JPS638165B2 - - Google Patents
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- JPS638165B2 JPS638165B2 JP14766884A JP14766884A JPS638165B2 JP S638165 B2 JPS638165 B2 JP S638165B2 JP 14766884 A JP14766884 A JP 14766884A JP 14766884 A JP14766884 A JP 14766884A JP S638165 B2 JPS638165 B2 JP S638165B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、錫メツキやクロム酸処理などの表面
処理が施されるテンパー度２以下の極軟質表面処
理用原板の製造法にかかわり、製鋼での真空脱ガ
スによる脱炭や、Ti，Nbなどの添加元素を使わ
ないで、極軟質表面処理用原板を連続焼鈍で製造
する方法に関する。 （従来の技術） 錫メツキを施したぶりきは、要求される材質の
程度に応じて適宜選択できる目安として、調質度
（テンパー度）が規定されている。テンパー度は
ロツクウエル表面硬度（HR30TまたはHR15T）
で表示され、軟質なものからＴ―１ 46〜52、Ｔ
―２ 50〜56、Ｔ―３ 54〜60、Ｔ―４ 58〜
64、Ｔ―５ 62〜68、Ｔ―６ 67〜73に規定され
ている。 これらのぶりきは一般に、低炭素鋼の鋼片を熱
間圧延した熱延コイルを所定の板厚に冷間圧延
し、焼鈍し、調質圧延したぶりき原板に錫メツキ
を施して製造されている。これらの製造工程のう
ち、焼鈍にはバツチ焼鈍方式および連続焼鈍方式
の二つが用いられるが、Ｔ―１ないしＴ―３ぶり
き用原板は従来バツチ焼鈍方式で焼鈍されてお
り、JISでも区分されている。 連続焼鈍は急速加熱、短時間均熱、急冷という
焼鈍サイクルであるから、従来はＴ―４以上の硬
質ぶりきの製造に適用されていた。しかし該連続
焼鈍は高生産性、均一な品質、省エネルギー、省
力、短期納期などの長所を有する。このため昨今
においては、連続焼鈍を適用してＴ―３以下の軟
質ぶりき原板を製造する方法について種々検討さ
れている。 冷延鋼板も含めて一般に、軟質鋼板を連続焼鈍
で製造するには、(1)結晶粒の粗大化、(2)焼鈍後に
残存する固溶Ｃの低減、(3)焼鈍後に残存する固溶
Ｎの低減が重要であることはよく知られている。
しかし軟質ぶりき原板の製造においては、これら
冶金学的要因のほかに調質圧延以後の工程での硬
化量に注意を払う必要がある。すなわち、冷延鋼
板では製品材質を決定する最終工程が調質圧延で
あるのに対し、ぶりきではさらに錫メツキおよび
表面光沢を出すための錫層溶融工程があり、錫層
溶融中に高温歪時効硬化を生じたのち製品材質と
なる。 したがつて軟質ぶりき原板を連続焼鈍で製造す
る際には、細粒硬化やＣおよびＮの固溶硬化を避
けることにより、焼鈍板の軟質化をはかるのみな
らず、さらに錫層溶融処理中の歪時効硬化を防ぐ
ため、焼鈍板に残存する固溶Ｃおよび固溶Ｎを充
分低減することが重要である。 ところで(1)結晶粒の細粒化を防ぐために、熱間
圧延において、仕上温度を700℃〜Ar3変態点の
低温とする方法（例えば特公昭55−48574号公報）
や、連続焼鈍の温度を680℃以上の高温とする方
法（例えば特開昭58−27932号公報）が提案され
ている。(2)連続焼鈍後の固溶Ｃを低減させるため
には、均熱後の冷却過程において300〜500℃で過
時効処理が行なわれている（前記特公昭55−
48574号、特開昭58−27932号各公報）。(3)固溶Ｎ
を低減させるためには、Alを添加すること（前
記特公昭55−48574号、特開昭58−27932号各公
報）や、さらにNbを添加する方法（例えば特開
昭58−197224号公報）がある。これらにより、最
近においては連続焼鈍を適用して、Ｔ―３程度の
軟質ぶりき原板の製造が一部に行なわれている。 しかしＴ―２以下の極軟質ぶりき原板を安定し
