、熱延母板の結晶粒は微細で、鋼中の固溶Oは結晶
粒界へ析出しやすく、熱延板におりる固溶Cを減少する
ことができる。しかし熱間圧延の仕上温度が高温の場合
には、熱延鋼帯の幅方向両端部の冷却が速いため、圧延
中のT→α変態も速く起こり、該鋼帯の両端部の結晶粒
は粗大化する傾向にある。このため熱延板の幅方向材質
が不均一どなり、歩留りが悪くなる欠点を伴なう。ざら
に銅帯全体の結晶粒は微細なため、冷延焼鈍後の硬度は
もともと高く、ストレッチャーストレインの発生を防ぐ
目的で行う、7%以上の調質圧延後では鋼板は加工硬化
し、T−1,T−2クラスの軟質ぶりぎ原板を製造する
のは困難となる。
これに対し、800℃未満の低温仕上げ圧延の場合には
熱延板の幅方向の材質は均一であり、結晶粒が粗大化し
て材質は軟化し、冷間圧延性が高調仕上lよりも良くな
る。ところが結晶粒が大きくなって固溶Cが残り易くな
るため、低温仕上材では冷延焼鈍後にストレッチャース
トレインが発生することがある。そこで従来はTi 、
Nb等の炭窒化物形成元素を添加することで、非時効化
させていた。
熱延板の幅方向の材質は均一であり、結晶粒が粗大化し
て材質は軟化し、冷間圧延性が高調仕上lよりも良くな
る。ところが結晶粒が大きくなって固溶Cが残り易くな
るため、低温仕上材では冷延焼鈍後にストレッチャース
トレインが発生することがある。そこで従来はTi 、
Nb等の炭窒化物形成元素を添加することで、非時効化
させていた。
(発明が解決しようとする問題点)
T−′1又はT−1よりも軟質の表面処理用原板におけ
る降伏伸びに起因するストレッチャーストレインのより
有利な抑制を成就することが問題点として指摘される。
る降伏伸びに起因するストレッチャーストレインのより
有利な抑制を成就することが問題点として指摘される。
(問題点を解決するための手段)
発明者等は、研究を重ねた結果、上記のようなr; 、
Nbなどの特殊元素を添加せずに800°C未満の低
温仕上げ圧延を施してもストレッチャーストレインを抑
制できる方法、ずなわら、焼鈍後高圧下の圧延を施して
も材質は十分にT−1クラス又はそれより軟質の硬さを
満足し、かつス1へレツチャースhレインの発生のない
表面処理用原板を製造する方法を見い出したのである。
Nbなどの特殊元素を添加せずに800°C未満の低
温仕上げ圧延を施してもストレッチャーストレインを抑
制できる方法、ずなわら、焼鈍後高圧下の圧延を施して
も材質は十分にT−1クラス又はそれより軟質の硬さを
満足し、かつス1へレツチャースhレインの発生のない
表面処理用原板を製造する方法を見い出したのである。
−8=
J−なわちこの発明は、C:0.006%以下、Mn:
0.6%以下、SOで、 An : 0.005〜0
.1%、N;0.0050%以下を含み、残部が実質的
に鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、
1200°C以下で加熱後、800°C未満で熱間圧延
を終了し、通常の工程で冷間圧延と連続焼鈍とを施して
硬さをHp30Tで42以下とした後、圧下率5%以上
のウェット調質圧延にて所定硬さに調質することを特徴
とする軟質の表面処理用原板の製造方法である。
0.6%以下、SOで、 An : 0.005〜0
.1%、N;0.0050%以下を含み、残部が実質的
に鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、
1200°C以下で加熱後、800°C未満で熱間圧延
を終了し、通常の工程で冷間圧延と連続焼鈍とを施して
硬さをHp30Tで42以下とした後、圧下率5%以上
のウェット調質圧延にて所定硬さに調質することを特徴
とする軟質の表面処理用原板の製造方法である。
(作 用)
表1に示りような成分熱間圧延条件で製造した板厚2.
