JPS6237093B2 - - Google Patents
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- JPS6237093B2 JPS6237093B2 JP19755383A JP19755383A JPS6237093B2 JP S6237093 B2 JPS6237093 B2 JP S6237093B2 JP 19755383 A JP19755383 A JP 19755383A JP 19755383 A JP19755383 A JP 19755383A JP S6237093 B2 JPS6237093 B2 JP S6237093B2
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- rolling
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- Prior art date
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Classifications
-
- 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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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- 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
（技術分野）
本発明は連続焼なましによる硬質薄鋼板、とく
に錫めつき用及びテインフリースチール用の原板
の製法に関連し、この明細書に述べる技術的内容
は適切なＰ含有量にて、耐食性の劣化を伴うこと
がない、硬質薄鋼板の圧延過程の改良を提案しよ
うとするものである。 （背景技術） 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（ＨR30T）の値をもつて表わ
すことが規定され、ＨR30T：46〜52（Ｔ−１）、
同50〜56（Ｔ−２）、52〜58（Ｔ−２ 1/2）、およ
び54−60（Ｔ−３）の軟質のもののほか、58−64
（Ｔ−４）、62−68（Ｔ−５）および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
との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。 しかしながら一般にスラブ加熱温度は、1250℃
以上の高温とされ、そのため加熱炉の熱効果が悪
く加熱原単位が高くなり省エネ・省コストの面で
はマイナスである。またここでとくに仕上温度が
Ar3変態点以下となるような熱間圧延を施した場
合その過程にてγ→α変態時に粒成長して、冷間
圧延、焼なまし後にその材質は軟質となる。そこ
で従来、硬質原板を製造するにはAr3変態点以上
にて仕上圧延を行なう必要があるとされていたの
である。 ここに上記のようにスラブ加熱温度が高温であ
る場合には熱間圧延の仕上温度の確保は容易であ
つたが、スラブ加熱温度を上記要請に従つてより
低い温度とした場合には、現状の熱間圧延設備に
おいてAr3変態点以上の仕上温度を確保するのは
困難となる。 もちろん鋼中に強化元素を添加し、硬質材を得
るには製造コストが嵩む不利がある。 そこで比較的コストの安いＰの含有によつて必
要強度を得ることができればコストとの問題はな
いが、Ｐは粒界偏析をおこし著しく耐食性を劣化
させるという理由から従来ぶりき、テインフリー
スチール用原板には適当ではないとされて来たの
である。 （発想の端緒） 本発明者らは仕上温度がAr3変態点以下となる
熱間圧延について幾多実験を行い研究を重ねた結
果、上記在来の常識に反してＰ含有量が多い素材
についても格別な耐食性に問題を伴うことなしに
硬質な薄鋼板を製造できる条件を見い出した。 （発明の目的） 上記の知見に基いて、製造コストの上昇なし
に、従来よりも低いスラブ加熱温度での熱間圧延
を実行し得るAr3変態点以下、の仕上温度となる
熱間圧延条件の下で、有利に硬質薄鋼板を得る方
法を確立することを目的とするものである。 （発明の構成） 上記の目的は次の事項を骨子とする手順にて有
利に実現される。 Ｃ：0.03〜0.15重量％、Mn：0.8重量％以下 Ｐ：0.02〜0.10重量％、sol.Al：0.07重量％以
下 を含有し、Ｎ：0.0010〜0.0150重量％であつて残
部は実質的にFeの組成からなる鋼スラブを用
い、700℃以上Ar3変態点以下の仕上温度で熱間
圧延を終了したのち、300℃以上600℃以下の巻取
温度で熱延板コイルを巻取り、ついで酸洗と常法
による冷間圧延を経て連続焼なましを行つたのち
の冷却速度を、30℃／ｓ以上500℃／ｓ以下とし
て300℃以下の温度域まで冷却することを特徴と
する硬質薄鋼板の製造法。 本発明において鋼スラブの成分範囲を限定する
理由は次の通りである。 Ｃ：0.03〜0.15重量％（以下％で示す） Ｃは鋼中に固容し、硬度を上昇させる元素であ
り、その目的に従い0.03％を最低限必要とするが
0.15％をこえる多量の含有は熱延巻取時に粗大な
カーバイト組織を形成し、耐食性を著しく損なう
ことから0.03〜0.15％とした。 Mn：0.8％以下 Mnは熱間脆性の原因となるＳを析出させるの
に有効であり、また材質を硬化させるのに役立つ
が、0.8％をこえる多量の含有は冷間圧延性を損
なうことから上限を0.8％とした。 Ｐ：0.02〜0.10％ Ｐはこの発明は主たる強化元素であり、これに
よる強化には0.02％を最低限必要とするが、0.10
％をこえて多量に存在すると耐食性を低下させる
ため0.02〜0.10％の範囲とした。 sol.Al：0.07％以下 Alは結晶粒を細粒化し硬度を上昇させるのに
寄与するが、固溶強化元素であるＮを固定する窒
化物形成元素であることから、本発明では、製鋼
時に脱酸を確実、かつ効率的に行なわせる程度を
上限としてその含有量を0.07％以下とした。 Ｎ：0.0010〜0.0150％ ＮはＣと同様、固溶強化、結晶粒微細化に役立
ち、錫めつき後のリフロー時に時効硬化を促す元
素であつて0.0010％が最低必要であるが0.0150％
よりも多量にすることは製鋼コストの上昇を招く
ので0.0150％以下にした。 その他不可避的不純物として鋼中に含有される
元素としてはSi、Ｓがあげられるが極力避けるの
が望ましい。 また巻取温度を300℃以上600℃以下としたの
は、300℃未満の温度域に冷却するのは冷却能力
（効率）の面から、むしろ困難な反面300℃程度で
巻取つても、冷延、焼鈍後の材質に何ら影響をお
よぼすことはないことからであり、また600℃を
こえる温度ではカーバイト組織が粒界に凝集析出
し、耐食性の低下を招く他、さらに結晶粒を粗大
化させることから硬質材を得るには好ましくな
く、加えて脱スケール性の低下をも伴う理由から
本発明の上限を600℃とした。 なお、連続焼なまし時の加熱速度、均熱温度は
特に規定するものではない。 さてＣ：0.07％、Mn：0.40％、sol.Al：0.030
％、Ｎ：0.0050％を基準として、Ｐ含有量が
0.012％〜0.093％の範囲にわたり残部がFe及び不
可避的不純物から成るスラブを実験室で製造し
た。このスラブに加熱温度1250℃、1000℃の２種
として均熱した後、仕上温度が880℃と750℃とで
熱間延を終了し何れも板厚3.0mmの熱延板とした
後520℃で巻取つた。 引続き酸洗、冷間圧延を施し板厚0.32mmとした
後、連続焼なましを行なつた。 この時の連続焼なましは、第１図に示すよう
に、加熱速度15℃／ｓ、均熱温度670℃で20s保
持、冷却速度10℃／ｓ以上のヒートサイクルによ
つた。その後１％の調質圧延を経て電気錫めつき
とフロー処理を施し、硬度（ＨR30T）を測定し
た。その結果につきＰ含有量の影響を第２図にま
たＰ：0.04％の場合の冷却速度の寄与を第３図に
それぞれ示す。 第２図によればスラブ加熱温度（SRT）、熱間
圧延の仕上温度（FDT）が高いとき（●印）、Ｐ
含有量が多い程硬度が高くなることのほかか、
SRT、FDTがともに低い場合（△印）でもＰ含
有量が多くなるにしたがい、硬度は上昇し、同組
成、同SRTの素材と比較した場合、FDTの相違
に関わらず、ほぼ同一の硬度となることが明らか
である。 また、第３図に示すように特定のＰ含有量にて
連続焼なまし時の冷却速度が30℃／ｓ以下の時
SRT、FDTにかかわらず冷却速度の硬度におよ
ぼす影響は認められないのに対し冷却速度が30
℃／ｓ以上になると、硬度は顕著に上昇する。と
くに、100℃／ｓ以上になると低FDT圧延材でも
高FDT圧延材の硬度と同レベルになることがわ
かる。 第４図には上掲供試鋼につき、耐食性に及ぼす
Ｐの含有量の影響を示す。ここに耐食性の評価は
Pickle lag testによるPickle lag time（ｓ）で
示し、値の低い方が耐食性にすぐれることを示
す。 FDTが低い場合（〇印）、Ｐ含有量が増加して
も、SRTおよびFDTが高い場合（△印）に比べ
て、耐食性はより良好であることがわかる。 上記の結果となつた理由の詳細は必ずしも明ら
かではないが、一般にAr3変態点以下の熱間圧延
を行なつた場合にはγ→α変換時に粒成長が起こ
る。 そのため焼鈍時の冷却速度を30℃／ｓ以上とし
た場合、結晶粒の大きいFDT圧延材ではＣの粒
界までの平均拡散距離が長くなり、セメンタイト
の析出が起りにくく、過飽和にＣがα相内に固溶
する。 その後調質圧延、リフロー処理を施すことによ
り硬度は上昇し、結晶粒が大きくても高FDT圧
延材並の材質となる。また結晶粒が大きくなつた
場合、Ｃよりも拡散係数の小さいＰは粒界偏析及
び表面偏析が起こりにくくなる。そのためＰはα
相に置換型固溶して、結晶粒の小さい高FDT圧
延材に比べＰ量の増加による硬度上昇量が大きく
かつ、耐食性も良くなつたものと考えられる。 以上のべたところは、Ｃ：0.03〜0.15％、
Mn：0.8％以下、Ｐ：0.02〜0.10％およびsol.
Al：0.07％以下を含有し、Ｎ：0.0010〜0.0150％
の成分組成において、ほぼ同様であることが確認
された。 以上述べた実験結果により、熱間圧延の仕上温
度がAr3変態点以下となるような熱間圧延を施す
にしても、成分組成と熱間圧延を経た連続焼なま
し後の冷却速度に規制を加えることにより従来の
Ar3変態点をこえるFDTで圧延をした素材とほぼ
同等、もしくはそれ以上の硬質の薄鋼板を耐食性
の劣化なしに製造できることが明らかとなつた。 次に熱間圧延仕上温度を700℃〜Ar3点以下と
した理由は700℃未満の温度で圧延を施すと鋼板
組織は回復再結晶が起こらず、圧延組織ままであ
る。このような鋼板は変形抵抗が大きく、圧延機
におよぼす負荷が大きくなつて電気効率を低下さ
せてしまうことから下限を700℃とした。 また、Ar3点をこえる仕上温度では、その熱間
圧延の終了後γ→α変態が生じて粒径が小さくな
り、硬質材を製造する上では有利となるがこの発
明のようにＰを含有する場合、母板が非常に硬質
となり冷間圧延の際に支障をきたすことがある。
とくに、ぶりき原板などのように形状や板クラウ
ンの要求が厳しい鋼板の場合には母材の硬質化は
非常に問題となる。 しかしこの発明の如くFDTをAr3点以下にする
と熱延板を軟質とすることができ、しかも、冷延
再結晶後の硬度はそれほど低下しないことが、確
認されたことにより、Ar3点以下の熱延を終了さ
せ、かくして軟質で、かつ材質的に安定した熱延
母材を得ることができるのである。また実験結果
からも明らかなようにＰ含有量が増大しても最終
製品の耐食性に関しては仕上温度がAr3点以下の
ものはAr3点をこえるものよりも良好になる。こ
れらの理由から熱延仕上温度の上限をAr3点以下
とした。 連続焼なまし後の冷却速度を30℃／ｓ以上500
℃／ｓ以下として300℃以下の温度域まで冷却す
ると限定した理由は焼なまし均熱後に急速冷却を
することでカーバイドの析出を抑制し、過飽和に
Ｃを固溶させ材質を硬化させ、さらに調質圧延、
リフロー処理液の硬度上昇を促すには、実験結果
から明らかなように冷却速度を30℃／ｓ以上とす
る必要がある。しかし、ぶりき原板等の薄肉の鋼
板を500℃／ｓ超の冷却速度で冷却すると鋼板の
温度分布が著しく悪化し、連続焼鈍通板時、板巾
方向にしわを発生したり、張力が増大して通板材
が破断する危険性があるので本発明では冷却速度
の上限を500℃／ｓとした。 （実施例） 第１表に示す成分組成で構成されている厚さ
200mmのスラブを同表に掲げたSRTに加熱し、均
熱をした後、熱間圧延を行ない同表に掲げた
FDTにおいて板厚2.6mmの熱延板とした後、650
℃以下の種々の温度で巻取つた。
に錫めつき用及びテインフリースチール用の原板
の製法に関連し、この明細書に述べる技術的内容
は適切なＰ含有量にて、耐食性の劣化を伴うこと
がない、硬質薄鋼板の圧延過程の改良を提案しよ
うとするものである。 （背景技術） 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（ＨR30T）の値をもつて表わ
すことが規定され、ＨR30T：46〜52（Ｔ−１）、
同50〜56（Ｔ−２）、52〜58（Ｔ−２ 1/2）、およ
び54−60（Ｔ−３）の軟質のもののほか、58−64
（Ｔ−４）、62−68（Ｔ−５）および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
との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。 しかしながら一般にスラブ加熱温度は、1250℃
以上の高温とされ、そのため加熱炉の熱効果が悪
く加熱原単位が高くなり省エネ・省コストの面で
はマイナスである。またここでとくに仕上温度が
Ar3変態点以下となるような熱間圧延を施した場
合その過程にてγ→α変態時に粒成長して、冷間
圧延、焼なまし後にその材質は軟質となる。そこ
で従来、硬質原板を製造するにはAr3変態点以上
にて仕上圧延を行なう必要があるとされていたの
である。 ここに上記のようにスラブ加熱温度が高温であ
る場合には熱間圧延の仕上温度の確保は容易であ
つたが、スラブ加熱温度を上記要請に従つてより
低い温度とした場合には、現状の熱間圧延設備に
おいてAr3変態点以上の仕上温度を確保するのは
困難となる。 もちろん鋼中に強化元素を添加し、硬質材を得
るには製造コストが嵩む不利がある。 そこで比較的コストの安いＰの含有によつて必
要強度を得ることができればコストとの問題はな
いが、Ｐは粒界偏析をおこし著しく耐食性を劣化
させるという理由から従来ぶりき、テインフリー
スチール用原板には適当ではないとされて来たの
である。 （発想の端緒） 本発明者らは仕上温度がAr3変態点以下となる
熱間圧延について幾多実験を行い研究を重ねた結
果、上記在来の常識に反してＰ含有量が多い素材
についても格別な耐食性に問題を伴うことなしに
硬質な薄鋼板を製造できる条件を見い出した。 （発明の目的） 上記の知見に基いて、製造コストの上昇なし
に、従来よりも低いスラブ加熱温度での熱間圧延
を実行し得るAr3変態点以下、の仕上温度となる
熱間圧延条件の下で、有利に硬質薄鋼板を得る方
法を確立することを目的とするものである。 （発明の構成） 上記の目的は次の事項を骨子とする手順にて有
利に実現される。 Ｃ：0.03〜0.15重量％、Mn：0.8重量％以下 Ｐ：0.02〜0.10重量％、sol.Al：0.07重量％以
下 を含有し、Ｎ：0.0010〜0.0150重量％であつて残
部は実質的にFeの組成からなる鋼スラブを用
い、700℃以上Ar3変態点以下の仕上温度で熱間
圧延を終了したのち、300℃以上600℃以下の巻取
温度で熱延板コイルを巻取り、ついで酸洗と常法
による冷間圧延を経て連続焼なましを行つたのち
の冷却速度を、30℃／ｓ以上500℃／ｓ以下とし
て300℃以下の温度域まで冷却することを特徴と
する硬質薄鋼板の製造法。 本発明において鋼スラブの成分範囲を限定する
理由は次の通りである。 Ｃ：0.03〜0.15重量％（以下％で示す） Ｃは鋼中に固容し、硬度を上昇させる元素であ
り、その目的に従い0.03％を最低限必要とするが
0.15％をこえる多量の含有は熱延巻取時に粗大な
カーバイト組織を形成し、耐食性を著しく損なう
ことから0.03〜0.15％とした。 Mn：0.8％以下 Mnは熱間脆性の原因となるＳを析出させるの
に有効であり、また材質を硬化させるのに役立つ
が、0.8％をこえる多量の含有は冷間圧延性を損
なうことから上限を0.8％とした。 Ｐ：0.02〜0.10％ Ｐはこの発明は主たる強化元素であり、これに
よる強化には0.02％を最低限必要とするが、0.10
％をこえて多量に存在すると耐食性を低下させる
ため0.02〜0.10％の範囲とした。 sol.Al：0.07％以下 Alは結晶粒を細粒化し硬度を上昇させるのに
寄与するが、固溶強化元素であるＮを固定する窒
化物形成元素であることから、本発明では、製鋼
時に脱酸を確実、かつ効率的に行なわせる程度を
上限としてその含有量を0.07％以下とした。 Ｎ：0.0010〜0.0150％ ＮはＣと同様、固溶強化、結晶粒微細化に役立
ち、錫めつき後のリフロー時に時効硬化を促す元
素であつて0.0010％が最低必要であるが0.0150％
よりも多量にすることは製鋼コストの上昇を招く
ので0.0150％以下にした。 その他不可避的不純物として鋼中に含有される
元素としてはSi、Ｓがあげられるが極力避けるの
が望ましい。 また巻取温度を300℃以上600℃以下としたの
は、300℃未満の温度域に冷却するのは冷却能力
（効率）の面から、むしろ困難な反面300℃程度で
巻取つても、冷延、焼鈍後の材質に何ら影響をお
よぼすことはないことからであり、また600℃を
こえる温度ではカーバイト組織が粒界に凝集析出
し、耐食性の低下を招く他、さらに結晶粒を粗大
化させることから硬質材を得るには好ましくな
く、加えて脱スケール性の低下をも伴う理由から
本発明の上限を600℃とした。 なお、連続焼なまし時の加熱速度、均熱温度は
特に規定するものではない。 さてＣ：0.07％、Mn：0.40％、sol.Al：0.030
％、Ｎ：0.0050％を基準として、Ｐ含有量が
0.012％〜0.093％の範囲にわたり残部がFe及び不
可避的不純物から成るスラブを実験室で製造し
た。このスラブに加熱温度1250℃、1000℃の２種
として均熱した後、仕上温度が880℃と750℃とで
熱間延を終了し何れも板厚3.0mmの熱延板とした
後520℃で巻取つた。 引続き酸洗、冷間圧延を施し板厚0.32mmとした
後、連続焼なましを行なつた。 この時の連続焼なましは、第１図に示すよう
に、加熱速度15℃／ｓ、均熱温度670℃で20s保
持、冷却速度10℃／ｓ以上のヒートサイクルによ
つた。その後１％の調質圧延を経て電気錫めつき
とフロー処理を施し、硬度（ＨR30T）を測定し
た。その結果につきＰ含有量の影響を第２図にま
たＰ：0.04％の場合の冷却速度の寄与を第３図に
それぞれ示す。 第２図によればスラブ加熱温度（SRT）、熱間
圧延の仕上温度（FDT）が高いとき（●印）、Ｐ
含有量が多い程硬度が高くなることのほかか、
SRT、FDTがともに低い場合（△印）でもＰ含
有量が多くなるにしたがい、硬度は上昇し、同組
成、同SRTの素材と比較した場合、FDTの相違
に関わらず、ほぼ同一の硬度となることが明らか
である。 また、第３図に示すように特定のＰ含有量にて
連続焼なまし時の冷却速度が30℃／ｓ以下の時
SRT、FDTにかかわらず冷却速度の硬度におよ
ぼす影響は認められないのに対し冷却速度が30
℃／ｓ以上になると、硬度は顕著に上昇する。と
くに、100℃／ｓ以上になると低FDT圧延材でも
高FDT圧延材の硬度と同レベルになることがわ
かる。 第４図には上掲供試鋼につき、耐食性に及ぼす
Ｐの含有量の影響を示す。ここに耐食性の評価は
Pickle lag testによるPickle lag time（ｓ）で
示し、値の低い方が耐食性にすぐれることを示
す。 FDTが低い場合（〇印）、Ｐ含有量が増加して
も、SRTおよびFDTが高い場合（△印）に比べ
て、耐食性はより良好であることがわかる。 上記の結果となつた理由の詳細は必ずしも明ら
かではないが、一般にAr3変態点以下の熱間圧延
を行なつた場合にはγ→α変換時に粒成長が起こ
る。 そのため焼鈍時の冷却速度を30℃／ｓ以上とし
た場合、結晶粒の大きいFDT圧延材ではＣの粒
界までの平均拡散距離が長くなり、セメンタイト
の析出が起りにくく、過飽和にＣがα相内に固溶
する。 その後調質圧延、リフロー処理を施すことによ
り硬度は上昇し、結晶粒が大きくても高FDT圧
延材並の材質となる。また結晶粒が大きくなつた
場合、Ｃよりも拡散係数の小さいＰは粒界偏析及
び表面偏析が起こりにくくなる。そのためＰはα
相に置換型固溶して、結晶粒の小さい高FDT圧
延材に比べＰ量の増加による硬度上昇量が大きく
かつ、耐食性も良くなつたものと考えられる。 以上のべたところは、Ｃ：0.03〜0.15％、
Mn：0.8％以下、Ｐ：0.02〜0.10％およびsol.
Al：0.07％以下を含有し、Ｎ：0.0010〜0.0150％
の成分組成において、ほぼ同様であることが確認
された。 以上述べた実験結果により、熱間圧延の仕上温
度がAr3変態点以下となるような熱間圧延を施す
にしても、成分組成と熱間圧延を経た連続焼なま
し後の冷却速度に規制を加えることにより従来の
Ar3変態点をこえるFDTで圧延をした素材とほぼ
同等、もしくはそれ以上の硬質の薄鋼板を耐食性
の劣化なしに製造できることが明らかとなつた。 次に熱間圧延仕上温度を700℃〜Ar3点以下と
した理由は700℃未満の温度で圧延を施すと鋼板
組織は回復再結晶が起こらず、圧延組織ままであ
る。このような鋼板は変形抵抗が大きく、圧延機
におよぼす負荷が大きくなつて電気効率を低下さ
せてしまうことから下限を700℃とした。 また、Ar3点をこえる仕上温度では、その熱間
圧延の終了後γ→α変態が生じて粒径が小さくな
り、硬質材を製造する上では有利となるがこの発
明のようにＰを含有する場合、母板が非常に硬質
となり冷間圧延の際に支障をきたすことがある。
とくに、ぶりき原板などのように形状や板クラウ
ンの要求が厳しい鋼板の場合には母材の硬質化は
非常に問題となる。 しかしこの発明の如くFDTをAr3点以下にする
と熱延板を軟質とすることができ、しかも、冷延
再結晶後の硬度はそれほど低下しないことが、確
認されたことにより、Ar3点以下の熱延を終了さ
せ、かくして軟質で、かつ材質的に安定した熱延
母材を得ることができるのである。また実験結果
からも明らかなようにＰ含有量が増大しても最終
製品の耐食性に関しては仕上温度がAr3点以下の
ものはAr3点をこえるものよりも良好になる。こ
れらの理由から熱延仕上温度の上限をAr3点以下
とした。 連続焼なまし後の冷却速度を30℃／ｓ以上500
℃／ｓ以下として300℃以下の温度域まで冷却す
ると限定した理由は焼なまし均熱後に急速冷却を
することでカーバイドの析出を抑制し、過飽和に
Ｃを固溶させ材質を硬化させ、さらに調質圧延、
リフロー処理液の硬度上昇を促すには、実験結果
から明らかなように冷却速度を30℃／ｓ以上とす
る必要がある。しかし、ぶりき原板等の薄肉の鋼
板を500℃／ｓ超の冷却速度で冷却すると鋼板の
温度分布が著しく悪化し、連続焼鈍通板時、板巾
方向にしわを発生したり、張力が増大して通板材
が破断する危険性があるので本発明では冷却速度
の上限を500℃／ｓとした。 （実施例） 第１表に示す成分組成で構成されている厚さ
200mmのスラブを同表に掲げたSRTに加熱し、均
熱をした後、熱間圧延を行ない同表に掲げた
FDTにおいて板厚2.6mmの熱延板とした後、650
℃以下の種々の温度で巻取つた。
【表】
【表】
次いで酸洗、冷間圧延を施し板厚0.30mmの冷延
板とした後、脱脂、連続焼鈍を行なつた。その後
圧下率1.5％の調質圧延を施し、電気錫めつき、
リフロー処理を行ない、錫めつき板とした。 この発明に従つて製造されたぶりき原板は第１
表に示すように硬度が十分高く、かつ耐食性の劣
化もなくＴ−４〜Ｔ−６として適合する。 （発明の効果） 以上詳細に述べてきたとおり、この発明は、
Ｃ、Mn、Al、Ｎ及びＰの特定組成の鋼スラブを
用い、700℃以上Ar3変態点以下の温度域に達し
て熱間圧延が終了するような低いスラブ加熱の下
でも、熱延板につき300℃以上600℃以下の温度で
コイルを巻取り、続いて酸洗、冷間圧延した後の
連続焼なまし後に特定範囲の冷却速度で冷却を行
なうことにより、硬質なＴ−４〜Ｔ−６級薄鋼板
を得られ、加熱炉燃料原単位を低減して硬質ぶり
き、テインフリースチール用原板の製造を可能に
する。
板とした後、脱脂、連続焼鈍を行なつた。その後
圧下率1.5％の調質圧延を施し、電気錫めつき、
リフロー処理を行ない、錫めつき板とした。 この発明に従つて製造されたぶりき原板は第１
表に示すように硬度が十分高く、かつ耐食性の劣
化もなくＴ−４〜Ｔ−６として適合する。 （発明の効果） 以上詳細に述べてきたとおり、この発明は、
Ｃ、Mn、Al、Ｎ及びＰの特定組成の鋼スラブを
用い、700℃以上Ar3変態点以下の温度域に達し
て熱間圧延が終了するような低いスラブ加熱の下
でも、熱延板につき300℃以上600℃以下の温度で
コイルを巻取り、続いて酸洗、冷間圧延した後の
連続焼なまし後に特定範囲の冷却速度で冷却を行
なうことにより、硬質なＴ−４〜Ｔ−６級薄鋼板
を得られ、加熱炉燃料原単位を低減して硬質ぶり
き、テインフリースチール用原板の製造を可能に
する。
第１図は連続焼なましヒートサイクル線図を示
す。第２図は硬度に及ぼすＰ含有量の効果を示す
グラフ、第３図は硬度に及ぼす冷却速度の効果を
示すグラフであり、第４図は耐食性に及ぼすＰ含
有量の影響を示すグラフである。
す。第２図は硬度に及ぼすＰ含有量の効果を示す
グラフ、第３図は硬度に及ぼす冷却速度の効果を
示すグラフであり、第４図は耐食性に及ぼすＰ含
有量の影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.15重量％、 Mn：0.800重量％以下、 Ｐ：0.02〜0.10重量％、 sol.Al：0.07重量％以下 を含有し、Ｎ：0.0010〜0.0150重量％であつて残
部は実質的にFeの組成からなる鋼スラブを用
い、700℃以上Ar3変態点以下の仕上温度で熱間
圧延を終了したのち、300℃以上600℃以下の巻取
温度で熱延板コイルに巻取り、ついで酸洗と常法
による冷間圧延を経て連続焼なましを行つたのち
冷却速度を、30℃／ｓ以上500℃／ｓ以下として
300℃以下の温度域まで冷却することを特徴とす
る硬質薄鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755383A JPS6092425A (ja) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | 硬質薄鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755383A JPS6092425A (ja) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | 硬質薄鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6092425A JPS6092425A (ja) | 1985-05-24 |
| JPS6237093B2 true JPS6237093B2 (ja) | 1987-08-11 |
Family
ID=16376400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19755383A Granted JPS6092425A (ja) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | 硬質薄鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6092425A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103045937A (zh) * | 2012-12-14 | 2013-04-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种二次冷轧钢及其制造方法 |
-
1983
- 1983-10-24 JP JP19755383A patent/JPS6092425A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6092425A (ja) | 1985-05-24 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |