JPH0321610B2 - - Google Patents
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- JPH0321610B2 JPH0321610B2 JP15971284A JP15971284A JPH0321610B2 JP H0321610 B2 JPH0321610 B2 JP H0321610B2 JP 15971284 A JP15971284 A JP 15971284A JP 15971284 A JP15971284 A JP 15971284A JP H0321610 B2 JPH0321610 B2 JP H0321610B2
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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）
硬質ぶりき原板としての冷延鋼板の製造に関
し、とくに低温の熱間圧延を施した熱延母板を用
いて、連続焼鈍により有利に硬質ぶりき（テイン
フリースチールを含む）原板を製造する方法を与
えようとするものである。 （従来の技術） 錫めつき鋼板、すなわちぶりき及びその原板
は、それらの調質度につきJIS G3303においてロ
ツクウエルＴ硬さ（HR 30T）の値をもつて表わ
すことが規定され、 HR 30T：46〜52（Ｔ−１） 50〜56（Ｔ−２） 52〜58（Ｔ−２ 1/2） 54〜60（Ｔ−３） の軟質のもののほか、 58〜64（Ｔ−４） 62〜68（Ｔ−５） 67〜73（Ｔ−６） のような硬質のものが区分され、テインフリース
チール用の原板についてもほぼ同様である。 従来これらの原板は、約1300℃のスラブ加熱温
度で鋼スラブを加熱後、Ar3変態点以上で仕上げ
る熱間圧延を施して熱延板コイルに巻取り、酸洗
と通常の冷間圧延を経て、Ｔ−１からＴ−３まで
の軟質原板は箱焼なましにて、またＴ−４からＴ
−６までの硬質原板は、連続焼なましでそれぞれ
製造されて来た。Ｔ−４以上の硬質ぶりき原板
（以下単に硬質原板という）を製造する方法とし
ては特開昭58−27930号公報の実施例に開示され
ているように熱延仕上温度をAr3変態点以上とし
てさらにＮを添加する方法、あるいは特開昭58−
27931号公報の実施例に開示されている如くＣを
0.01〜0.04％と低くし、やはり熱延仕上温度を
Ar3温度以上をする方法が知られている。 このように従来の製造方法においては、硬質原
板を製造する場合、熱延仕上温度をAr3点以上に
することを通例としていた。しかしながら熱延仕
上温度をAr3点以上にした場合、熱延後巻取まで
に高温に保持される時間が長く鋼板表面に生成す
る酸化層が厚くなり、そのため酸化ロスが多く歩
止りが低下するなどのデメリツトが生ずる。また
硬質原板は一般に熱延母板が硬質であるため冷間
圧延時のストリツプトラブルの原因となる他、ロ
ール摩耗、ロール替による操業性の低下および圧
延荷重が大きく圧延ミルの消費電力の増大へとつ
ながる。 さらにまた圧延性が悪いため、形状不良も発生
しやすい。 しかし、一方では、特公昭55−48574号公報に
て開示されている如く、熱延仕上温度Ar3点以下
にして軟質なぶりき原板（以下軟質原板という）
を製造する方法も知られている。同公報中の実施
例によれば、700℃〜Ar3点で熱延を終了した鋼
板はAlNが非常に析出し易く、軟質になること
が示されている。しかし巻取温度が580℃以上の
ように高温であれば炭化物は凝集粗大化し、ぶり
きの耐食性を低下させるばかりでなく固溶Ｃの減
少とAlNの析出による固溶Ｎの減少につながり
硬質原板を製造するに有利な固溶強化元素を必然
的に減少させてしまう。 このように従来の方法において、熱延低温仕上
は軟質原板の製造には有利であつても硬質ぶりき
原板の製造には不利であつた。 （発明が解決しようとした問題点） 発明者らは鋭意研究を重ねた結果、冷間圧延性
に優れかつ製造コストの安価な、低温熱間圧延法
を適用した硬質原板の製造方法を開発することに
成功したのである。 （問題点の解決手段） この発明は、Ｃ：0.005〜0.045wt％Ｐ：0.02wt
％未満、Ｎ：0.002〜0.020wt％、Sol・Al：0.005
〜0.050wt％を含有する連続鋳造スラブを1050℃
以上の温度で加熱した後、Ar3点以下で熱間圧延
を終了し、550℃以下で巻取り、ついで酸洗およ
び冷間圧延を経た後、該鋼板にその再結晶温度以
上でAc1点以下の範囲の温度に加熱して60秒以内
に保持を行ない、30℃／秒以上の冷却温度で冷却
する連続焼鈍を施すことを特徴とする硬質ぶりき
原板の製造方法である。上記の鋼組成及び製造条
件を満足することにより熱間圧延仕上温度がAr3
点以下であつても、硬質な冷延鋼板を製造するこ
とが可能となる。 この発明の基になつた実験結果を以下に詳細に
説明する。 （実験） Mn：0.25wt％（以下単に％で示す）、Si：
0.010％ Ｐ：0.015％ Ｓ：0.012％ SolAl：
0.043％ Ｎ：0.0035％を基本成分としＣ量が0.01
％と0.07％の２種のスラブを1200℃で加熱し、
700℃〜900℃の仕上温度で熱間圧延を終了し、
520℃で巻取つた。 酸洗後、熱延板の硬度（HRB）を測定し、仕
上温度の影響を調べた。 その結果を第１図に示したが熱間圧延仕上温度
が低下するにしたがい、硬度は低下する。しかも
0.01％Ｃの熱延板の硬度は0.07％Ｃの熱延板の硬
度に比較して低く、仕上温度が低下するほど0.01
％Ｃの熱延板の軟化傾向は大きくなつた。 以上の結果より第１図にあわせ示したように低
温仕上圧延材では冷間圧延時の圧延荷重σを低く
押えることが可能である。 次に低温熱間圧延を施した軟質な熱延母板を用
い、硬質原板を製造するのに最適なＣ量および連
続焼鈍条件を検討した。その経緯を次の（実験
）で説明する。 （実験） Mn：0.25％、Ｓ：0.008％、Ｐ：0.017％、Ｎ：
0.0050％、SolAl：0.020％を基本成分とし、Ｃ量
を0.004〜0.092％の範囲内で変化させた板厚200
mmのスラブを1000℃、1200℃および1250℃の各温
度（SRT）で加熱し、仕上温度（FDT）750℃に
至る熱間圧延を行ない、板厚2.5mmの熱延板とし
た後、巻取り温度（CT）500℃において２時間保
熱し、次いで室温まで空冷した。その後、酸洗を
行ない板厚0.3mmに冷間圧延して連続焼鈍を施し
た。この連続焼鈍の熱履歴は加熱速度20℃／ｓで
加熱し、650℃に30秒保持した後、冷却速度
（CR）10、15、30および100℃／ｓで冷却した。
引続き圧下率15％の調質圧延を施した後、錫メツ
キ及び溶錫処理を施し、ぶりき板の硬度
（HR30T）を測定した。その結果を第２図に示し
た。 その結果、Ｃ量が0.005〜0.045％の領域におい
て低SRT−低FDT圧延材でも、冷却速度が30
℃／ｓ以上であればＴ−４（61±３）以上の硬度
を満足する。 （作用） 今のところ上記挙動の理由は必ずしも定かでは
ないが、低温仕上圧延による粗大な結晶粒と連続
焼鈍時の冷却速度とが関連し硬質化したものと思
われる。すなわちＣ量が少ない鋼では、セメンタ
イトの析出サイトとなる結晶粒界は、結晶粒が粗
大化するために面積が小さく、かつ同じ析出サイ
トである粒内のセメンタイトも少ないため、冷却
速度が速いほど、固溶Ｃの減少がおこりにくかつ
たと考えられる。 とくに低温仕上圧延材では、フエライト粒が大
きくなるために固溶Ｃ量が残りやすく冷延−連続
焼鈍後の硬度が上昇したものと推定される。 次にこの発明における鋼成分ならびに製造条件
を限定した理由を以下に述べる。 （成分） Ｃを0.005〜0.045％とした理由は、Ｃ量が0.05
以上となる熱延時に析出するカーバイトが大きく
なり表面近傍のカーバイトが、ぶりきの耐食性を
劣化させる他、熱延板の結晶粒を微細化させ、冷
間圧延性を損なうのみならず、冷却速度を大きく
することによる硬化作用が小さくなることから上
限を0.045％とした。また下限を0.005％とした理
由は、0.005％未満では、粒径が大きくなりすぎ
ることと、固溶Ｃ量が少なくなりすぎ材質が軟化
することからＣ含有量の下限を0.005％とした。 Ｐは0.02％以上では原板にＰが粒界偏析あるい
は表面偏析をし、ブリキの耐食性をそこなうため
0.02％未満とする。 ＮはＣと同様、この発明における主要な強化元
素であり少なくとも0.002％を含有しなければな
らない。また多量の含有は製鋼時のコスト上昇を
ともなうので、この発明では0.02％を上限した。 SolAlは、製鋼での脱酸剤として有効であり、
少なくとも0.005％必要である。しかしながらＮ
をAlNとして固定し、固溶Ｎ量を減少させるこ
とからその含有量を0.05％までとした。 以上のべたことのほか、この発明において鋼成
分として0.1％以下のMn、0.1％以下のSi、など
が含有されていても、所期の性能の妨げにはなら
ず許容される。 （熱間圧延） スラブ加熱温度を規定した理由は、1050℃未満
の温度では溶鋼鋳込み後、析出したAlNが溶解
せず、この発明における固溶Ｎの効果が減少する
ことから下限を1050℃以上とした。熱間圧延仕上
温度は、従来技術に比べ、スケールロスおよび冷
間圧延性の点からAr3以下であることが必要であ
る。巻き取り温度を550℃以下とした理由は、550
℃をこえる温度になると固溶Ｃ、Ｎが析出して、
冷延、焼鈍後の材質が軟化してしまうからであ
る。 （連続焼鈍） 焼鈍の最高温度をAc1点以下としたのは、いた
ずらに温度を上げて結晶粒径を大きくしても、連
続焼鈍時の通板が難かしくなること、さらに
AlNが析出し易くなるためその点からも不利で
あること、また均熱時間を60秒以内としたのは60
秒をこえる長時間の均熱の場合、AlNの析出が
促進され、固溶Ｎ量が減少することからである。
冷却速度はこの発明の主要な条件であり、実験結
果について述べたように、本発明においては30
℃／sec以上が必須である。 （実験例） 表１に示す成分系の溶鋼を厚さ200mmの連続鋳
造スラブとした後、加熱温度1000〜1300℃で加熱
し、750〜870℃の温度域で仕上げ、520℃で巻取
り熱延コイルとした後酸洗、冷間圧延を施し引続
き、20℃／ｓの加熱速度で650〜670℃に加熱し
30sec保持した後10〜150℃／ｓの冷却速度で冷却
する連続焼鈍を行なつた。 その後、圧下率１％の調質圧延を施し電気錫メ
ツキラインを通して錫メツキ、溶錫処理を行ない
ぶりきとした後、その材質（HR30T）を調べ、
表１に示した。
し、とくに低温の熱間圧延を施した熱延母板を用
いて、連続焼鈍により有利に硬質ぶりき（テイン
フリースチールを含む）原板を製造する方法を与
えようとするものである。 （従来の技術） 錫めつき鋼板、すなわちぶりき及びその原板
は、それらの調質度につきJIS G3303においてロ
ツクウエルＴ硬さ（HR 30T）の値をもつて表わ
すことが規定され、 HR 30T：46〜52（Ｔ−１） 50〜56（Ｔ−２） 52〜58（Ｔ−２ 1/2） 54〜60（Ｔ−３） の軟質のもののほか、 58〜64（Ｔ−４） 62〜68（Ｔ−５） 67〜73（Ｔ−６） のような硬質のものが区分され、テインフリース
チール用の原板についてもほぼ同様である。 従来これらの原板は、約1300℃のスラブ加熱温
度で鋼スラブを加熱後、Ar3変態点以上で仕上げ
る熱間圧延を施して熱延板コイルに巻取り、酸洗
と通常の冷間圧延を経て、Ｔ−１からＴ−３まで
の軟質原板は箱焼なましにて、またＴ−４からＴ
−６までの硬質原板は、連続焼なましでそれぞれ
製造されて来た。Ｔ−４以上の硬質ぶりき原板
（以下単に硬質原板という）を製造する方法とし
ては特開昭58−27930号公報の実施例に開示され
ているように熱延仕上温度をAr3変態点以上とし
てさらにＮを添加する方法、あるいは特開昭58−
27931号公報の実施例に開示されている如くＣを
0.01〜0.04％と低くし、やはり熱延仕上温度を
Ar3温度以上をする方法が知られている。 このように従来の製造方法においては、硬質原
板を製造する場合、熱延仕上温度をAr3点以上に
することを通例としていた。しかしながら熱延仕
上温度をAr3点以上にした場合、熱延後巻取まで
に高温に保持される時間が長く鋼板表面に生成す
る酸化層が厚くなり、そのため酸化ロスが多く歩
止りが低下するなどのデメリツトが生ずる。また
硬質原板は一般に熱延母板が硬質であるため冷間
圧延時のストリツプトラブルの原因となる他、ロ
ール摩耗、ロール替による操業性の低下および圧
延荷重が大きく圧延ミルの消費電力の増大へとつ
ながる。 さらにまた圧延性が悪いため、形状不良も発生
しやすい。 しかし、一方では、特公昭55−48574号公報に
て開示されている如く、熱延仕上温度Ar3点以下
にして軟質なぶりき原板（以下軟質原板という）
を製造する方法も知られている。同公報中の実施
例によれば、700℃〜Ar3点で熱延を終了した鋼
板はAlNが非常に析出し易く、軟質になること
が示されている。しかし巻取温度が580℃以上の
ように高温であれば炭化物は凝集粗大化し、ぶり
きの耐食性を低下させるばかりでなく固溶Ｃの減
少とAlNの析出による固溶Ｎの減少につながり
硬質原板を製造するに有利な固溶強化元素を必然
的に減少させてしまう。 このように従来の方法において、熱延低温仕上
は軟質原板の製造には有利であつても硬質ぶりき
原板の製造には不利であつた。 （発明が解決しようとした問題点） 発明者らは鋭意研究を重ねた結果、冷間圧延性
に優れかつ製造コストの安価な、低温熱間圧延法
を適用した硬質原板の製造方法を開発することに
成功したのである。 （問題点の解決手段） この発明は、Ｃ：0.005〜0.045wt％Ｐ：0.02wt
％未満、Ｎ：0.002〜0.020wt％、Sol・Al：0.005
〜0.050wt％を含有する連続鋳造スラブを1050℃
以上の温度で加熱した後、Ar3点以下で熱間圧延
を終了し、550℃以下で巻取り、ついで酸洗およ
び冷間圧延を経た後、該鋼板にその再結晶温度以
上でAc1点以下の範囲の温度に加熱して60秒以内
に保持を行ない、30℃／秒以上の冷却温度で冷却
する連続焼鈍を施すことを特徴とする硬質ぶりき
原板の製造方法である。上記の鋼組成及び製造条
件を満足することにより熱間圧延仕上温度がAr3
点以下であつても、硬質な冷延鋼板を製造するこ
とが可能となる。 この発明の基になつた実験結果を以下に詳細に
説明する。 （実験） Mn：0.25wt％（以下単に％で示す）、Si：
0.010％ Ｐ：0.015％ Ｓ：0.012％ SolAl：
0.043％ Ｎ：0.0035％を基本成分としＣ量が0.01
％と0.07％の２種のスラブを1200℃で加熱し、
700℃〜900℃の仕上温度で熱間圧延を終了し、
520℃で巻取つた。 酸洗後、熱延板の硬度（HRB）を測定し、仕
上温度の影響を調べた。 その結果を第１図に示したが熱間圧延仕上温度
が低下するにしたがい、硬度は低下する。しかも
0.01％Ｃの熱延板の硬度は0.07％Ｃの熱延板の硬
度に比較して低く、仕上温度が低下するほど0.01
％Ｃの熱延板の軟化傾向は大きくなつた。 以上の結果より第１図にあわせ示したように低
温仕上圧延材では冷間圧延時の圧延荷重σを低く
押えることが可能である。 次に低温熱間圧延を施した軟質な熱延母板を用
い、硬質原板を製造するのに最適なＣ量および連
続焼鈍条件を検討した。その経緯を次の（実験
）で説明する。 （実験） Mn：0.25％、Ｓ：0.008％、Ｐ：0.017％、Ｎ：
0.0050％、SolAl：0.020％を基本成分とし、Ｃ量
を0.004〜0.092％の範囲内で変化させた板厚200
mmのスラブを1000℃、1200℃および1250℃の各温
度（SRT）で加熱し、仕上温度（FDT）750℃に
至る熱間圧延を行ない、板厚2.5mmの熱延板とし
た後、巻取り温度（CT）500℃において２時間保
熱し、次いで室温まで空冷した。その後、酸洗を
行ない板厚0.3mmに冷間圧延して連続焼鈍を施し
た。この連続焼鈍の熱履歴は加熱速度20℃／ｓで
加熱し、650℃に30秒保持した後、冷却速度
（CR）10、15、30および100℃／ｓで冷却した。
引続き圧下率15％の調質圧延を施した後、錫メツ
キ及び溶錫処理を施し、ぶりき板の硬度
（HR30T）を測定した。その結果を第２図に示し
た。 その結果、Ｃ量が0.005〜0.045％の領域におい
て低SRT−低FDT圧延材でも、冷却速度が30
℃／ｓ以上であればＴ−４（61±３）以上の硬度
を満足する。 （作用） 今のところ上記挙動の理由は必ずしも定かでは
ないが、低温仕上圧延による粗大な結晶粒と連続
焼鈍時の冷却速度とが関連し硬質化したものと思
われる。すなわちＣ量が少ない鋼では、セメンタ
イトの析出サイトとなる結晶粒界は、結晶粒が粗
大化するために面積が小さく、かつ同じ析出サイ
トである粒内のセメンタイトも少ないため、冷却
速度が速いほど、固溶Ｃの減少がおこりにくかつ
たと考えられる。 とくに低温仕上圧延材では、フエライト粒が大
きくなるために固溶Ｃ量が残りやすく冷延−連続
焼鈍後の硬度が上昇したものと推定される。 次にこの発明における鋼成分ならびに製造条件
を限定した理由を以下に述べる。 （成分） Ｃを0.005〜0.045％とした理由は、Ｃ量が0.05
以上となる熱延時に析出するカーバイトが大きく
なり表面近傍のカーバイトが、ぶりきの耐食性を
劣化させる他、熱延板の結晶粒を微細化させ、冷
間圧延性を損なうのみならず、冷却速度を大きく
することによる硬化作用が小さくなることから上
限を0.045％とした。また下限を0.005％とした理
由は、0.005％未満では、粒径が大きくなりすぎ
ることと、固溶Ｃ量が少なくなりすぎ材質が軟化
することからＣ含有量の下限を0.005％とした。 Ｐは0.02％以上では原板にＰが粒界偏析あるい
は表面偏析をし、ブリキの耐食性をそこなうため
0.02％未満とする。 ＮはＣと同様、この発明における主要な強化元
素であり少なくとも0.002％を含有しなければな
らない。また多量の含有は製鋼時のコスト上昇を
ともなうので、この発明では0.02％を上限した。 SolAlは、製鋼での脱酸剤として有効であり、
少なくとも0.005％必要である。しかしながらＮ
をAlNとして固定し、固溶Ｎ量を減少させるこ
とからその含有量を0.05％までとした。 以上のべたことのほか、この発明において鋼成
分として0.1％以下のMn、0.1％以下のSi、など
が含有されていても、所期の性能の妨げにはなら
ず許容される。 （熱間圧延） スラブ加熱温度を規定した理由は、1050℃未満
の温度では溶鋼鋳込み後、析出したAlNが溶解
せず、この発明における固溶Ｎの効果が減少する
ことから下限を1050℃以上とした。熱間圧延仕上
温度は、従来技術に比べ、スケールロスおよび冷
間圧延性の点からAr3以下であることが必要であ
る。巻き取り温度を550℃以下とした理由は、550
℃をこえる温度になると固溶Ｃ、Ｎが析出して、
冷延、焼鈍後の材質が軟化してしまうからであ
る。 （連続焼鈍） 焼鈍の最高温度をAc1点以下としたのは、いた
ずらに温度を上げて結晶粒径を大きくしても、連
続焼鈍時の通板が難かしくなること、さらに
AlNが析出し易くなるためその点からも不利で
あること、また均熱時間を60秒以内としたのは60
秒をこえる長時間の均熱の場合、AlNの析出が
促進され、固溶Ｎ量が減少することからである。
冷却速度はこの発明の主要な条件であり、実験結
果について述べたように、本発明においては30
℃／sec以上が必須である。 （実験例） 表１に示す成分系の溶鋼を厚さ200mmの連続鋳
造スラブとした後、加熱温度1000〜1300℃で加熱
し、750〜870℃の温度域で仕上げ、520℃で巻取
り熱延コイルとした後酸洗、冷間圧延を施し引続
き、20℃／ｓの加熱速度で650〜670℃に加熱し
30sec保持した後10〜150℃／ｓの冷却速度で冷却
する連続焼鈍を行なつた。 その後、圧下率１％の調質圧延を施し電気錫メ
ツキラインを通して錫メツキ、溶錫処理を行ない
ぶりきとした後、その材質（HR30T）を調べ、
表１に示した。
【表】
【表】
その結果、この発明によつて鋼の材質はいずれ
もT4以上の硬度を満足している。 （発明の効果） この発明によれば、熱延時の脱スケールコスト
を低減し、かつ、冷間圧延性の優れた硬質原板用
の熱延母板を有利に製造することができる。
もT4以上の硬度を満足している。 （発明の効果） この発明によれば、熱延時の脱スケールコスト
を低減し、かつ、冷間圧延性の優れた硬質原板用
の熱延母板を有利に製造することができる。
第１図は、硬度と圧延荷重に及ぼす熱延仕上温
度の影響を示す図表、第２図は、硬度とＣ量の関
係を示す図表である。
度の影響を示す図表、第２図は、硬度とＣ量の関
係を示す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.005〜0.045wt％ Ｐ：0.02wt％未満 Ｎ：0.002〜0.020wt％ Sol・Al：0.005〜0.050wt％を含有する連続鋳造
スラブを、1050℃以上の温度で加熱した後、
Ar3点以下で熱間圧延を終了し、550℃以下で
巻取り、ついで酸洗および冷間圧延を経た後、
該鋼板にその再結晶温度以上でAC1点以下の範
囲の温度に加熱して60秒以内の保持を行ない30
℃／秒以上の冷却温度で冷却する連続焼鈍を施
すこと を特徴とする硬質ぶりき原板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15971284A JPS6137926A (ja) | 1984-07-30 | 1984-07-30 | 硬質ぶりき原板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15971284A JPS6137926A (ja) | 1984-07-30 | 1984-07-30 | 硬質ぶりき原板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6137926A JPS6137926A (ja) | 1986-02-22 |
| JPH0321610B2 true JPH0321610B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=15699637
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15971284A Granted JPS6137926A (ja) | 1984-07-30 | 1984-07-30 | 硬質ぶりき原板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6137926A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100338709B1 (ko) * | 1997-03-13 | 2002-11-14 | 주식회사 포스코 | 에어졸용기의돔및아도나용주석도금원판의제조방법 |
-
1984
- 1984-07-30 JP JP15971284A patent/JPS6137926A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6137926A (ja) | 1986-02-22 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |