JPS6263619A - 軟質な非時効性薄鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は、ぶりき用の原板おるいはティンフリー鋼板
用原板の如き、表面処理用鋼板として使用されるＲ鋼板
の製造方法に関し、特に連続焼鈍法を適用して軟質でか
つ非時効性の薄鋼板を製造する方法に関するものでおる
。

従来の技術 周知のようにぶりき用原板は、鋼索材に熱間圧延および
冷間圧延を施して得られた冷延鋼板に焼なましを施し、
ざらに必要に応じて調質圧延を行なって、必要な硬さを
得るのが通常でおる。このようなぶりき原板の調質度は
、ＪＩＳ　　Ｇ３３０３によって次のように規定されて
いる。すなわち、軟質なものから順に調質度Ｔ１からＴ
６まで区分され、それぞれ硬さ目標値としてロックウェ
ル硬さくＨＲ３０Ｔ）で調質度Ｔ１が４９±３、Ｔ２が
５３±３、Ｔ３が５７±３、Ｔ４が６１±３、Ｔ５が６
５±３、Ｔ６が７Ｑ±３とされている。

ところで従来のＴ１〜Ｔ　４　ｗＬの軟質、Ｓｌりき用
原板は、ｃ　ｏ、ｏｉ〜０．１０％程度の低炭素アルミ
キルト通が、またＴ５、Ｔ６＠の硬質７玉りき用原板に
はＰやＮの添加による硬さ上昇を図った低炭素アルミキ
ルド鋼が主として使用されている。

このような表面処理用鋼板の製造過程における冷間圧延
後の焼なまし処理としては、従来は筈焼鈍法によるのが
一般的であったが、箱焼鈍法は処理に長時間を要して著
しく生産性が低いのみならず、コイル状態で熱処理され
るためコイルの半径方向で加熱昇温速度や冷却速度にば
らつきが生じ、そのため鋼板全長にわたって均一な特性
を冑ることができない等の問題があり、そのため最近で
は連続焼鈍法を適用することが望まれている。しかしな
がら連続焼鈍法を適用してＴ１〜Ｔ３扱の軟質な表面処
理用鋼板を製造しようとした場合、非時効性とすること
が困難であり、そのため加工時にストレッチャーストレ
インが発生する問題がある。

すなわち、箱焼鈍法の場合は、５５０〜７００°Ｃ程度
の温度域での再結晶終了後、数日かけて至温近くまで徐
冷されるため鋼中Ｃは炭化物として大部分が析出し、ま
た鋼中Ｎは加熱中にＡＩＮとして析出し、その結果鋼中
ＣＳＮはほとんど固溶状態で存在しないことになり、そ
のため焼なまし後に調質圧延と、スズメッキ後の合金化
処理（２３０〜２５０℃で数秒保持する所謂リフロー処
理）を施しても歪時効が生ぜず、降伏点伸びは発生しな
い。これに対し連続焼鈍法では、急速加熱して数十秒保
持で再結晶を行なわせた後下部まで急速冷却されるため
、Ｃ，Ｎは大部分が固溶状態で存在する。そのため、調
質圧延によって転１立か頭内に導入され、次いでスズメ
ッキ後の合金化処理により固溶状態のＣ，Ｎが転位線上
に析出して歪時効硬化を引起す。したがってこの鋼板を
土などに成形加工すれば降伏点伸びに起因づるスト・レ
ツチャーストレインが発生し、著しく外観を損うのであ
る。

連続焼鈍法を適用（ノーＣ軟質７５（りき原板を製造す
る方法としては、連続焼鈍工程で急冷過時効処理を行な
う方法が例えば特開昭５’８−２６９３３号公報などに
開示されているが、このような方法によってもストレッ
チャーストレインの発生は依然として避り得ず、特に焼
付塗装処理の如＜２００°Ｃ以上の温度に１０分間程度
も保持される場合においてはストレッチャーストレイン
の発生が著しかった。

以上のように従来は連続焼鈍法で製造されたＴ１〜Ｔ３
＠の軟質表面処理鋼板には、ストレッチャーストレイン
が少なからず発生し、その製品価値を損ねていたのであ
る。

既に述べたようにストレッチャーストレインの原因とな
る歪時効硬化には鋼中の固溶Ｃが大きな影響を与えてい
るところから、Ｃ量を低減することによって連続焼鈍法
でも軟質でかつ非時効性とした表面処理用鋼板を製造す
る方法が提案されている。すなわち例えば特開昭５８−
１９７２２４号公報には、Ｇ　０．００４％以下の極低
炭素アルミキルド鋼に必要に応じてＮｂを添加した鋼を
用い、これに連続焼鈍を適用して軟質ぶりき原板を製造
する方法が開示されている。

この提案の方法の場合、実施例に示されているようにＮ
ｂを含まない０．００２％Ｇ、　　０．００５％Ｎの極
低炭素鋼でも７００℃の焼鈍温度では一部未再結晶組織
が残ることが示唆されており、延性、加工性の良好な冷
延鋼板を得るためには７００℃以上の高温焼鈍が必須と
されている。ま〕ごＮｂを含有する場合は一層再結晶温
度が高くなって、より高温での焼鈍が必要となる。しか
るにＡ１およびＮ含有量が少ない場合、余りに高温で焼
鈍すれば熱延工程で析出したＡＩＮが再溶解し、材質、
特に時効性に対して悪影響を及ぼす。、また、Ｓつき原
板のような薄鋼板を連続焼鈍設備に通板した場合、高温
焼鈍で結晶粒が大きくなって軟質となれば炉内で鋼板が
破断する危険性が増大し、生産効率を低下させる問題が
ある。ざらに高温での焼鈍はエネルギーコストの増大を
招くばかりでなく炉壁や炉内ロールの寿命を短くりる問
題かある。したがって上記提案のように高温で焼鈍する
方法は望ましい方法とは言いえないのでおる。

また特開昭５８−１４１３３５号公報にも、極低Ｃ，極
極低銅鋼用いて耐時効性、深絞り性の優れた冷延鋼板を
製造する方法が開示されている。

この方法は、Ｃ０．００３０％以下、Ｎ　０．００２０
％以下、Ｍｎ０．２０％以下、ｓｏｌ、Ａｌ０．０７０
％以下を含む鋼を仕上温度８５０℃以よ、巻取温度５０
０〜７００℃で熱間圧延し、冷延率８０％以上で冷間圧
延した後、７５０℃以上の高い温度で連続焼鈍すること
＠特徴とするものであるが、この提案の方法の場合７５
０℃以上の高温での焼鈍を必要とするため、前記同様な
問題がある。またこの提案の方法で冷延率８０％以上、
焼鈍温度７５０℃以上とした理由は高Ｆ値でかつ異方性
の小さい鋼板を得るためであると説明されており、特に
非時効性の鋼板を得る点については言及されていない。

発明が解決すべき問題点 前述のように従来は連続焼鈍法を適用して軟質でしかも
非時効性の表面処理用冷延鋼板を製造するためには、高
温での焼鈍を必要としていたのが実情であり、その場合
連続焼鈍炉内で鋼板が破断して生産効率を低下させたり
、エネルギーコストや炉壁、炉内ロールの設備寿命に悪
影響を及ぼし、さらに場合によってはＡＩＮの再溶解に
よって充分な非時効性が得られなくなることもあったの
である。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、低
温での連続焼鈍によって軟質かつ非時効性の表面処理用
薄鋼板を効率的に製造する方法を提供することを目的と
するものである。

問題点を解決するための手段 本発明者等は上述の目的を連成するべく鋭意実験・検討
を重ねた結果、鋼成分、特にＣ曇とＮ量との合計量を適
切に規制するとともに、製造プロセス条件、特に冷間圧
延圧下帯を高圧下とすることによって、再結晶温度を低
下させて低温での連続焼鈍を可能とし、かつそのような
低温焼鈍と上述のような他の条件との組合せにより軟質
でかつ牢時効性の鋼板が得られることを見出し、この発
明の完成に至ったのである。

具体的には、この発明の方法は重量％でＱｏ、００２％
以下、Ｎ　０．００２％以下、Ｍ’ｎ　０．２％以下、
ｓｏｉ、Ａ１０．００２〜０．１０％を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、しかもＣ（％）＋
Ｎ（％）が０．００３％以下の鋼を素材とし、その鋼を
熱延終了温度が８４０℃以下となるように熱間圧延して
、６５０℃以下の温度で巻取り、次いで圧下率８５％以
上で冷間圧延を行ない、続いて７００℃以下の温度で連
続焼鈍することを特徴とするものである。

作　　用 先ずこの発明をなすに至る基礎となった実験について説
明する。

重量％で（Ｃ＋Ｎ＞量が０．００１〜ｏ、　ｏｏａ％、
Ｍｎ　０．１１％、Ｓ　０．００７％、３ｉ０．００８
％、Ｐ０．００５％、ＡＩ　Ｃｔ、００９％ヲ含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼に対し常法
に従って熱間圧延を施して６００℃で巻取り、次いで圧
下率８０％もしくは９０％の冷間圧延を施し、ざらに６
５０℃Ｘ２０秒の短時間焼鈍を行なった後、１０″Ｃ／
　Ｓｅｅの冷却速度で空温まで冷却した。引続き圧下帯
１％の調質圧延を施した後、２１０℃×２０分の時効処
理を施した。１％調調圧圧延直後時効処理前）と、時効
処理後とにおいてそれぞれ硬さくＨ８３０丁）および降
伏点伸び（ＹＥＩ＞を調べ、調質圧延直後と時効処理後
とにおけるそれぞれの値の変化量（△ＨＲ３０Ｔ　：　
Δ￥ＥＩ）　ヲ求めた。その結果を（Ｃ＋Ｎ＞量と対応
して第１図に示す。

第１図から明らかなように、（Ｃ＋Ｎ＞量が０、００３
％以下の範囲では時効処理前後での硬化量（△ＨＦ？　
３０Ｔ＞が小さいとともに、降伏点伸びの増大すなわち
材質劣化！（△Ｙ、＞が少なく、特に圧下率９０％の場
合は圧下率８０％の場合と比較してその傾向が著しくな
ることが判明した。

このような現象が生じる理由は明らかではないが、Ｃ，
Ｎの絶対旦が少ないことのほか、冷間圧下率が高くかつ
焼鈍温度が低いために、焼鈍後の結晶粒が微細となり、
Ｃが粒界へ析出しやすくなって、時効劣化が著しく小さ
くなったものと考えられる。

なお（Ｃ＋Ｎ＞量が０．．００３％を越える鋼において
は、圧下率の差が材質劣化の程度の差に及ぼす影響が少
なくなっており、これは（Ｃ＋Ｎ＞量が０、００３％を
越える場合は冷延圧下率が結晶粒径に及ぼす影響が少な
くなっているためと考えられる。

次に再結晶温度に及ぼす鋼成分、冷間圧延圧下率等の影
響を調べた実験について説明する。

重量％でＣ０．００２６％以下、Ｍｎ０．１７％以下、
３０．００１５％以下、３ｉ０．０１１％以下、Ｐ　０
．（）１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ　０．０３２％以下、
Ｎ　０．００２５％以下を含む鋼Ａ−Ｃ１およびその他
Ｔｉ０．０５１％もしくはＮｂ０．０３７％を含む鋼り
、Ｅについて、９５０〜１１００℃に加熱して熱間圧延
し、８３０℃以下の温度で仕上圧延を終了した債、６０
０℃以下で轡取りた。なお板厚は２．５１１１１１１と
した。酸洗後、圧下率８５〜９３％の冷間圧延を施し、
名調について４２０〜８５０℃の範囲内の種々の温度で
２０秒間の短時間焼鈍を行なった。焼鈍後の鋼板につい
て硬さくＨＲ３０Ｔ＞を調べた結果を、焼鈍温度と対応
して第２図に示す。なお名調Ａ〜Ｅの具体的成分組成と
、各ＭＡ−Ｅに適用した各製造条件第１表に示す。

第２図から明らかなように、（Ｃ＋Ｎ）量が０．００１
１％の鋼Ａおよび（）、００２１％のＷＡＢにおいては
再結晶温度が７００℃未満であることが判明した。一方
（Ｃ＋Ｎ＞量が（）、　００５０％の鋼Ｃおよびｌｉ添
加鋼り、Ｎｂ添加鋼Ｅではいずれも再結晶温度が７００
℃以上であった。

そしてこのような実験をざらに詳細に繰返した結果、（
Ｃ＋Ｎ＞量が０．００３％以下、冷間圧延圧下率が９０
％以上では再結晶温度が７００℃以下となること、した
がって７００℃以下の焼鈍温度で軟質鋼板が得られるこ
とが判明した。

次にこの発明の方法における成分限定理由について説明
する。

（Ｃ＋Ｎ＞１はこの発明において重要な成分条件でおり
、既に述べた第１図に示す実験結果から明らかなように
、時効劣化、硬化を小さくして非時効性とし、ストレッ
チャーストレインの発生を防止するためには、（Ｃ＋Ｎ
＞１を０．００３％以下に規制する必要がある。またこ
の場合冷間圧延圧下率９０％以上なる条件との組合せに
おいて焼鈍温度を７００℃以下の低温とすることができ
る。

したがって（Ｃ＋Ｎ）量は０．００３％以下とした。

なお、（Ｃ＋Ｎ）厘が０．００３％以下でもＣ単独４が
０．００２％を越えれば結晶粒を微細化しても軟質非時
効材を得るには不利となることから、Ｃｉの上限は０．
００２％とし、また同じ＜（Ｃ＋Ｎ）ωが０、００３％
以下であってもＮ単独量が０．００２％を越えればＡ１
で固定されていないかぎり固溶Ｎの影響で耐時効性を著
しく劣化させることから、Ｎｆｆ１の上限は０．００２
％とした。

Ａｌは製鋼時における脱酸剤として有効な元系であり、
またＮをＡＩＮとして固定して固：ＩＮｎを少なくする
ために、ｓｏｌ、、１２として０．００２％以上が必要
でおる。しかじな、がら０４１０％を越えてＡｌを含有
させることはコスト上昇を招くから、ｓｏ！、Ａｌは０
．００２〜０．１０％の範囲内とした。

Ｍｎは、赤熱脆性の原因となるＳ＠固定するのに有効で
あるが、０．２％を越える含有は延性の低下、材質の硬
化を招くことから、０．２％以下とした。

ざらにこの発明の方法にあける製造条件の限定理由につ
いて説明する。

熱間圧延終了温度は、８４０℃を越える場合、圧延中の
鋼板端部の冷却が中央部よりも速く、圧延中にγ→α変
態を起し、幅方向の＠織が不均一となってしまう。そご
で幅方向の材質を均一とする目的から、８４０℃以下に
限定した。

熱間圧延後の巻取温度は、高温であるほど固溶Ｃ，Ｎを
炭化物、窒化物として析出させることが可能となるが、
６５０℃を越える温度域では熱延板の結晶粒が大きくな
って冷間圧延−焼鈍後の結晶粒も大きくなり、そのため
結晶粒を微細化させて粒界へのＣの析出を容易にするこ
とにより時効性を改善しようとするこの発明の所期の目
的を達成できなくなるから、巻取温度を６５０　℃以下
に限定した。

冷間圧延における圧下率を８５％以上とした理由は、既
に述べた第１図に示す実験結果から明らかなように（Ｃ
＋Ｎ）量が低い領域において結晶粒を微細化し、時効劣
化を小さくするために有利でおり、また高圧下率にする
ことで焼鈍時の再結晶温度を低下させることができるた
めである。

焼鈍温度を７００°Ｃ以下とした理由は、焼鈍温度を充
分に低目とすることによって結晶粒を微細化させ、粒界
へのＣの析出を容易とし、時効劣化を小ざくするためで
ある。また焼鈍温度が７００℃を越える高温では結晶粒
が大きくなるばかりではなく、熱延工程で析出したＡＩ
Ｎが再溶解して固溶Ｎが増大し、時効性に悪影響をおよ
ぼすおそれがあるが、７００℃以下ではこのようなおそ
れもなく、充分に非時効化することができる。なお焼鈍
温度を７００℃以下の低温とすることによって、連続焼
鈍炉内にける鋼板の破断のおそれを少なくし、また熱エ
ネルギ消費量を少なくしてコスト低減を図り、ざらには
炉壁や炉内ロール等の設備寿命を延長することができる
のはもちろんである。

実施例 第２表の鋼１〜８に示す種々の成分の連続鋳造スラブを
１０５０〜１２５０℃で３０分間加熱し、粗圧延を施し
て厚さ２０ｍｍのシートバーとしだ後・仕上温度７４０
〜９００℃で熱間圧延を終了し、板厚２．０ｍｍとして
６７０℃以下で巻取った。酸洗後、圧下率８１〜９２％
の冷間圧延を施し、連続焼鈍法で５５０〜７２０℃Ｘ２
０秒の焼鈍を行なった。製造条件の詳細を第２表中に併
せて示す。

連続焼鈍直後の材質と、連続焼鈍後に圧下率１％の調質
圧延を行ない引続いて２１０℃Ｘ２０分間の時効処理を
行なった場合の時効処理前後の材質劣化とを調べた結果
を第３表に示す。第３表中において、ΔＹＥ＋は上記の
時効処理前後における降伏点伸び（ＹＥＩ＞の増加量を
表わし、また△ＨＲ３０丁は同じく時効処理前後にあけ
る硬さくＨＲ３０Ｔ＞の増加量を表わす。

第３表 第３表から明らかなように、この発明の成分範囲内の鋼
についてこの発明の条件範囲内で処理した本発明例の鋼
板はいずれも比較例の鋼板と比べて時効処理前後の材質
変化が少な、く、充分な非時効性を有していることが明
らかでめる。

発明の効果 以上の説明から明らかなように、この発明の方法によれ
ば、連続焼鈍法を適用して軟質でしがも非時効性の薄鋼
板を製造することができ、しかも焼鈍温度が７００℃以
下の低温でおるため、焼鈍に要する熱エネルギーコスト
が低減されるとともに、連続焼鈍炉内に通板さぜる際に
鋼板が破断するおそれが少なく、かつまた焼鈍炉設備の
耐用寿命の延長も図ることができる。

またこの発明の方法により１ｑられる薄鋼板は、充分な
非時効性を有するところから、スズメッキを施した後リ
フロー処理を施すぶりきなど、従来の通常の鋼板では歪
時効により大きな材質劣化を招いてしまうおそれがある
用途に最適で必るが、Ｃｒメッギのみを行なうティンフ
リー鋼板用原板としでも使用することも可能であり、そ
してこの場合いずれの用途にも同一素材を用いることに
よって素材製造コストの低減を図ることができる。

なおこの発明の方法は主としてＴ１〜丁３程度の軟質な
薄鋼板を対象とはしているが、連＠焼鈍後の調質圧延の
適用あるいは２回冷延などの適用により１１〜丁６クラ
スの調質度の素材を作り分けることも可能でおる。

【図面の簡単な説明】

第１図は時効処理前後の降伏点伸びの変化量（△ｙＥ１
＞および硬さの変化量（ΔＨＲ３０Ｔ＞に及ぼす（Ｃ＋
Ｎ）量の影響を示すグラフ、第２図は各種成分の鋼板に
おける焼鈍温度と硬さくＨＲ３０Ｔ）との関係を示すグ
ラフでおる。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％でＣ０．００２％以下、Ｎ０．００２％以下、Ｍ
   ｎ０．２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ０．００２〜０．１０％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
   しかもＣ（％）＋Ｎ（％）が０．００３％以下の鋼を素
   材とし、その鋼を熱延終了温度が８４０℃以下となるよ
   うに熱間圧延して、６５０℃以下の温度で巻取り、次い
   で圧下率８５％以上で冷間圧延を行ない、続いて７００
   ℃以下の温度で連続焼鈍することを特徴とする軟質な非
   時効性薄鋼板の製造方法。