5mmの熱延板を酸洗し、板厚0.3mmに冷間圧延を
施した後、連続焼鈍(平均加熱速度20℃/′S、均熱
温度及び時間;表1に併示、空温までの平均冷却速度:
20℃/S )を行い、ウエツ]・調質圧延後の硬さが
T−1(+」R30T :49±3)を満たずように鋼
1:10%、鋼2:5%、鋼3:3%。
5mmの熱延板を酸洗し、板厚0.3mmに冷間圧延を
施した後、連続焼鈍(平均加熱速度20℃/′S、均熱
温度及び時間;表1に併示、空温までの平均冷却速度:
20℃/S )を行い、ウエツ]・調質圧延後の硬さが
T−1(+」R30T :49±3)を満たずように鋼
1:10%、鋼2:5%、鋼3:3%。
鋼4:1%の圧下率のウェット調質圧延をそれぞれ施し
、 100°Cx30m1n 、 200’Cx30
n+in 。
、 100°Cx30m1n 、 200’Cx30
n+in 。
250℃X30+ninの時効処理を行った後の降伏伸
びの変化を調べた。その結果を第1図に示す。図から明
らかなように、連続焼鈍後の硬さくHR30T)が42
以下で圧下率5%以上のウェット調質圧延を組合わせた
場合(鋼1及び2)、降伏伸び(YEp)が1%以下の
非時効性の冷延鋼板が得られる。
びの変化を調べた。その結果を第1図に示す。図から明
らかなように、連続焼鈍後の硬さくHR30T)が42
以下で圧下率5%以上のウェット調質圧延を組合わせた
場合(鋼1及び2)、降伏伸び(YEp)が1%以下の
非時効性の冷延鋼板が得られる。
従来、熱間圧延の仕上温度がAr3点以下の場合、熱延
板、冷延焼鈍板の結晶粒が大ぎくなり、粒界あるいは粒
内に析出している廿インタイ1〜への固溶Cの拡散が不
斗分となって、連続焼鈍後の粒内の固溶C量が多くなる
とされている。とくに、C量が0.01%以下の極低炭
素鋼では、結晶粒が大きいばかりでなく、粒内に析出し
ているレインタイ1〜も少ないので、その傾向が著しい
。しかしながら、上記実験結果では800℃未満で仕上
圧延を施した鋼は連続焼鈍後の硬さが、T−1(HR3
0T : 49±3)以下の超軟質材であり、圧F率5
%以上のウェブ]・調質圧延を施すことで、YFA〈1
.0%の非時効性の冷延鋼板を得られることが判明した
。この理由は定かではないが、結晶粒が大きく、かつ固
溶Cの残りやすいTi 、Nb等の特殊元素を添加して
いない極低炭素鋼を低温仕上げし、ざらに焼鈍後にウェ
ット調質圧延を行うと、圧延時に導入された高密度の転
位に固溶Cが固着するため時効処理後でも降伏伸びの発
生が抑制されるためと考えられる。
板、冷延焼鈍板の結晶粒が大ぎくなり、粒界あるいは粒
内に析出している廿インタイ1〜への固溶Cの拡散が不
斗分となって、連続焼鈍後の粒内の固溶C量が多くなる
とされている。とくに、C量が0.01%以下の極低炭
素鋼では、結晶粒が大きいばかりでなく、粒内に析出し
ているレインタイ1〜も少ないので、その傾向が著しい
。しかしながら、上記実験結果では800℃未満で仕上
圧延を施した鋼は連続焼鈍後の硬さが、T−1(HR3
0T : 49±3)以下の超軟質材であり、圧F率5
%以上のウェブ]・調質圧延を施すことで、YFA〈1
.0%の非時効性の冷延鋼板を得られることが判明した
。この理由は定かではないが、結晶粒が大きく、かつ固
溶Cの残りやすいTi 、Nb等の特殊元素を添加して
いない極低炭素鋼を低温仕上げし、ざらに焼鈍後にウェ
ット調質圧延を行うと、圧延時に導入された高密度の転
位に固溶Cが固着するため時効処理後でも降伏伸びの発
生が抑制されるためと考えられる。
次に各成分及び製造条件を限定した理由についで述べる
。
。
C:0.006%以下、
N : 0.0050%以下、
C,Nはいずれも鋼中に多゛く含有した場合、結晶粒を
微細化させ、かつ、降伏伸びに起因するス1〜レツチャ
ース1〜レインの発生につながることから、Cは0.0
06%、Nは0.0050%の含有を上限とした。
微細化させ、かつ、降伏伸びに起因するス1〜レツチャ
ース1〜レインの発生につながることから、Cは0.0
06%、Nは0.0050%の含有を上限とした。
Mn : 0.6%以下
Mnは熱間割れの原因となるSを固定する元素であるが
、0.6%を超えての含有は、材質を硬化ざぜる他にコ
ス1へ高にもつながることがら、0.6%以下とした。
、0.6%を超えての含有は、材質を硬化ざぜる他にコ
ス1へ高にもつながることがら、0.6%以下とした。
30℃、八β: 0.005〜0.1%SO℃、/l
は製鋼で脱酸剤として用いる他、鋼中の固有NをAuN
として固有するために必要な元素であり、少なくとも0
.005%の含有を必要とするが、0.1%を超えての
含有はMnと同様にコメl−高を招き、又結晶粒を微細
化し、I貿を硬化することから、0.1%以下の含有と
した。
は製鋼で脱酸剤として用いる他、鋼中の固有NをAuN
として固有するために必要な元素であり、少なくとも0
.005%の含有を必要とするが、0.1%を超えての
含有はMnと同様にコメl−高を招き、又結晶粒を微細
化し、I貿を硬化することから、0.1%以下の含有と
した。
なおその信奉可避的不純物として含有されるP。
S、Si 、O等はその含有を極力避けることが望まし
い。
い。
スラブの加熱温度を1200℃以下とした理由は、省エ
ネルギーの観点から熱原単位を低く抑えることの他にと
くに低温加熱すると結晶粒が粗大化しやすく焼鈍後の鋼
板の硬度を大幅に下げられるからである。
ネルギーの観点から熱原単位を低く抑えることの他にと
くに低温加熱すると結晶粒が粗大化しやすく焼鈍後の鋼
板の硬度を大幅に下げられるからである。
また、熱間圧延の仕上げ温度をg o o ’c未満と
した理由は、熱延板の結晶粒粗大化による冷間圧延性の
向上と、熱間圧延時の板幅方向の材質の均一化にある。
した理由は、熱延板の結晶粒粗大化による冷間圧延性の
向上と、熱間圧延時の板幅方向の材質の均一化にある。
これら、スラブ加熱温度と低温の熱間仕上圧延を組合わ
すことで冷延焼鈍後の鋼板の軟質化を達成できることか
ら、スラブ加熱温度は1200℃以下、熱間圧延の仕上
げ温度は800℃未満と限定した。
すことで冷延焼鈍後の鋼板の軟質化を達成できることか
ら、スラブ加熱温度は1200℃以下、熱間圧延の仕上
げ温度は800℃未満と限定した。
連続焼鈍後の硬さくト1p30T)を42以下とし、ウ
ェット調質圧延の圧下率を5%以上とした理由は、5%
以上の圧下率で王−1又T−1より軟質の非時効性のぶ
りき原板が製造できるからである。
ェット調質圧延の圧下率を5%以上とした理由は、5%
以上の圧下率で王−1又T−1より軟質の非時効性のぶ
りき原板が製造できるからである。
(実施例)
表2に示す化学組成で厚さ150mmの連続鋳造スラブ
を同表に示す熱間圧延条件(スラブ加熱時間:30分間
)で、5パスの粗圧延を行ないシー1〜バー厚を25m
mとした後、6スタンドのタンデム圧延機で板厚2.3
mmとしてから巻取った。次いで酸洗後、板厚0.25
mmに冷間圧延し、表2に示す焼鈍温度で30秒間焼鈍
した後、ウェブ]〜の調質圧延を行った。
を同表に示す熱間圧延条件(スラブ加熱時間:30分間
)で、5パスの粗圧延を行ないシー1〜バー厚を25m
mとした後、6スタンドのタンデム圧延機で板厚2.3
mmとしてから巻取った。次いで酸洗後、板厚0.25
mmに冷間圧延し、表2に示す焼鈍温度で30秒間焼鈍
した後、ウェブ]〜の調質圧延を行った。
焼鈍後および調質圧延後の各硬さ、及び200℃X30
m1n時効処理後の降伏伸びを成分、製造条件と併せて
表2に示す。表中鋼C,D、l−及びNは比較例であり
、それぞれアンダーラインで示した成分又は条件がこの
発明の適合域から外れている。
m1n時効処理後の降伏伸びを成分、製造条件と併せて
表2に示す。表中鋼C,D、l−及びNは比較例であり
、それぞれアンダーラインで示した成分又は条件がこの
発明の適合域から外れている。
(発明の効果)
この発明の成分、製造条件に基づいて製造された冷延鋼
板は、軟質であり、従来問題とされていた降伏伸びの発
生を抑制することによりス1〜レッチャース1〜レイン
を防止でき、非時効性で極薄のふりき及びティンフリー
スチール等に適した表面処理用原板を連続焼鈍法の活用
によって有利に製造することができる。
板は、軟質であり、従来問題とされていた降伏伸びの発
生を抑制することによりス1〜レッチャース1〜レイン
を防止でき、非時効性で極薄のふりき及びティンフリー
スチール等に適した表面処理用原板を連続焼鈍法の活用
によって有利に製造することができる。
ちなみに箱焼鈍法では焼鈍時のコイル内温度の不均一が
本質的に避けられず、それに起因する材質不均一のため
軟質ぶりき原板の硬度のばらつきを現在より小さくする
ことは非常に難しかったが、この発明法によれば、非常
に均質でかつ正確に硬度等の材質を制御した1−1以下
の軟質な表面処理用原板を製造できる。
本質的に避けられず、それに起因する材質不均一のため
軟質ぶりき原板の硬度のばらつきを現在より小さくする
ことは非常に難しかったが、この発明法によれば、非常
に均質でかつ正確に硬度等の材質を制御した1−1以下
の軟質な表面処理用原板を製造できる。
第1図は各時効処理における降伏伸びと連続焼鈍後の硬
度との関係を示す図である。 〈
度との関係を示す図である。 〈
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.006wt%以下、Mn:0.6wt%以
下、Sol.Al:0.005〜0.1wt%、N:0
.0050wt%以下を含み、残部が実質的に鉄および
不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、 1200℃以下で加熱後、800℃未満で熱間圧延を終
了し、通常の工程で冷間圧延と連続焼鈍とを施して硬さ
をH_R30Tで42以下とした後、圧下率5%以上の
ウェット調質圧延にて所定硬さに調質することを特徴と
する軟質の表面処理用原板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4811785A JPS61207520A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4811785A JPS61207520A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61207520A true JPS61207520A (ja) | 1986-09-13 |
JPH0152452B2 JPH0152452B2 (ja) | 1989-11-08 |
Family
ID=12794374
