JPH0152451B2 - - Google Patents
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- JPH0152451B2 JPH0152451B2 JP58005425A JP542583A JPH0152451B2 JP H0152451 B2 JPH0152451 B2 JP H0152451B2 JP 58005425 A JP58005425 A JP 58005425A JP 542583 A JP542583 A JP 542583A JP H0152451 B2 JPH0152451 B2 JP H0152451B2
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-
- 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
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- 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)
Description
（産業上の利用分野）
この発明は、ストレツチヤ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関す
るものである。ここに硬質ぶりき用めつき原板
は、いわゆるテインフリースチールに供用する場
合を含むものとする。 JISG3303によると、ぶりきの調質度に関し、
目標とするロツクウエルＴ硬さ（HR30T）に応
じてＴ−１（HR30T：49±３）からＴ−６（HR
30T：70±３）まで、数区分され、これらにつ
き、箱焼なまし法による場合のほか、とくにＴ−
4CA〜Ｔ−6CA（HR30T：61±３〜70±３）と
し、連続焼なまし法による場合が規定されてい
る。 この発明は上記区分のうち、最後にのべた硬質
ぶりきおよびこれに類するテインフリースチール
に関連する。 （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重量％（以下、鋼成分につい
て単に％で示す）の低炭素アルミキルド鋼が、ま
たＴ−５，Ｔ−６については、ＰまたはＮ添加に
よる硬さ増強を狙つた、低炭素アルミキルド鋼が
主として用いられた。 これらのめつき原板に施される焼なまし法とぶ
りきの性質の関係は次のとおりである。 箱焼きなまし法：再結晶（550〜700℃）終了
後、数日かけて室温近くまで徐冷されるので、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（230〜250℃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、降伏点
伸びは発生しない。 連続焼なまし法：10〜30℃／秒で600〜730℃に
急速加熱し、数十秒保持して再結晶を行わせた
後、５〜50℃／秒で室温まで急速冷却されるの
で、Ｃ，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内に導入され、次いで
すずめつき後のすずめつ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
を引き起こす。 従つてこの鋼板を缶などに加工すると降伏点伸
びに起因するすじ模様（ストレツチヤーストレイ
ンという）が発生し、著しく美観を損なう。 すなわち、従来連続焼なまし法で製造されてい
たＴ−４〜Ｔ−６調質度の硬質ぶりきには、スト
レツチヤーストレインが少なからず発生し、問題
を引起していたわけである。 ところで連続焼なましと調質圧延を組合せてＴ
−４〜Ｔ−６調質度の硬質ぶりき板を製造する技
術としては、特公昭56−3413号公報が知らされて
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Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.01％
を含有するアルミキルド鋼を素材とし、熱延仕上
げ温度700〜900℃、冷延圧下率75〜93％、表面硬
さHR30T43〜58に連続焼なましし、表面硬さ44
〜75の範囲の所望の調質度に応じて1.5〜35％の
湿式調質をすることが開示されている。 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ずれ
ば容易に類推できるとは云え、この先行開示には
ぶりき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ツチヤーストレイ
ンの防止対策について何ら言及されていない。 ところが、上掲成分の素材を用いて連続焼なま
しを施すと、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
り歪みが導入され、歪時効が起こりやすい状況に
なる。 すなわち、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
理を行つたり、又はクロムめつきを施して、テイ
ンフリースチールにする際の乾燥のために加熱に
より歪時効が起こり、製缶などの加工時に著しい
ストレツチヤーストレインを起こすことの不利を
来すが、この点なお未解決であつたのである。 （発明が解決しようとする問題点） 発明者らは、調質圧延とそれに続くすずめつき
後のすずめつき合金化処理においてストレツチヤ
ーストレインの発生しない硬質ぶりきを安定に得
るための検討をした結果、素材としてＣ：0.003
％以下の極低炭素アルミキルド鋼をとくに用い、
これに連続焼なましと調質圧延を組合せれば、こ
の発明で所期した目的が有利に達成されることを
見出した。 （問題点を解決するための手段） この発明は、Ｃ：0.0030％以下、Si：0.1％以
下、Mn：0.5％以下を含み、Al：0.010〜0.080％、
Ｎ：0.0050％以下を、またさらには0.10％以下の
Nb、0.20％以下のTiのうち少なくとも１種とを、
含有し、Mn／Ｓ比10以上で、しかも0.030％以下
に制限したＳのほか、0.030％以下のＰおよびそ
の他不可避的混入不純物とともに含有する組成の
鋼素材を熱間圧延し、その後冷間圧延をして極低
炭素アルミキルド鋼冷延板を得る段階と、 この冷延板を連続焼なましで再結晶温度以上に
加熱し、ついで冷却したのち、10％以上50％以下
で調質圧延する段階と の結合により、とくに有利に、ストレツチヤー
ストレインの発生のおそれなしにＴ−４〜Ｔ−６
級の調質度の硬質ぶりきまたはテインフリースチ
ールが得られることを究明したものである。 この発明においてめつき原板の鋼成分とくにＣ
の挙動は重要である。 すでに触れたように、従来はＣの含有量が0.01
〜0.10％と高いため、連続焼なまし時の急速冷却
により鋼中に多量の固溶状態のＣが存在し、この
固溶Ｃは調質圧延とめつき後めつき合金化処理に
より、転位線上に析出してストレツチヤーストレ
インの原因となつていたのである。 そこで鋼中に含まれるＣ量とめつき合金化処理
後のストレツチヤーストレインの関係を調べるた
め、Ｃ量の異なる真空溶解鋼を実験室的に溶製
し、以下の基礎実験を行つた。 （基礎実験） 素材の成分としてＣを0.0008〜0.040％まで変
え、その他の成分は、Si：0.01〜0.02％、Mn：
0.23％、Ｐ：0.011〜0.012％、Ｓ：0.007〜0.009
％、Al：0.028〜0.030％、Ｎ：0.0023〜0.0025％
でほぼ共通である。 この鋼を鍛造で30mm厚のシートバーとし、次い
で熱間圧延する際、シートバーを1150℃に加熱
し、仕上げ温度860℃で2.6mmの熱延鋼板とした
後、ただちに560℃の炉中に装入し、30分徐冷す
るコイル巻取り温度560℃相当処理を行つた。 この鋼板を酸洗後小型圧延機で0.32mmまで冷間
圧延し、さらに連続焼なましサイクルで再結晶焼
鈍した。 すなわち冷延鋼板を、熱処理シミユレーターで
15℃／秒で710℃まで急速加熱し該温度に30秒保
持した後10℃／秒で室温まで急速冷却した。 この後、12％の調質圧延を施した後、めつき及
びめつき後の合金化処理を実験室的に再現するた
め、250℃のオイルバス中に３秒保持した後水冷
する処理を行つた。 この試料をJIS5号引張試験片に加工し、引張試
験を行い、一部は硬さも測定した。また１％引張
時のストレツチヤーストレインの発生状況の観察
とともに、鋼板表面の中心線平均粗さ（Ra；カ
ツトオフ値0.8mm）の測定を行つた。第１図に引
張り試験による降伏点伸び、硬さ、ストレツチヤ
ーストレインの発生挙動及び鋼板表面粗さに及ぼ
すＣ量の効果を示す。 第１図のように降伏点伸びは、0.003％Ｃ以下
のとき10％以下に抑制されてストレツチヤースト
レインの発生は殆どなく、このことは鋼板表面粗
さが0.4μｍRaで、ストレツチヤーストレインに
よる肌荒れ現象の非常に小さいことからも明らか
である。 （作用） 上に述べた基礎実験の結果に従い、この発明に
おいて鋼中Ｃ量は0.003％以下でなければならな
い。 次にこの発明の鋼中成分Si，MnさらにＳおよ
びＰについては、これらの元素を多量に添加する
と、連続焼なまし時の粒成長を抑えて、硬質化
し、後の調質圧延で圧延負荷の上昇を引起すばか
りでなく、ぶりきの耐食性を阻害する要因にもな
るので少ないほうがよく、Si：0.1％以下、Mn：
0.5％以下、Ｓ：0.030％以下、Ｐ：0.030％以下に
する必要がある。 ただしMnは、熱間圧延時の脆化の原因となる
ＳをMnSとして固定する必要があるのでMn／Ｓ
10が必要である。 AlはＮを窒化アルミとして固定するのに必要
であり最低で0.010％必要である。多量の添加は
コストアツプになるのでその上限を0.080％とす
る。 またＮはＣと同様連続焼なまし後に固溶状態で
存在すると、製品加工時にストレツチヤーストレ
インの原因となるので少ないほどよいが、その上
限を0.0050％として上記Alによる固定を成就する
ことができる。 以上のべたところに加えてNbおよびTiはそれ
ぞれ0.10％以下、0.20％以下にて固溶状態のＣを
NbC，TiCとして固定する役割を果たす。 再び第１図において☆および★は、上述実験で
それぞれＣ＝0.0023％のときNb＝0.01％、またＣ
＝0.0026％のときTi＝0.028％添加含有させた他
は同じ条件とした場合に場合に得られた成績であ
つて、いずれの鋼でも降伏点伸びは０となり、ス
トレツチヤーストレインの問題は全く生じないこ
と、つまりNb，Tiはこの発明の目的とするスト
レツチヤーストレインの防止に関して同効であ
る。なおこれらの含有量の上限は、添加によるコ
ストアツプを考慮して、Nb：0.10％、Ti：0.20
％とすべきである。ここにNbおよびTiによる効
果をとくに期待するためには、Nb：0.005％、
Ti：0.01％から有用である。 上記のように成分調整をした溶鋼はこの発明の
工程段階に至る間に、適宜造塊法による分塊圧延
を経たスラブまたより好ましくは連続鋳造による
スラブにつき、熱間圧延および冷間圧延を施す
が、それらの熱間圧延条件、冷間圧延条件につい
てはとくに制限する必要はなく従来通りの常法に
従えばよい。 この冷間圧延を経たのちの連続焼なまし条件に
ついてもストリツプの長手方向及び幅方向に均一
な材質を得るためにも、箱焼なまし法よりすぐれ
る連続焼なまし法において、とくにこの発明の目
的に適合するが、連続焼なましの条件自体につい
ては、とくに限定する必要はなく、焼なまし温度
が再結晶温度以上であればよい。 また室温近くへの冷却速度についてもとくに限
定されない。 これに反して調質圧延は、ぶりきの硬さを決定
する上で最も重要な構成因子である。 この発明は、素材としてＣ：0.0030％以下の極
低炭素アルミキルド鋼を素材とし、連続焼なまし
後調質圧延を10％以上施した後、すずめつき及び
すずめつき合金化処理またはテインフリースチー
ルにおける対応した処理を経て、降伏点伸びに起
因するストレツチヤーストレインの発生しないと
ころに特異性をもつ、調質度Ｔ−４〜Ｔ−６の硬
質ぶりきまたはテインフリースチールが製造する
ことを新たに提案するものである。 ここに連続焼なましのままの鋼板は、素材が極
低炭素Alキルド鋼であるため非常に軟質であり、
調質圧延機で10％以上の圧下を容易に行うことが
できる。 すなわちこの調質圧延の圧下率の効果につき次
の確認実験を行つた。 素材はＣ＝0.0018％、Si＝0.01％、Mn＝0.23
％、Al＝0.031％、Ｎ＝0.0023％、Ｐ＝0.011％、
Ｓ＝0.007％を含有する鋼を、真空溶解で実験室
的に製造し、連続焼なましまでの工程は、基礎実
験でのべたところと同じとした。 連続焼なまし後の鋼板に８〜50％の調質圧延を
施し、次いでオイルバス中で250℃、３秒保持す
る処理を施した後、JIS5号試験片に加工して引張
試験を行い、降伏点伸びの測定及び硬さを測定し
た。第２図にその結果を示す。 いずれの調質圧延圧下率でも降伏点伸びは0.5
％以下であり、ストレツチヤーストレインは全く
問題ない。また調質圧延圧下率10〜20％未満でほ
ぼＴ−４調質度、また20〜30％でＴ−５調質度、
さらに40〜50％でＴ−６調質度の各硬質ぶりきが
得られることが分かる。 以上の実験結果より、本発明での調質圧延圧下
率を限定した。圧下率10％未満では、Ｔ−４以上
の調質度を確保するのは困難であることから下限
を10％とした。また、50％を越える圧下を施して
も、材質的には、大きな変化はなく、いたずらに
圧延機の負荷を大きくするだけであり、圧延中に
鋼板の破断等の操業上のトラブルを招きやすくな
ることから上限を50％とした。 以上のようにこの発明はＣ：0.0030％以下の極
低炭素Alキルド鋼を素材とし、これに調質圧延
を組合せるという全く新しい発想のもとに、スト
レツチヤーストレインの発生しない硬質ぶりきま
たはテインフリースチールの有利な調質法を確立
したものである。なお、調質圧延に使用する圧延
機は、従来一般的に使用されている、１スタン
ド、又は２スタンドの調質圧延機ばかりでなく、
10％以上の圧延が可能な圧延機ならいかなる種類
のものであつてもよい。 （実施例） 表１に示す成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造
でスラブとした。該スラブを表１に示す熱間圧延
条件で2.3mmに仕上げた。
しない硬質ぶりき用めつき原板の製造方法に関す
るものである。ここに硬質ぶりき用めつき原板
は、いわゆるテインフリースチールに供用する場
合を含むものとする。 JISG3303によると、ぶりきの調質度に関し、
目標とするロツクウエルＴ硬さ（HR30T）に応
じてＴ−１（HR30T：49±３）からＴ−６（HR
30T：70±３）まで、数区分され、これらにつ
き、箱焼なまし法による場合のほか、とくにＴ−
4CA〜Ｔ−6CA（HR30T：61±３〜70±３）と
し、連続焼なまし法による場合が規定されてい
る。 この発明は上記区分のうち、最後にのべた硬質
ぶりきおよびこれに類するテインフリースチール
に関連する。 （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重量％（以下、鋼成分につい
て単に％で示す）の低炭素アルミキルド鋼が、ま
たＴ−５，Ｔ−６については、ＰまたはＮ添加に
よる硬さ増強を狙つた、低炭素アルミキルド鋼が
主として用いられた。 これらのめつき原板に施される焼なまし法とぶ
りきの性質の関係は次のとおりである。 箱焼きなまし法：再結晶（550〜700℃）終了
後、数日かけて室温近くまで徐冷されるので、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（230〜250℃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、降伏点
伸びは発生しない。 連続焼なまし法：10〜30℃／秒で600〜730℃に
急速加熱し、数十秒保持して再結晶を行わせた
後、５〜50℃／秒で室温まで急速冷却されるの
で、Ｃ，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内に導入され、次いで
すずめつき後のすずめつ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
を引き起こす。 従つてこの鋼板を缶などに加工すると降伏点伸
びに起因するすじ模様（ストレツチヤーストレイ
ンという）が発生し、著しく美観を損なう。 すなわち、従来連続焼なまし法で製造されてい
たＴ−４〜Ｔ−６調質度の硬質ぶりきには、スト
レツチヤーストレインが少なからず発生し、問題
を引起していたわけである。 ところで連続焼なましと調質圧延を組合せてＴ
−４〜Ｔ−６調質度の硬質ぶりき板を製造する技
術としては、特公昭56−3413号公報が知らされて
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Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.01％
を含有するアルミキルド鋼を素材とし、熱延仕上
げ温度700〜900℃、冷延圧下率75〜93％、表面硬
さHR30T43〜58に連続焼なましし、表面硬さ44
〜75の範囲の所望の調質度に応じて1.5〜35％の
湿式調質をすることが開示されている。 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ずれ
ば容易に類推できるとは云え、この先行開示には
ぶりき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ツチヤーストレイ
ンの防止対策について何ら言及されていない。 ところが、上掲成分の素材を用いて連続焼なま
しを施すと、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
り歪みが導入され、歪時効が起こりやすい状況に
なる。 すなわち、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
理を行つたり、又はクロムめつきを施して、テイ
ンフリースチールにする際の乾燥のために加熱に
より歪時効が起こり、製缶などの加工時に著しい
ストレツチヤーストレインを起こすことの不利を
来すが、この点なお未解決であつたのである。 （発明が解決しようとする問題点） 発明者らは、調質圧延とそれに続くすずめつき
後のすずめつき合金化処理においてストレツチヤ
ーストレインの発生しない硬質ぶりきを安定に得
るための検討をした結果、素材としてＣ：0.003
％以下の極低炭素アルミキルド鋼をとくに用い、
これに連続焼なましと調質圧延を組合せれば、こ
の発明で所期した目的が有利に達成されることを
見出した。 （問題点を解決するための手段） この発明は、Ｃ：0.0030％以下、Si：0.1％以
下、Mn：0.5％以下を含み、Al：0.010〜0.080％、
Ｎ：0.0050％以下を、またさらには0.10％以下の
Nb、0.20％以下のTiのうち少なくとも１種とを、
含有し、Mn／Ｓ比10以上で、しかも0.030％以下
に制限したＳのほか、0.030％以下のＰおよびそ
の他不可避的混入不純物とともに含有する組成の
鋼素材を熱間圧延し、その後冷間圧延をして極低
炭素アルミキルド鋼冷延板を得る段階と、 この冷延板を連続焼なましで再結晶温度以上に
加熱し、ついで冷却したのち、10％以上50％以下
で調質圧延する段階と の結合により、とくに有利に、ストレツチヤー
ストレインの発生のおそれなしにＴ−４〜Ｔ−６
級の調質度の硬質ぶりきまたはテインフリースチ
ールが得られることを究明したものである。 この発明においてめつき原板の鋼成分とくにＣ
の挙動は重要である。 すでに触れたように、従来はＣの含有量が0.01
〜0.10％と高いため、連続焼なまし時の急速冷却
により鋼中に多量の固溶状態のＣが存在し、この
固溶Ｃは調質圧延とめつき後めつき合金化処理に
より、転位線上に析出してストレツチヤーストレ
インの原因となつていたのである。 そこで鋼中に含まれるＣ量とめつき合金化処理
後のストレツチヤーストレインの関係を調べるた
め、Ｃ量の異なる真空溶解鋼を実験室的に溶製
し、以下の基礎実験を行つた。 （基礎実験） 素材の成分としてＣを0.0008〜0.040％まで変
え、その他の成分は、Si：0.01〜0.02％、Mn：
0.23％、Ｐ：0.011〜0.012％、Ｓ：0.007〜0.009
％、Al：0.028〜0.030％、Ｎ：0.0023〜0.0025％
でほぼ共通である。 この鋼を鍛造で30mm厚のシートバーとし、次い
で熱間圧延する際、シートバーを1150℃に加熱
し、仕上げ温度860℃で2.6mmの熱延鋼板とした
後、ただちに560℃の炉中に装入し、30分徐冷す
るコイル巻取り温度560℃相当処理を行つた。 この鋼板を酸洗後小型圧延機で0.32mmまで冷間
圧延し、さらに連続焼なましサイクルで再結晶焼
鈍した。 すなわち冷延鋼板を、熱処理シミユレーターで
15℃／秒で710℃まで急速加熱し該温度に30秒保
持した後10℃／秒で室温まで急速冷却した。 この後、12％の調質圧延を施した後、めつき及
びめつき後の合金化処理を実験室的に再現するた
め、250℃のオイルバス中に３秒保持した後水冷
する処理を行つた。 この試料をJIS5号引張試験片に加工し、引張試
験を行い、一部は硬さも測定した。また１％引張
時のストレツチヤーストレインの発生状況の観察
とともに、鋼板表面の中心線平均粗さ（Ra；カ
ツトオフ値0.8mm）の測定を行つた。第１図に引
張り試験による降伏点伸び、硬さ、ストレツチヤ
ーストレインの発生挙動及び鋼板表面粗さに及ぼ
すＣ量の効果を示す。 第１図のように降伏点伸びは、0.003％Ｃ以下
のとき10％以下に抑制されてストレツチヤースト
レインの発生は殆どなく、このことは鋼板表面粗
さが0.4μｍRaで、ストレツチヤーストレインに
よる肌荒れ現象の非常に小さいことからも明らか
である。 （作用） 上に述べた基礎実験の結果に従い、この発明に
おいて鋼中Ｃ量は0.003％以下でなければならな
い。 次にこの発明の鋼中成分Si，MnさらにＳおよ
びＰについては、これらの元素を多量に添加する
と、連続焼なまし時の粒成長を抑えて、硬質化
し、後の調質圧延で圧延負荷の上昇を引起すばか
りでなく、ぶりきの耐食性を阻害する要因にもな
るので少ないほうがよく、Si：0.1％以下、Mn：
0.5％以下、Ｓ：0.030％以下、Ｐ：0.030％以下に
する必要がある。 ただしMnは、熱間圧延時の脆化の原因となる
ＳをMnSとして固定する必要があるのでMn／Ｓ
10が必要である。 AlはＮを窒化アルミとして固定するのに必要
であり最低で0.010％必要である。多量の添加は
コストアツプになるのでその上限を0.080％とす
る。 またＮはＣと同様連続焼なまし後に固溶状態で
存在すると、製品加工時にストレツチヤーストレ
インの原因となるので少ないほどよいが、その上
限を0.0050％として上記Alによる固定を成就する
ことができる。 以上のべたところに加えてNbおよびTiはそれ
ぞれ0.10％以下、0.20％以下にて固溶状態のＣを
NbC，TiCとして固定する役割を果たす。 再び第１図において☆および★は、上述実験で
それぞれＣ＝0.0023％のときNb＝0.01％、またＣ
＝0.0026％のときTi＝0.028％添加含有させた他
は同じ条件とした場合に場合に得られた成績であ
つて、いずれの鋼でも降伏点伸びは０となり、ス
トレツチヤーストレインの問題は全く生じないこ
と、つまりNb，Tiはこの発明の目的とするスト
レツチヤーストレインの防止に関して同効であ
る。なおこれらの含有量の上限は、添加によるコ
ストアツプを考慮して、Nb：0.10％、Ti：0.20
％とすべきである。ここにNbおよびTiによる効
果をとくに期待するためには、Nb：0.005％、
Ti：0.01％から有用である。 上記のように成分調整をした溶鋼はこの発明の
工程段階に至る間に、適宜造塊法による分塊圧延
を経たスラブまたより好ましくは連続鋳造による
スラブにつき、熱間圧延および冷間圧延を施す
が、それらの熱間圧延条件、冷間圧延条件につい
てはとくに制限する必要はなく従来通りの常法に
従えばよい。 この冷間圧延を経たのちの連続焼なまし条件に
ついてもストリツプの長手方向及び幅方向に均一
な材質を得るためにも、箱焼なまし法よりすぐれ
る連続焼なまし法において、とくにこの発明の目
的に適合するが、連続焼なましの条件自体につい
ては、とくに限定する必要はなく、焼なまし温度
が再結晶温度以上であればよい。 また室温近くへの冷却速度についてもとくに限
定されない。 これに反して調質圧延は、ぶりきの硬さを決定
する上で最も重要な構成因子である。 この発明は、素材としてＣ：0.0030％以下の極
低炭素アルミキルド鋼を素材とし、連続焼なまし
後調質圧延を10％以上施した後、すずめつき及び
すずめつき合金化処理またはテインフリースチー
ルにおける対応した処理を経て、降伏点伸びに起
因するストレツチヤーストレインの発生しないと
ころに特異性をもつ、調質度Ｔ−４〜Ｔ−６の硬
質ぶりきまたはテインフリースチールが製造する
ことを新たに提案するものである。 ここに連続焼なましのままの鋼板は、素材が極
低炭素Alキルド鋼であるため非常に軟質であり、
調質圧延機で10％以上の圧下を容易に行うことが
できる。 すなわちこの調質圧延の圧下率の効果につき次
の確認実験を行つた。 素材はＣ＝0.0018％、Si＝0.01％、Mn＝0.23
％、Al＝0.031％、Ｎ＝0.0023％、Ｐ＝0.011％、
Ｓ＝0.007％を含有する鋼を、真空溶解で実験室
的に製造し、連続焼なましまでの工程は、基礎実
験でのべたところと同じとした。 連続焼なまし後の鋼板に８〜50％の調質圧延を
施し、次いでオイルバス中で250℃、３秒保持す
る処理を施した後、JIS5号試験片に加工して引張
試験を行い、降伏点伸びの測定及び硬さを測定し
た。第２図にその結果を示す。 いずれの調質圧延圧下率でも降伏点伸びは0.5
％以下であり、ストレツチヤーストレインは全く
問題ない。また調質圧延圧下率10〜20％未満でほ
ぼＴ−４調質度、また20〜30％でＴ−５調質度、
さらに40〜50％でＴ−６調質度の各硬質ぶりきが
得られることが分かる。 以上の実験結果より、本発明での調質圧延圧下
率を限定した。圧下率10％未満では、Ｔ−４以上
の調質度を確保するのは困難であることから下限
を10％とした。また、50％を越える圧下を施して
も、材質的には、大きな変化はなく、いたずらに
圧延機の負荷を大きくするだけであり、圧延中に
鋼板の破断等の操業上のトラブルを招きやすくな
ることから上限を50％とした。 以上のようにこの発明はＣ：0.0030％以下の極
低炭素Alキルド鋼を素材とし、これに調質圧延
を組合せるという全く新しい発想のもとに、スト
レツチヤーストレインの発生しない硬質ぶりきま
たはテインフリースチールの有利な調質法を確立
したものである。なお、調質圧延に使用する圧延
機は、従来一般的に使用されている、１スタン
ド、又は２スタンドの調質圧延機ばかりでなく、
10％以上の圧延が可能な圧延機ならいかなる種類
のものであつてもよい。 （実施例） 表１に示す成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造
でスラブとした。該スラブを表１に示す熱間圧延
条件で2.3mmに仕上げた。
【表】
酸洗後タンデム圧延機で0.3mmまで冷間圧延し
た。 次に連続焼なまし炉で第３図に示すヒートサイ
クルで連続焼なましを施した。この鋼板に調質圧
延機で15，25，45％の調質圧延を施したのち、電
気めつきラインで25番のすずめつきを施したの
ち、めつき合金化処理を施した。 これらの鋼板をJIS5号試験片に加工し、引張試
験を行つた時の降伏点伸び及び硬さ（HR30T）
を表２に示す。
た。 次に連続焼なまし炉で第３図に示すヒートサイ
クルで連続焼なましを施した。この鋼板に調質圧
延機で15，25，45％の調質圧延を施したのち、電
気めつきラインで25番のすずめつきを施したの
ち、めつき合金化処理を施した。 これらの鋼板をJIS5号試験片に加工し、引張試
験を行つた時の降伏点伸び及び硬さ（HR30T）
を表２に示す。
【表】
【表】
この発明による供試材(A)〜(G)は、Ｃ含有量が何
れも0.003％以下で降伏点伸びは１％以下と小さ
く、ストレツチヤーストレインの発生は認められ
ない。しかし供試材(H)〜(J)はＣ含有量が0.003％
をこえているので、降伏点伸びは1.0％をこえ、
鋼板表面の肌荒れが強くあらわされてSnめつき
板表面の美観を著しく損なう。 （発明の効果） 以上のようにこの発明は、ぶりきまたは類似物
製品の加工時に発生する降伏点伸びに起因したス
トレツチヤーストレインの発生しない硬質ぶりき
または類似物を得ることができ、ここに降伏点伸
びに起因した加工時の腰折れ欠陥も発生しないこ
とは云うまでもない。
れも0.003％以下で降伏点伸びは１％以下と小さ
く、ストレツチヤーストレインの発生は認められ
ない。しかし供試材(H)〜(J)はＣ含有量が0.003％
をこえているので、降伏点伸びは1.0％をこえ、
鋼板表面の肌荒れが強くあらわされてSnめつき
板表面の美観を著しく損なう。 （発明の効果） 以上のようにこの発明は、ぶりきまたは類似物
製品の加工時に発生する降伏点伸びに起因したス
トレツチヤーストレインの発生しない硬質ぶりき
または類似物を得ることができ、ここに降伏点伸
びに起因した加工時の腰折れ欠陥も発生しないこ
とは云うまでもない。
第１図および第２図は、降伏点伸び及び硬さ
（HR30T）に及ぼすそれぞれＣ量、調質圧延・圧
下率の各影響を示すグラフであり、第３図は実施
例に使用した連続焼なまし炉のヒートサイクルで
ある。
（HR30T）に及ぼすそれぞれＣ量、調質圧延・圧
下率の各影響を示すグラフであり、第３図は実施
例に使用した連続焼なまし炉のヒートサイクルで
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0030重量％以下、 Si：0.1重量％以下、 Mn：0.5重量％以下、 Al：0.010〜0.080重量％、 Ｎ：0.0050重量％以下、 をMn／Ｓ比10以上で、しかも0.030重量％以下に
制限したＳ、0.030重量％以下のＰおよびその他
不可避的混入不純物とともに含有する組成の鋼素
材を熱間圧延し、その後冷間圧延して極低炭素ア
ルミキルド鋼冷延板を得る段階と、 この冷延板を連続焼なましで再結晶温度以上に
加熱し、ついで冷却したのち、10％以上50％以下
で調質圧延する段階と の結合に成るストレツチヤ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。 ２ Ｃ：0.0030重量％以下、 Si：0.1重量％以下、 Mn：0.5重量％以下、 Al：0.010〜0.080重量％、 Ｎ：0.0050重量％以下、 と、さらに 0.10重量％以下のNb、0.20％以下のTiのうち
少なくとも１種 とを、Mn／Ｓ比10以上で、しかも0.030重量％以
下に制限したＳのほか、0.030重量％以下のＰお
よびその他不可避的混入不純物とともに含有する
組成の鋼素材を熱間圧延し、その後冷間圧延して
極低炭素アルミキルド鋼冷延板を得る段階と、 この冷延板を連続焼なましで再結晶温度以上に
加熱し、ついで冷却したのち、10％以上50％以下
の調質圧延を施す段階と の結合に成るストレツチヤ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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP542583A JPS59129733A (ja) | 1983-01-17 | 1983-01-17 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP542583A JPS59129733A (ja) | 1983-01-17 | 1983-01-17 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59129733A JPS59129733A (ja) | 1984-07-26 |
| JPH0152451B2 true JPH0152451B2 (ja) | 1989-11-08 |
Family
ID=11610814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP542583A Granted JPS59129733A (ja) | 1983-01-17 | 1983-01-17 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59129733A (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6169928A (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-10 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍によるしごき加工用鋼板の製造方法 |
| JPS61110749A (ja) * | 1984-11-05 | 1986-05-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
| JPS61207520A (ja) * | 1985-03-13 | 1986-09-13 | Kawasaki Steel Corp | 軟質の非時効性表面処理用鋼板の製造方法 |
| JPS63230848A (ja) * | 1987-03-20 | 1988-09-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性の優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH02118026A (ja) * | 1988-10-28 | 1990-05-02 | Kawasaki Steel Corp | 缶用鋼板の製造方法 |
| JP2733423B2 (ja) * | 1993-01-18 | 1998-03-30 | 川崎製鉄株式会社 | 二次加工性および溶接性に優れためっき原板およびその製造方法 |
| JP5162924B2 (ja) | 2007-02-28 | 2013-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 缶用鋼板およびその製造方法 |
| WO2010070829A1 (ja) * | 2008-12-19 | 2010-06-24 | Nok株式会社 | ガスケット用鋼板の製造方法及びガスケット |
| JP6176225B2 (ja) * | 2014-11-28 | 2017-08-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 王冠用鋼板およびその製造方法ならびに王冠 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5548574B2 (ja) * | 1974-03-12 | 1980-12-06 | ||
| JPS51131413A (en) * | 1975-05-12 | 1976-11-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Process for producing original sheet for hard plating by using alumini um-killed steel |
-
1983
- 1983-01-17 JP JP542583A patent/JPS59129733A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59129733A (ja) | 1984-07-26 |
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