て連続焼鈍で製造するについては、上記技術の組
合せでは軟質化に限界があるため、製鋼で真空脱
ガスにより脱炭を行い、さらにNbなどの元素を
添加して、固溶Ｃおよび固溶Ｎを完全に固定する
必要がある。これら脱炭処理および添加合金にか
かわるコストは、バツチ焼鈍方式に比べて、Ｔ―
２以下の極軟質ぶりき原板の連続焼鈍化を必ずし
も優位ならしめない。 （発明が解決しようとする問題点） 本願発明者達は、Ｔ―２以下の極軟質表面処理
用原板を、真空脱ガスによる脱炭やTi，Nbなど
の添加元素を使うことなく連続焼鈍を適用して製
造すべく、鋼成分を含めてその製造工程全般につ
いて検討を行つた。 表面処理用原板は、前述のように調質圧延のの
ち、錫層溶融工程などの歪時効を誘起する処理が
施されて製品となるが、本発明は、かかる処理を
受けても硬度上昇が少ない極軟質表面処理用原板
の製造方法を提供するものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明はＣ：0.01％〜0.04wt（以下略）％未満
の低炭で、Ｐ：0.015％以下に規制したAlキルド
鋼、さらに必要に応じＢをＮとの重量比Ｂ／Ｎで
0.5〜1.0含有させたAlキルド鋼の鋼片を、1000〜
1240℃の低温加熱し、熱間圧延し、620〜700℃で
捲取り、冷延後の連続焼鈍において、Ac1〜800
℃の温度で均熱し、この均熱温度から650〜730℃
まで徐冷し、この温度から100〜250℃に30℃／Ｓ
以上の冷却速度（Ｖ℃／秒とする。）で、かつ冷
却終点の温度に関係づけた冷却速度で冷却し、そ
の後250〜450℃の温度に加熱し過時効処理し、固
溶Ｃ、固溶Ｎとも著しく低減され、錫層溶融工程
などを経過しても、硬度上昇はTi，Nbの如き強
力な炭窒化物生成元素を添加した場合と、同等も
しくはそれ以下で、かつテンパー度Ｔ―２以下の
極軟質の表面処理用原板の製造方法である。 まず鋼成分について述べる。 Ｃは、溶鋼段階で真空脱ガス処理により0.008
％以下の極低炭とする方法もあるが、これではコ
スト高となり、また本発明では連続焼鈍のサイク
ルとの組合せで軟質化するので、下限を0.01％と
する。一方この量が多くなると、結晶粒の成長を
阻害し、かつセメントタイトの分散強化により、
焼鈍板段階ですでに硬質化するため、上限を0.04
％未満とする。 MnはＳによる熱度脆性防止のため0.05％以上
必要である。一方この量が多いと、固溶強化によ
り硬質化するため上限を0.60％とする。 Ｐは焼鈍板硬度に影響が大きく、製品板のテン
パー度をＴ―２以下とするために、0.02％以下に
調節する必要がある。 Alは固溶ＮをAlNの形で固定するため、酸可
溶Alとして0.005％以上必要である。一方この量
が多くなると、Al2O3系の介在物が増えて、フラ
ンジ割れ等の原因となり、またコスト高ともなる
ので上限を0.10％とする。 Ｎは焼鈍板以前の工程においては、固溶硬化、
調質圧延以後の工程においては、歪時効硬化によ
り、それぞれ製品板を硬化させる原因となるの
で、0.01％以下とする必要がある。 また、さらにＢを含有させると、熱間圧延中に
BNが析出し、Alよりもいつそう効果的に固溶Ｎ
を固定することができる。この作用効果を奏する
ためには単にＢを含有させるのではなく、鋼中の
Ｎ含有量との重量比Ｂ／Ｎで0.5〜1.0にて含有さ
せる必要がある。 次に製造工程条件について述べる。 スラブ製造法は造塊分塊法、連続鋳造法を問わ
ない。スラブ（鋼片）は熱間圧延に先立つて加熱
されるが、スラブ製造過程で析出したAlNの再
溶解を防ぐとともに、AlNを熱間圧延工程もし
くはそれ以降の工程で、結晶粒成長を阻害しない
ように比較的大きな形態で析出させるために、
1240℃以下の温度に加熱する。このスラブ加熱温
度は、熱間圧延の作業性を劣化させない範囲で、
低温ほど好ましいが、その下限は1000℃である。 熱間圧延においては、仕上温度は特に規定する
必要はないが、熱間圧延後、620〜700℃の温度で
捲取る。熱延板でAlNの析出を充分行わせるた
め、捲取温度を620℃以上とする必要がある。ま
た捲取温度が700℃を超えると、酸洗性を著しく
劣化させ、また炭化物の粗大化により耐蝕性をそ
こなうので、捲取温度の上限を700℃とする。 熱延鋼帯を通常の方法により酸洗し、冷間圧延
し、所定の厚さに仕上げる。その後、次のような
条件で連続焼鈍を施す。 まずAc1〜800℃の温度に加熱し、均熱し、再
結晶と熱延板で析出した炭化物の再固溶とを充分
行わせる。再結晶のためには、再結晶温度以上で
均熱すれば足りるが、熱延板段階で析出した炭化
物を、連続焼鈍中の短時間で再溶解させ、続く冷
却開始前の固溶Ｃを増やし、以て過時効処理効果
を促進するための過飽和固溶Ｃを確保するため
に、Ac1以上の均熱温度が必要である。 一方均熱温度を高くすると、通板中の鋼帯の強
度が低下し、作業故障および形状不良の原因とな
るので、均熱温度の上限を800℃とする。 次いで均熱温度から650〜730℃の温度に徐冷す
る。これはフエライト相中の固溶Ｃを最も多い状
態とし、その後の冷却と過時効処理で効率的に固
溶Ｃを低減させ、表面処理時等での時効による硬
度上昇を防ぐためである。650℃未満や730℃超の
温度に徐冷すると、フエライト相中の固溶Ｃが減
少し、その後の冷却と過時効処理の効果が少な
い。 その後、過時効処理温度より低い温度（冷却終
点温度Ｔ）の100〜250℃に冷却する。この際の冷
却速度は30℃／Ｓ以上とし、かつこの冷却速度Ｖ
と冷却終点温度Ｔとの間には Ｔ≦100×log10V−30 の関係をもたせて冷却することが重要である。次
いで250〜450℃に再加熱し、30秒以上の過時効処
理を行なう。かかる処理条件をとるのは実験に基
づき決められたものであり、第１図、第２図、第
３図を参照して述べる。 供試材はＣ：0.018〜0.034％、Mn：0.18〜0.35
％、Ｐ：0.006〜0.015％、SolAl：0.031〜0.083％
をベース成分とする鋼で、スラブ加熱温度を1050
〜1200℃の低温と、1260〜1300℃の通常温度と
し、次いで熱間圧延を仕上温度：800〜860℃、捲
取温度：640〜700℃で行ない、次いで冷間圧延し
て板厚0.35mmとし、連続焼鈍を均熱温度：750〜
800℃とし、680℃まで徐冷後、冷却速度Ｖと冷却
終点温度Ｔを種々変えて急冷し、その後400℃で
１分間過時効処理を行なつた。 次いで圧下率1.5〜5.5％にて調質圧延し、錫層
溶融工程（リフロー処理）に相当する温度250℃
で９秒間の時効処理を行なつた。その後、硬度
HR30Tを測定し、連続焼鈍における均熱後の冷
却速度Ｖと冷却終点温度Ｔが硬さに及ぼす影響を
検当した。その結果を第１図に示す。また第２図
に、冷却終点温度Ｔが硬さに及ぼす影響を冷却速
度20℃／秒の場合について示し、第３図に冷却速
度100℃／秒の場合について示す。 これらの図から認められるように、冷却終点温
度Ｔが、100℃未満の低温の場合や250℃超の場合
で、しかもその冷却速度Ｖが30℃／秒未満である
と、その後過時効処理を施しても表面処理時効で
の硬度上昇が大きく、テンパー度Ｔ―２以下の軟
質とすることが困難となる。 また冷却終点温度Ｔが100〜250℃の範囲にあ
り、かつ冷却速度Ｖが30℃／秒以上であつても、
第１図に示すように冷却速度Ｖが遅く、冷却終点
温度が比較的高い場合には、テンパー度Ｔ―２以
下が得られないことが試験によりわかつた。 これは、冷却速度Ｖが遅く、冷却終点温度Ｔが
比較的高い場合には、冷却終了時点におけるＣの
過飽度が比較的小さく、過時効処理中のＣの迅速
な析出の核となる粒内セメンタイトが過時効さ
れ、処理開始までに形成されないためと考えられ
る。そこで実験データにもとづき、冷却速度Ｖと
冷却終点温度Ｔとの間に前記関係式を定めた。 また第３図から明らかなように、冷却速度Ｖ、
冷却終点温度Ｔが本発明範囲内にあつても、スラ
ブ加熱温度が高く本発明の範囲外であると、
HR30T；56超となり、Ｔ―２の極軟質にならな
い。 次いで250〜450℃の温度に再加熱し、過時効処
理を行う。250℃未満では過時効処理に長時間を
要し、固溶Ｃを低減することができない。また
450℃超では過時効処理温度でのＣの平衡固溶量
が大きくなるため、それ以下に固溶Ｃを低減する
ことが困難となる。一方保持時間は、過飽和Ｃを
完全に析出させるため、30秒以上必要である。 過時効処理の後、調質圧延可能な温度に冷却さ
れ調質圧延される。調質圧延により調質度の制御
と形状の調整等が行われるが、極軟質例えばＴ―
１の形状調整と調質度とするためには、0.2％以
上の圧下率が必要である。一方その圧下率が高く
なると硬化し、本発明の目的を達成し得ないの
で、上限を6.0％とする。次いで表面処理、例え
ば錫メツキ、クロム酸処理等がなされる。 （実施例） 第１表に示す試料を、同表に示す条件で処理し
て、表面処理用原板とした。次いでリフロー処理
の相当温度；250℃×９秒間、人工時効処理を行
つた。その後、硬度を測定し、その結果は同表に
示す。 本発明鋼では、テンパー度Ｔ―２以下の極軟質
の表面処理用鋼板が得られる。一方本発明の範囲
外の比較鋼は、硬度がテンパー度Ｔ―２の規格上
限値（HR30T硬さ56）を超え、硬質となる。
処理が施されるテンパー度２以下の極軟質表面処
理用原板の製造法にかかわり、製鋼での真空脱ガ
スによる脱炭や、Ti，Nbなどの添加元素を使わ
ないで、極軟質表面処理用原板を連続焼鈍で製造
する方法に関する。 （従来の技術） 錫メツキを施したぶりきは、要求される材質の
程度に応じて適宜選択できる目安として、調質度
（テンパー度）が規定されている。テンパー度は
ロツクウエル表面硬度（HR30TまたはHR15T）
で表示され、軟質なものからＴ―１ 46〜52、Ｔ
―２ 50〜56、Ｔ―３ 54〜60、Ｔ―４ 58〜
64、Ｔ―５ 62〜68、Ｔ―６ 67〜73に規定され
ている。 これらのぶりきは一般に、低炭素鋼の鋼片を熱
間圧延した熱延コイルを所定の板厚に冷間圧延
し、焼鈍し、調質圧延したぶりき原板に錫メツキ
を施して製造されている。これらの製造工程のう
ち、焼鈍にはバツチ焼鈍方式および連続焼鈍方式
の二つが用いられるが、Ｔ―１ないしＴ―３ぶり
き用原板は従来バツチ焼鈍方式で焼鈍されてお
り、JISでも区分されている。 連続焼鈍は急速加熱、短時間均熱、急冷という
焼鈍サイクルであるから、従来はＴ―４以上の硬
質ぶりきの製造に適用されていた。しかし該連続
焼鈍は高生産性、均一な品質、省エネルギー、省
力、短期納期などの長所を有する。このため昨今
においては、連続焼鈍を適用してＴ―３以下の軟
質ぶりき原板を製造する方法について種々検討さ
れている。 冷延鋼板も含めて一般に、軟質鋼板を連続焼鈍
で製造するには、(1)結晶粒の粗大化、(2)焼鈍後に
残存する固溶Ｃの低減、(3)焼鈍後に残存する固溶
Ｎの低減が重要であることはよく知られている。
しかし軟質ぶりき原板の製造においては、これら
冶金学的要因のほかに調質圧延以後の工程での硬
化量に注意を払う必要がある。すなわち、冷延鋼
板では製品材質を決定する最終工程が調質圧延で
あるのに対し、ぶりきではさらに錫メツキおよび
表面光沢を出すための錫層溶融工程があり、錫層
溶融中に高温歪時効硬化を生じたのち製品材質と
なる。 したがつて軟質ぶりき原板を連続焼鈍で製造す
る際には、細粒硬化やＣおよびＮの固溶硬化を避
けることにより、焼鈍板の軟質化をはかるのみな
らず、さらに錫層溶融処理中の歪時効硬化を防ぐ
ため、焼鈍板に残存する固溶Ｃおよび固溶Ｎを充
分低減することが重要である。 ところで(1)結晶粒の細粒化を防ぐために、熱間
圧延において、仕上温度を700℃〜Ar3変態点の
低温とする方法（例えば特公昭55−48574号公報）
や、連続焼鈍の温度を680℃以上の高温とする方
法（例えば特開昭58−27932号公報）が提案され
ている。(2)連続焼鈍後の固溶Ｃを低減させるため
には、均熱後の冷却過程において300〜500℃で過
時効処理が行なわれている（前記特公昭55−
48574号、特開昭58−27932号各公報）。(3)固溶Ｎ
を低減させるためには、Alを添加すること（前
記特公昭55−48574号、特開昭58−27932号各公
報）や、さらにNbを添加する方法（例えば特開
昭58−197224号公報）がある。これらにより、最
近においては連続焼鈍を適用して、Ｔ―３程度の
軟質ぶりき原板の製造が一部に行なわれている。 しかしＴ―２以下の極軟質ぶりき原板を安定し
て連続焼鈍で製造するについては、上記技術の組
合せでは軟質化に限界があるため、製鋼で真空脱
ガスにより脱炭を行い、さらにNbなどの元素を
添加して、固溶Ｃおよび固溶Ｎを完全に固定する
必要がある。これら脱炭処理および添加合金にか
かわるコストは、バツチ焼鈍方式に比べて、Ｔ―
２以下の極軟質ぶりき原板の連続焼鈍化を必ずし
も優位ならしめない。 （発明が解決しようとする問題点） 本願発明者達は、Ｔ―２以下の極軟質表面処理
用原板を、真空脱ガスによる脱炭やTi，Nbなど
の添加元素を使うことなく連続焼鈍を適用して製
造すべく、鋼成分を含めてその製造工程全般につ
いて検討を行つた。 表面処理用原板は、前述のように調質圧延のの
ち、錫層溶融工程などの歪時効を誘起する処理が
施されて製品となるが、本発明は、かかる処理を
受けても硬度上昇が少ない極軟質表面処理用原板
の製造方法を提供するものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明はＣ：0.01％〜0.04wt（以下略）％未満
の低炭で、Ｐ：0.015％以下に規制したAlキルド
鋼、さらに必要に応じＢをＮとの重量比Ｂ／Ｎで
0.5〜1.0含有させたAlキルド鋼の鋼片を、1000〜
1240℃の低温加熱し、熱間圧延し、620〜700℃で
捲取り、冷延後の連続焼鈍において、Ac1〜800
℃の温度で均熱し、この均熱温度から650〜730℃
まで徐冷し、この温度から100〜250℃に30℃／Ｓ
以上の冷却速度（Ｖ℃／秒とする。）で、かつ冷
却終点の温度に関係づけた冷却速度で冷却し、そ
の後250〜450℃の温度に加熱し過時効処理し、固
溶Ｃ、固溶Ｎとも著しく低減され、錫層溶融工程
などを経過しても、硬度上昇はTi，Nbの如き強
力な炭窒化物生成元素を添加した場合と、同等も
しくはそれ以下で、かつテンパー度Ｔ―２以下の
極軟質の表面処理用原板の製造方法である。 まず鋼成分について述べる。 Ｃは、溶鋼段階で真空脱ガス処理により0.008
％以下の極低炭とする方法もあるが、これではコ
スト高となり、また本発明では連続焼鈍のサイク
ルとの組合せで軟質化するので、下限を0.01％と
する。一方この量が多くなると、結晶粒の成長を
阻害し、かつセメントタイトの分散強化により、
焼鈍板段階ですでに硬質化するため、上限を0.04
％未満とする。 MnはＳによる熱度脆性防止のため0.05％以上
必要である。一方この量が多いと、固溶強化によ
り硬質化するため上限を0.60％とする。 Ｐは焼鈍板硬度に影響が大きく、製品板のテン
パー度をＴ―２以下とするために、0.02％以下に
調節する必要がある。 Alは固溶ＮをAlNの形で固定するため、酸可
溶Alとして0.005％以上必要である。一方この量
が多くなると、Al2O3系の介在物が増えて、フラ
ンジ割れ等の原因となり、またコスト高ともなる
ので上限を0.10％とする。 Ｎは焼鈍板以前の工程においては、固溶硬化、
調質圧延以後の工程においては、歪時効硬化によ
り、それぞれ製品板を硬化させる原因となるの
で、0.01％以下とする必要がある。 また、さらにＢを含有させると、熱間圧延中に
BNが析出し、Alよりもいつそう効果的に固溶Ｎ
を固定することができる。この作用効果を奏する
ためには単にＢを含有させるのではなく、鋼中の
Ｎ含有量との重量比Ｂ／Ｎで0.5〜1.0にて含有さ
せる必要がある。 次に製造工程条件について述べる。 スラブ製造法は造塊分塊法、連続鋳造法を問わ
ない。スラブ（鋼片）は熱間圧延に先立つて加熱
されるが、スラブ製造過程で析出したAlNの再
溶解を防ぐとともに、AlNを熱間圧延工程もし
くはそれ以降の工程で、結晶粒成長を阻害しない
ように比較的大きな形態で析出させるために、
1240℃以下の温度に加熱する。このスラブ加熱温
度は、熱間圧延の作業性を劣化させない範囲で、
低温ほど好ましいが、その下限は1000℃である。 熱間圧延においては、仕上温度は特に規定する
必要はないが、熱間圧延後、620〜700℃の温度で
捲取る。熱延板でAlNの析出を充分行わせるた
め、捲取温度を620℃以上とする必要がある。ま
た捲取温度が700℃を超えると、酸洗性を著しく
劣化させ、また炭化物の粗大化により耐蝕性をそ
こなうので、捲取温度の上限を700℃とする。 熱延鋼帯を通常の方法により酸洗し、冷間圧延
し、所定の厚さに仕上げる。その後、次のような
条件で連続焼鈍を施す。 まずAc1〜800℃の温度に加熱し、均熱し、再
結晶と熱延板で析出した炭化物の再固溶とを充分
行わせる。再結晶のためには、再結晶温度以上で
均熱すれば足りるが、熱延板段階で析出した炭化
物を、連続焼鈍中の短時間で再溶解させ、続く冷
却開始前の固溶Ｃを増やし、以て過時効処理効果
を促進するための過飽和固溶Ｃを確保するため
に、Ac1以上の均熱温度が必要である。 一方均熱温度を高くすると、通板中の鋼帯の強
度が低下し、作業故障および形状不良の原因とな
るので、均熱温度の上限を800℃とする。 次いで均熱温度から650〜730℃の温度に徐冷す
る。これはフエライト相中の固溶Ｃを最も多い状
態とし、その後の冷却と過時効処理で効率的に固
溶Ｃを低減させ、表面処理時等での時効による硬
度上昇を防ぐためである。650℃未満や730℃超の
温度に徐冷すると、フエライト相中の固溶Ｃが減
少し、その後の冷却と過時効処理の効果が少な
い。 その後、過時効処理温度より低い温度（冷却終
点温度Ｔ）の100〜250℃に冷却する。この際の冷
却速度は30℃／Ｓ以上とし、かつこの冷却速度Ｖ
と冷却終点温度Ｔとの間には Ｔ≦100×log10V−30 の関係をもたせて冷却することが重要である。次
いで250〜450℃に再加熱し、30秒以上の過時効処
理を行なう。かかる処理条件をとるのは実験に基
づき決められたものであり、第１図、第２図、第
３図を参照して述べる。 供試材はＣ：0.018〜0.034％、Mn：0.18〜0.35
％、Ｐ：0.006〜0.015％、SolAl：0.031〜0.083％
をベース成分とする鋼で、スラブ加熱温度を1050
〜1200℃の低温と、1260〜1300℃の通常温度と
し、次いで熱間圧延を仕上温度：800〜860℃、捲
取温度：640〜700℃で行ない、次いで冷間圧延し
て板厚0.35mmとし、連続焼鈍を均熱温度：750〜
800℃とし、680℃まで徐冷後、冷却速度Ｖと冷却
終点温度Ｔを種々変えて急冷し、その後400℃で
１分間過時効処理を行なつた。 次いで圧下率1.5〜5.5％にて調質圧延し、錫層
溶融工程（リフロー処理）に相当する温度250℃
で９秒間の時効処理を行なつた。その後、硬度
HR30Tを測定し、連続焼鈍における均熱後の冷
却速度Ｖと冷却終点温度Ｔが硬さに及ぼす影響を
検当した。その結果を第１図に示す。また第２図
に、冷却終点温度Ｔが硬さに及ぼす影響を冷却速
度20℃／秒の場合について示し、第３図に冷却速
度100℃／秒の場合について示す。 これらの図から認められるように、冷却終点温
度Ｔが、100℃未満の低温の場合や250℃超の場合
で、しかもその冷却速度Ｖが30℃／秒未満である
と、その後過時効処理を施しても表面処理時効で
の硬度上昇が大きく、テンパー度Ｔ―２以下の軟
質とすることが困難となる。 また冷却終点温度Ｔが100〜250℃の範囲にあ
り、かつ冷却速度Ｖが30℃／秒以上であつても、
第１図に示すように冷却速度Ｖが遅く、冷却終点
温度が比較的高い場合には、テンパー度Ｔ―２以
下が得られないことが試験によりわかつた。 これは、冷却速度Ｖが遅く、冷却終点温度Ｔが
比較的高い場合には、冷却終了時点におけるＣの
過飽度が比較的小さく、過時効処理中のＣの迅速
な析出の核となる粒内セメンタイトが過時効さ
れ、処理開始までに形成されないためと考えられ
る。そこで実験データにもとづき、冷却速度Ｖと
冷却終点温度Ｔとの間に前記関係式を定めた。 また第３図から明らかなように、冷却速度Ｖ、
冷却終点温度Ｔが本発明範囲内にあつても、スラ
ブ加熱温度が高く本発明の範囲外であると、
HR30T；56超となり、Ｔ―２の極軟質にならな
い。 次いで250〜450℃の温度に再加熱し、過時効処
理を行う。250℃未満では過時効処理に長時間を
要し、固溶Ｃを低減することができない。また
450℃超では過時効処理温度でのＣの平衡固溶量
が大きくなるため、それ以下に固溶Ｃを低減する
ことが困難となる。一方保持時間は、過飽和Ｃを
完全に析出させるため、30秒以上必要である。 過時効処理の後、調質圧延可能な温度に冷却さ
れ調質圧延される。調質圧延により調質度の制御
と形状の調整等が行われるが、極軟質例えばＴ―
１の形状調整と調質度とするためには、0.2％以
上の圧下率が必要である。一方その圧下率が高く
なると硬化し、本発明の目的を達成し得ないの
で、上限を6.0％とする。次いで表面処理、例え
ば錫メツキ、クロム酸処理等がなされる。 （実施例） 第１表に示す試料を、同表に示す条件で処理し
て、表面処理用原板とした。次いでリフロー処理
の相当温度；250℃×９秒間、人工時効処理を行
つた。その後、硬度を測定し、その結果は同表に
示す。 本発明鋼では、テンパー度Ｔ―２以下の極軟質
の表面処理用鋼板が得られる。一方本発明の範囲
外の比較鋼は、硬度がテンパー度Ｔ―２の規格上
限値（HR30T硬さ56）を超え、硬質となる。
【表】
第１図は、鋼板の錫層溶融工程相当後、硬度が
テンパー度Ｔ―２以下となる冷却速度および冷却
終点温度の範囲を示す図表、第２図は鋼板の冷却
終点温度と錫層溶融工程（リフロー処理）相当後
硬度との関係を示す図表、第３図は鋼板の冷却終
点温度と錫層溶融工程相当後硬度との関係を示す
図表である。
テンパー度Ｔ―２以下となる冷却速度および冷却
終点温度の範囲を示す図表、第２図は鋼板の冷却
終点温度と錫層溶融工程（リフロー処理）相当後
硬度との関係を示す図表、第３図は鋼板の冷却終
点温度と錫層溶融工程相当後硬度との関係を示す
図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％でＣ：0.01〜0.04％未満、Mn：0.05〜
0.60％、Ｐ：0.02％以下、酸可溶Al：0.005〜0.10
％、Ｎ：0.01％以下、残部が鉄および不可避的不
純物元素からなる鋼片を1000〜1240℃の温度に加
熱し、熱間圧延して620℃〜700℃の温度で捲取
り、次いで脱スケールし、冷間圧延し、その後連
続焼鈍を行うにあたり、Ac1変態点以上800℃以
下の温度で再結晶焼鈍を行い、続いて650〜730℃
の温度まで徐冷却を行つたのち、30℃／秒以上の
冷却速度（Ｖ℃／秒とする）で、100〜250℃かつ
〔100×logV−30〕℃以下の冷却終点温度まで急
速冷却し、次いで過時効処理温度まで再加熱し、
250〜450℃で30秒以上の過時効処理を施し、0.2
〜6.0％の圧下率で調質圧延することを特徴とす
る連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造
法。 ２ 重量％でＣ：0.01〜0.04％未満、Mn：0.05〜
0.60％、Ｐ：0.02％以下、酸可溶Al：0.005〜0.10
％、Ｎ：0.01％以下、ＢをＢ／Ｎ比で0.5〜1.0含
有し、残部が鉄および不可避的不純物元素からな
る鋼片を、1000〜1240℃の温度に加熱し、熱間圧
延して620℃〜700℃の温度で捲取り、次いで脱ス
ケールし、冷間圧延し、その後連続焼鈍を行うに
あたり、Ac1変態点以上800℃以下の温度で再結
晶焼鈍を行い、続いて650〜730℃の温度まで徐冷
却を行つたのち、30℃／秒以上の冷却速度（Ｖ
℃／秒とする）で、100〜250℃かつ〔100×logV
−30〕℃以下の冷却終点温度まで急速冷却し、次
いで過時効処理温度まで再加熱し、250〜450℃で
30秒以上の過時効処理を施し、0.2〜6.0％の圧下
率で調質圧延することを特徴とする連続焼鈍によ
る極軟質表面処理用原板の製造法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14766884A JPS6126724A (ja) | 1984-07-18 | 1984-07-18 | 連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法 |
| US06/752,083 US4698102A (en) | 1984-07-09 | 1985-07-03 | Process for producing, by continuous annealing, soft blackplate for surface treatment |
| DE8585304890T DE3580876D1 (de) | 1984-07-09 | 1985-07-09 | Verfahren zur herstellung von weichem schwarzblech mittels durchlaufgluehen zum zwecke der oberflaechenbehandlung. |
| CA000486538A CA1240593A (en) | 1984-07-09 | 1985-07-09 | Process for producing, by continuous annealing, soft blackplate for surface treatment |
| EP85304890A EP0171197B1 (en) | 1984-07-09 | 1985-07-09 | Process for producing, by continuous annealing, soft blackplate for surface treatment |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14766884A JPS6126724A (ja) | 1984-07-18 | 1984-07-18 | 連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6126724A JPS6126724A (ja) | 1986-02-06 |
| JPS638165B2 true JPS638165B2 (ja) | 1988-02-22 |
Family
ID=15435567
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14766884A Granted JPS6126724A (ja) | 1984-07-09 | 1984-07-18 | 連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6126724A (ja) |
Families Citing this family (4)
| 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 |
| JPS63134645A (ja) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ成形性の優れたｄｉ缶用鋼板 |
| JPH0826402B2 (ja) * | 1991-01-22 | 1996-03-13 | 新日本製鐵株式会社 | 連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法 |
| DE4214136C2 (de) * | 1992-04-29 | 1995-09-21 | Daimler Benz Aerospace Ag | Zweiachsig messender Sonnensensor |
-
1984
- 1984-07-18 JP JP14766884A patent/JPS6126724A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6126724A (ja) | 1986-02-06 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |