JPS6126724A - 連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法Info
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- JPS6126724A JPS6126724A JP14766884A JP14766884A JPS6126724A JP S6126724 A JPS6126724 A JP S6126724A JP 14766884 A JP14766884 A JP 14766884A JP 14766884 A JP14766884 A JP 14766884A JP S6126724 A JPS6126724 A JP S6126724A
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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）
本発明は、錫メッキやクロム酸処理などの表面処理が施
されるテンパ一度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なと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。
されるテンパ一度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なと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）
錫メッキを施したふりきは、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（テンパ一度）
が規定されている。テンパ一度はロックウェル表面硬度
（ＨＲ３０ＴまたはＨＲ１５Ｔ）で表示され、軟質なも
のからＴ−１４６〜５２、Ｔ−２５０〜５６、Ｔ−３５
４〜６０、Ｔ−４５８〜６４、Ｔ−５６２〜６８、Ｔ−
６６７〜７３に規定されている。
じて適宜選択できる目安として、調質度（テンパ一度）
が規定されている。テンパ一度はロックウェル表面硬度
（ＨＲ３０ＴまたはＨＲ１５Ｔ）で表示され、軟質なも
のからＴ−１４６〜５２、Ｔ−２５０〜５６、Ｔ−３５
４〜６０、Ｔ−４５８〜６４、Ｔ−５６２〜６８、Ｔ−
６６７〜７３に規定されている。
これらのふりきは一般に、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ッキを施して製造されている
。これらの製造工程のうち、焼鈍にはバッチ焼鈍方式お
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ぷりき用原板は従来バッチ焼鈍方式で焼鈍されて
おり、ＪＩＳでも区分されている。
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ッキを施して製造されている
。これらの製造工程のうち、焼鈍にはバッチ焼鈍方式お
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ぷりき用原板は従来バッ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以上の硬質ぷりきの製
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℃・では、連続焼鈍を適用し
てＴ−３以下の軟質ぷりき原板を製造する方法について
種々検討されている。
イクルであるから、従来はＴ−４以上の硬質ぷりきの製
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℃・では、連続焼鈍を適用し
てＴ−３以下の軟質ぷ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。
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
釣果・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〒程が調質圧延であるのに対し、ぶつきで
はさらに錫メッ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。
釣果・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〒程が調質圧延であるのに対し、ぶつきで
はさらに錫メッ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。
したがっ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。
、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。
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。
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
、さらに歯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、バッ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。
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
、さらに歯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、バッ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った。
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った。
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。
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：Ｏ，１５％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０５〜
１．０含有させたＡｌキルド鋼の鋼片を、１０００〜１
２４０℃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、Ａｃ＋〜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ｉ（Ｖ ℃／秒とする。）で、かつ冷却
終点の温度に関係づげた冷却速度で冷却し、その後２５
０〜４５０℃の温度に加熱し過時効処理し、固溶Ｃ１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
ンパ一度’ｆ’−２以下の極軟質の表面処理用原板の製
造方法である。
満の低炭で、Ｐ：Ｏ，１５％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０５〜
１．０含有させたＡｌキルド鋼の鋼片を、１０００〜１
２４０℃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、Ａｃ＋〜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ｉ（Ｖ ℃／秒とする。）で、かつ冷却
終点の温度に関係づげた冷却速度で冷却し、その後２５
０〜４５０℃の温度に加熱し過時効処理し、固溶Ｃ１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
ンパ一度’ｆ’−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ｏ、ｏｏｓ係以
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チ未満とする。
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チ未満とする。
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。
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、製品板のテンパ一度を
Ｔ−２以下とするために、０．０２％以下に調節する必
要がある。
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、Ａ−／−２０ｓ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。
として０．００５％以上必要である。一方この量が多く
なると、Ａ−／−２０ｓ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。
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、ｋＡよりも〜・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。
出し、ｋＡよりも〜・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）は熱間圧延に先立って加熱されるが、スラ
ブ製造過程で析出したｋｔＮ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
、低温はと好ましいが、その下限は１０００℃である。
ラブ（鋼片）は熱間圧延に先立って加熱されるが、スラ
ブ製造過程で析出したｋｔＮ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
、低温はと好ましいが、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、熱器圧延後、６２０〜７００℃の温度で捲取る。
いが、熱器圧延後、６２０〜７００℃の温度で捲取る。
熱延板でｋｔＮ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。
６２０℃以上とする必要がある。
また捲取温度が７゛００℃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。
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。
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Ａｃｔ〜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。
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。
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（すると、通板中の銅帯の強度が低下
し、４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。
し、４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
。これはフェライト相中の固溶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
ェライト相中の固溶Ｃが減少し、その後の冷却と過時効
処理の効果が少ない。
。これはフェライト相中の固溶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
ェライト相中の固溶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■と冷却終点温
度Ｔとの間には Ｔ≦１００ Ｘｓｏｇｔ（、Ｖ 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。かがる
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。
）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■と冷却終点温
度Ｔとの間には Ｔ≦１００ Ｘｓｏｇｔ（、Ｖ 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。かがる
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％
、５ｏｔＡｌ： ０．０３１〜９．０８３％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
．３５１１１１１１とし、連続焼鈍を均熱温度ニア５０
〜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った。
１８〜０．３５％、Ｐ ： ０．００６〜０．０１５％
、５ｏｔＡｌ： ０．０３１〜９．０８３％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
．３５１１１１１１とし、連続焼鈍を均熱温度ニア５０
〜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った。
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った。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討した。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。
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った。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討した。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太き（
、テン・ｇ一度Ｔ−２以下の軟質とすることが困難とな
る。
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太き（
、テン・ｇ一度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■が３０℃／秒以上であっても、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、テンパ一度Ｔ−２以下が得られないことが
試験によりわかった。
かつ冷却速度■が３０℃／秒以上であっても、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、テンパ一度Ｔ−２以下が得られないことが
試験によりわかった。
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。
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。
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っても、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。
温度Ｔが本発明範囲内にあっても、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。
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。−力保持時間は、過飽和Ｃを完全に析出さ
せるため、３０秒以上必要である。
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。−力保持時間は、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。
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、例えば錫メッキ、クロム酸処理等がなされる。
成し得ないので、上限を６．０％とする。次いで表面処
理、例えば錫メッキ、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；２
５０℃×９秒間、人工時効処理を行った。その後、硬度
を測定し、その結果は同表に示す。
処理用原板とした。次いでリフロー処理の相当温度；２
５０℃×９秒間、人工時効処理を行った。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、テンパ一度Ｔ−２以下の極軟質の表面処
理用鋼板が得られる。−力木発明の範囲外の比較鋼は、
硬度がテンパ一度Ｔ−２の規格上限値（ＨＲ３０Ｔ硬さ
５６）を超え、硬質となる。
理用鋼板が得られる。−力木発明の範囲外の比較鋼は、
硬度がテンパ一度Ｔ−２の規格上限値（ＨＲ３０Ｔ硬さ
５６）を超え、硬質となる。
第１図は、鋼板の錫層溶融工程相当後、硬度がテンパ一
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）相当径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径硬度と
の関係を示す図表である。 ／θ ／θθ １０θθ ）ト却姻Ｖ艷Ｖと°φ）
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）相当径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径硬度と
の関係を示す図表である。 ／θ ／θθ １０θθ ）ト却姻Ｖ艷Ｖと°φ）
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、Ａｃ＿１変態点
以上８００℃以下の温度で再結晶焼鈍を行い、続いて６
５０〜７３０℃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、１００〜２
５０℃かつ〔１００×ｋｇＶ−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、Ａｃ＿１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×ｋｇＶ−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 |
| EP85304890A EP0171197B1 (en) | 1984-07-09 | 1985-07-09 | 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 |
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 true JPS6126724A (ja) | 1986-02-06 |
| JPS638165B2 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) |
Cited By (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 |
| JPH04247826A (ja) * | 1991-01-22 | 1992-09-03 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPH0626857A (ja) * | 1992-04-29 | 1994-02-04 | Deutsche Aerospace Ag | Ｚ軸用の太陽センサ |
-
1984
- 1984-07-18 JP JP14766884A patent/JPS6126724A/ja active Granted
Cited By (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 |
| JPH04247826A (ja) * | 1991-01-22 | 1992-09-03 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPH0626857A (ja) * | 1992-04-29 | 1994-02-04 | Deutsche Aerospace Ag | Ｚ軸用の太陽センサ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS638165B2 (ja) | 1988-02-22 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |