JPS61207520A - 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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。

−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。

（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％。

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　。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

（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。

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。

【図面の簡単な説明】

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。 〈

Claims (1)

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。