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4811785A Granted JPS61207520A (ja) | 1985-03-13 | 1985-03-13 | 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61207520A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61291922A (ja) * | 1985-06-20 | 1986-12-22 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造法 |
JPH01319628A (ja) * | 1988-06-17 | 1989-12-25 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍設備における極薄硬質ぶりき原板の製造方法 |
US8012276B2 (en) * | 2004-06-18 | 2011-09-06 | Nippon Steel Corporation | Method for manufacturing a steel sheet for tin plated steel sheet and tin-free steel sheet each having excellent formability |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5884161B2 (ja) * | 2011-12-07 | 2016-03-15 | Jfeスチール株式会社 | 缶用鋼板用原板と缶用鋼板の製造方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5149116A (ja) * | 1974-10-26 | 1976-04-28 | Nippon Steel Corp | Hyomenshorikohanyogenbanno seizoho |
JPS58197224A (ja) * | 1982-05-10 | 1983-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍による調質度t↓1〜t↓3を有する錫めっきあるいはティンフリー鋼板の製造方法 |
JPS59129733A (ja) * | 1983-01-17 | 1984-07-26 | Kawasaki Steel Corp | ストレツチヤ−ストレインの発生しない硬質ぶりき用めつき原板の製造方法 |
-
1985
- 1985-03-13 JP JP4811785A patent/JPS61207520A/ja active Granted
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5149116A (ja) * | 1974-10-26 | 1976-04-28 | Nippon Steel Corp | Hyomenshorikohanyogenbanno seizoho |
JPS58197224A (ja) * | 1982-05-10 | 1983-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍による調質度t↓1〜t↓3を有する錫めっきあるいはティンフリー鋼板の製造方法 |
JPS59129733A (ja) * | 1983-01-17 | 1984-07-26 | Kawasaki Steel Corp | ストレツチヤ−ストレインの発生しない硬質ぶりき用めつき原板の製造方法 |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS61291922A (ja) * | 1985-06-20 | 1986-12-22 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造法 |
JPH0210854B2 (ja) * | 1985-06-20 | 1990-03-09 | Nippon Steel Corp | |
JPH01319628A (ja) * | 1988-06-17 | 1989-12-25 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍設備における極薄硬質ぶりき原板の製造方法 |
US8012276B2 (en) * | 2004-06-18 | 2011-09-06 | Nippon Steel Corporation | Method for manufacturing a steel sheet for tin plated steel sheet and tin-free steel sheet each having excellent formability |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0152452B2 (ja) | 1989-11-08 |
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