JPH11229087A - 成形性に優れたほうろう用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性に優れたほうろう用冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11229087A JPH11229087A JP5127898A JP5127898A JPH11229087A JP H11229087 A JPH11229087 A JP H11229087A JP 5127898 A JP5127898 A JP 5127898A JP 5127898 A JP5127898 A JP 5127898A JP H11229087 A JPH11229087 A JP H11229087A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形性に優れたほうろう冷延鋼板およぴその
製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：０．
００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０％、
Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１％と
し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイズを３００〜
５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０ｎｍに分類し
た時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出物の数が５０
％以上を占めるようにすることにより成形性に優れたほ
うろう用冷延鋼板を得る。
製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：０．
００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０％、
Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１％と
し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイズを３００〜
５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０ｎｍに分類し
た時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出物の数が５０
％以上を占めるようにすることにより成形性に優れたほ
うろう用冷延鋼板を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性に優れたほ
うろう用冷延鋼板およぴその製造方法に関する。
うろう用冷延鋼板およぴその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ほうろう製品は、台所用品、建材、流し
台等様々な分野に利用されている。このようなほうろう
製品は、下釉を施釉・焼成した後、上釉を施釉・焼成す
る２回掛けと、上釉を直接鋼板に施釉・焼成する直接１
回掛けほうろうとに大別される。直接１回掛け用のほう
ろう鋼板に対しては、特に、優れたほうろう性が必要と
されるが、このような鋼板に用いられる鋼として、極低
炭素系で酸化物を多量に含有させた高酸素鋼がある。し
かし、この鋼は、Ｔｉ添加極低炭素系ほうろう用鋼板な
どに比べて成形性が劣ることから、成形性改善が課題と
なっている。
台等様々な分野に利用されている。このようなほうろう
製品は、下釉を施釉・焼成した後、上釉を施釉・焼成す
る２回掛けと、上釉を直接鋼板に施釉・焼成する直接１
回掛けほうろうとに大別される。直接１回掛け用のほう
ろう鋼板に対しては、特に、優れたほうろう性が必要と
されるが、このような鋼板に用いられる鋼として、極低
炭素系で酸化物を多量に含有させた高酸素鋼がある。し
かし、この鋼は、Ｔｉ添加極低炭素系ほうろう用鋼板な
どに比べて成形性が劣ることから、成形性改善が課題と
なっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、成形性に優れたほうろう
冷延鋼板およぴその製造方法を提供することを目的とす
る。
鑑みてなされたものであって、成形性に優れたほうろう
冷延鋼板およぴその製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前述の課
題を解決するために鋭意研究を重ねてきた結果、鋼の成
形性を妨げる要因として、固溶Ｃ，Ｎの他に微細析出物
が焼鈍時のフェライトの粒成長性を阻害していることを
見出した。ここで、フェライトの粒成長性を妨げる高酸
素鋼の微細析出物は、図１に示すように、（Ｃｒ，Ｍ
ｎ）−Ｏ、（Ｃｒ，Ｍｎ系酸化物；Ｍｎが含まれない場
合でも、以下、便宜的に、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏと表記す
る）と、Ｃｕ‐Ｓ（Ｃｕ硫化物）がある。
題を解決するために鋭意研究を重ねてきた結果、鋼の成
形性を妨げる要因として、固溶Ｃ，Ｎの他に微細析出物
が焼鈍時のフェライトの粒成長性を阻害していることを
見出した。ここで、フェライトの粒成長性を妨げる高酸
素鋼の微細析出物は、図１に示すように、（Ｃｒ，Ｍ
ｎ）−Ｏ、（Ｃｒ，Ｍｎ系酸化物；Ｍｎが含まれない場
合でも、以下、便宜的に、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏと表記す
る）と、Ｃｕ‐Ｓ（Ｃｕ硫化物）がある。
【０００５】さらに本発明者らは、８０〜３００ｎｍの
サイズの析出物が多く存在する時、フェライト粒成長性
を阻害する微細析出物が減少し、結果として、フェライ
トの粒成長性が向上することを見出した。
サイズの析出物が多く存在する時、フェライト粒成長性
を阻害する微細析出物が減少し、結果として、フェライ
トの粒成長性が向上することを見出した。
【０００６】このことを図２を参照して説明する。ま
ず、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏが微細析出した場合、図２の
（ａ）に示すように、（Ｃｒ，Ｍｎ）−ＯとＣｕ硫化物
とが複合析出しても析出物自体が小さいため、数が多
く、結晶粒成長性を妨げやすい。
ず、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏが微細析出した場合、図２の
（ａ）に示すように、（Ｃｒ，Ｍｎ）−ＯとＣｕ硫化物
とが複合析出しても析出物自体が小さいため、数が多
く、結晶粒成長性を妨げやすい。
【０００７】（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏが適度な大きさで析出
した場合、図２の（ｂ）に示すように、Ｃｕ硫化物が
（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏに複合析出しやすく、結果として結
晶粒成長を妨げる微細析出物数が減少する。
した場合、図２の（ｂ）に示すように、Ｃｕ硫化物が
（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏに複合析出しやすく、結果として結
晶粒成長を妨げる微細析出物数が減少する。
【０００８】（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏが大きすぎると、図２
の（ｃ）に示すように、Ｃｕ硫化物の析出核となる（Ｃ
ｒ，Ｍｎ）−Ｏの数が減少して、その結果、Ｃｕ硫化物
が単独で微細析出するため、フェライト粒成長を妨げ
る。
の（ｃ）に示すように、Ｃｕ硫化物の析出核となる（Ｃ
ｒ，Ｍｎ）−Ｏの数が減少して、その結果、Ｃｕ硫化物
が単独で微細析出するため、フェライト粒成長を妨げ
る。
【０００９】また、このようにフェライト粒成長促進に
は（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏの形態制御が有効であるが、その
ためにはＣｒの適量添加が有効であることを見出した。
さらに、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏを好ましい大きさに形態制
御するためには連続鋳造の際の鋳造速度を制御すればよ
いことを見出した。
は（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏの形態制御が有効であるが、その
ためにはＣｒの適量添加が有効であることを見出した。
さらに、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏを好ましい大きさに形態制
御するためには連続鋳造の際の鋳造速度を制御すればよ
いことを見出した。
【００１０】本発明は、このような知見に基づいてなさ
れたものであり、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：
０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０
％、Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１
％を含有し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイズを
３００〜５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０ｎｍ
に分類した時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出物の
数が５０％以上を占めることを特徴とする成形性に優れ
たほうろう用冷延鋼板を提供するものである。
れたものであり、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：
０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０
％、Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１
％を含有し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイズを
３００〜５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０ｎｍ
に分類した時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出物の
数が５０％以上を占めることを特徴とする成形性に優れ
たほうろう用冷延鋼板を提供するものである。
【００１１】また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．００
５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．
０％、Ｓ：０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜
０．１０％、Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３
〜０．１％を含有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延、冷間
圧延、および焼鈍してほうろう用冷延鋼板を製造するに
あたり、連続鋳造の際の鋳造速度を１．５〜３．０ｍ／
ｍｉｎとすることを特徴とする成形性に優れたほうろう
用冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．
０％、Ｓ：０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜
０．１０％、Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３
〜０．１％を含有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延、冷間
圧延、および焼鈍してほうろう用冷延鋼板を製造するに
あたり、連続鋳造の際の鋳造速度を１．５〜３．０ｍ／
ｍｉｎとすることを特徴とする成形性に優れたほうろう
用冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明について鋼の成分組
成および製造条件に分けて説明する。 １．鋼の成分組成 本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：
０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０
％、Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１
％の組成を有し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイ
ズを３００〜５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０
ｎｍに分類した時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出
物の数が５０％以上を占めるものである。
成および製造条件に分けて説明する。 １．鋼の成分組成 本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：
０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０
％、Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１
％の組成を有し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイ
ズを３００〜５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０
ｎｍに分類した時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出
物の数が５０％以上を占めるものである。
【００１３】Ｃ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％
以下 Ｃ，Ｎはいずれも不可避的不純物であり、固溶Ｃ，Ｎは
焼鈍時のフェライトの粒成長性を阻害する。このため、
可能な限り少ない方が好ましく、実質的に悪影響を及ぼ
さない範囲としていずれも０．００５％以下とする。本
発明は、フェライト粒成長性を抑制する微細酸化物の制
御を骨子とするが、本発明の効果を十分発揮させるため
にはＣ，Ｎの悪影響を排除することが重要である。これ
らの望ましい範囲はいずれも０．００３％以下である。
以下 Ｃ，Ｎはいずれも不可避的不純物であり、固溶Ｃ，Ｎは
焼鈍時のフェライトの粒成長性を阻害する。このため、
可能な限り少ない方が好ましく、実質的に悪影響を及ぼ
さない範囲としていずれも０．００５％以下とする。本
発明は、フェライト粒成長性を抑制する微細酸化物の制
御を骨子とするが、本発明の効果を十分発揮させるため
にはＣ，Ｎの悪影響を排除することが重要である。これ
らの望ましい範囲はいずれも０．００３％以下である。
【００１４】Ｏ：０．０１〜０．１％ Ｏは鋼中でＭｎＯや（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏなどの酸化物と
なり、耐爪とび性に効果がある。このため、０．０１％
以上添加するが、多すぎる添加は微細酸化物の増大によ
るフェライト粒成長性の低下を招くため、０．１％以下
とした。望ましい範囲は、０．０４５〜０．０７％であ
る。
なり、耐爪とび性に効果がある。このため、０．０１％
以上添加するが、多すぎる添加は微細酸化物の増大によ
るフェライト粒成長性の低下を招くため、０．１％以下
とした。望ましい範囲は、０．０４５〜０．０７％であ
る。
【００１５】Ｍｎ：０．１〜１．０％ Ｍｎは、酸素と結合し、耐爪とび性に効果がある。ま
た、一部ＭｎＳとなり、Ｃｕ硫化物となるＳ量を実質的
に減少させる効果を有する。このため、０．１％以上の
添加が必要であるが、多すぎる添加は鋼板を硬化させる
ので、その上限を１．０％とする。好ましい範囲は、
０．２〜０．４％である。
た、一部ＭｎＳとなり、Ｃｕ硫化物となるＳ量を実質的
に減少させる効果を有する。このため、０．１％以上の
添加が必要であるが、多すぎる添加は鋼板を硬化させる
ので、その上限を１．０％とする。好ましい範囲は、
０．２〜０．４％である。
【００１６】Ｃｒ：０．０３〜０．１％ Ｃｒは本発明において最も重要な元素である。通常、製
鋼時に低コストで、Ｃｒ量を低減することは極めて困難
で、工業的に製造される鋼には、不可避的不純物として
Ｃｒが０．０２％程度含有されている。このレベルのＣ
ｒが含有している場合には、特に高酸素鋼においては、
不可避的に微細な（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏ析出物が析出する
傾向があり、焼鈍時のフェライト粒成長を阻害する。本
発明では、逆に積極的にＣｒを添加することにより、鋳
造時に高温からＣｒ酸化物を析出させ、これを核に（Ｃ
ｒ，Ｍｎ）−Ｏ析出物を成長させることで、微細酸化物
を減少させる。このため、本発明ではＣｒを０．０３％
以上添加する。しかし、その量が多すぎると固溶強化に
より鋼板が硬化するため、上限を０．１％とする。
鋼時に低コストで、Ｃｒ量を低減することは極めて困難
で、工業的に製造される鋼には、不可避的不純物として
Ｃｒが０．０２％程度含有されている。このレベルのＣ
ｒが含有している場合には、特に高酸素鋼においては、
不可避的に微細な（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏ析出物が析出する
傾向があり、焼鈍時のフェライト粒成長を阻害する。本
発明では、逆に積極的にＣｒを添加することにより、鋳
造時に高温からＣｒ酸化物を析出させ、これを核に（Ｃ
ｒ，Ｍｎ）−Ｏ析出物を成長させることで、微細酸化物
を減少させる。このため、本発明ではＣｒを０．０３％
以上添加する。しかし、その量が多すぎると固溶強化に
より鋼板が硬化するため、上限を０．１％とする。
【００１７】このように、Ｃｒを添加することにより、
（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏを成長させて析出物の形態制御を行
い、フェライト結晶粒成長を促進させるが、その機能を
有効に発揮させるために、本発明では析出物の形態制御
により８０〜３００ｎｍのサイズの析出物の割合を５０
％以上とする。
（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏを成長させて析出物の形態制御を行
い、フェライト結晶粒成長を促進させるが、その機能を
有効に発揮させるために、本発明では析出物の形態制御
により８０〜３００ｎｍのサイズの析出物の割合を５０
％以上とする。
【００１８】Ｓ：０．００５〜０．０５％ Ｓは耐爪とび性に効果のある元素である。本発明では、
耐爪とび性を良好にするためにＯを添加するが、多すぎ
るＯは微細析出物を増加させ、フェライト粒成長性を妨
げる。したがって、Ｏをこのような悪影響がでない量に
制限するが、Ｏの耐爪とび性効果も制限されることとな
り、Ｏを補う意味でＳを添加する。その効果のため、
０．００５％以上の添加が必要であるが、Ｓが多すぎる
と微細なＣｕ硫化物の析出量が多くなり、逆にフェライ
ト粒成長性を妨げるため、その上限を０．０５％とす
る。
耐爪とび性を良好にするためにＯを添加するが、多すぎ
るＯは微細析出物を増加させ、フェライト粒成長性を妨
げる。したがって、Ｏをこのような悪影響がでない量に
制限するが、Ｏの耐爪とび性効果も制限されることとな
り、Ｏを補う意味でＳを添加する。その効果のため、
０．００５％以上の添加が必要であるが、Ｓが多すぎる
と微細なＣｕ硫化物の析出量が多くなり、逆にフェライ
ト粒成長性を妨げるため、その上限を０．０５％とす
る。
【００１９】Ｃｕ：０．０１５〜０．０５％ Ｃｕは、ほうろう密着性を良好にする観点からその量を
０．０１５％以上とするが、Ｃｕ添加により鋼中に微細
なＣｕ硫化物が形成しやすくなる。このＣｕ硫化物によ
りフェライト粒成長が阻害されるので、これを抑制する
ため、その量を０．０５％以下とする。
０．０１５％以上とするが、Ｃｕ添加により鋼中に微細
なＣｕ硫化物が形成しやすくなる。このＣｕ硫化物によ
りフェライト粒成長が阻害されるので、これを抑制する
ため、その量を０．０５％以下とする。
【００２０】その他の元素については、本発明の効果を
損ねることはない。例えば、Ｓｉは０．０５％、Ｐは
０．０５％、Ｍｏは０．１％、Ｎｂは０．１％、Ｖは
０．１％、Ｂは０．１％、Ｎｉは０．０５％、Ｓｎは
０．０１％、Ａｓは０．０１％、Ｓｂは０．０１％、Ｓ
ｏｌ．Ａｌは０．０１％、Ｔｉは０．０１％、ＲＥＭは
０．０１％以下の範囲で含有していても特に問題となら
ない。
損ねることはない。例えば、Ｓｉは０．０５％、Ｐは
０．０５％、Ｍｏは０．１％、Ｎｂは０．１％、Ｖは
０．１％、Ｂは０．１％、Ｎｉは０．０５％、Ｓｎは
０．０１％、Ａｓは０．０１％、Ｓｂは０．０１％、Ｓ
ｏｌ．Ａｌは０．０１％、Ｔｉは０．０１％、ＲＥＭは
０．０１％以下の範囲で含有していても特に問題となら
ない。
【００２１】２．製造条件 まず、前述の鋼成分範囲内に成分調整した鋼片を製造す
る。この際の鋼片の製造に関しては、鋼塊法、連続鋳造
法のいずれで製造してもよい。しかし、本発明のように
析出物の形態制御により、フェライトの粒成長性を制御
する観点からは、連続鋳造を用いて鋳造速度を制御する
ことが好ましい。
る。この際の鋼片の製造に関しては、鋼塊法、連続鋳造
法のいずれで製造してもよい。しかし、本発明のように
析出物の形態制御により、フェライトの粒成長性を制御
する観点からは、連続鋳造を用いて鋳造速度を制御する
ことが好ましい。
【００２２】すなわち、（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏ析出物は鋳
造時に多く析出するが、鋳造初期に、適正な（Ｃｒ，Ｍ
ｎ）−Ｏの析出が起こる場合、析出物間距離が小さいの
で、これに対する硫化物などの複合析出が起こり、析出
物の粗大化につながる。これにより、鋳造後の微細析出
物数が相対的に減少する。一方、鋳造初期に、過剰な
（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏの析出が起こると、この時点で酸化
物自身の粗大化が進み、硫化物等の複合析出による粗大
化が起きにくい。このため、鋳造後の微細析出物数は相
対的に多くなる。また、鋳造速度が速すぎると、（Ｃ
ｒ，Ｍｎ）−Ｏの析出が、微細に分散して起こってしま
う。
造時に多く析出するが、鋳造初期に、適正な（Ｃｒ，Ｍ
ｎ）−Ｏの析出が起こる場合、析出物間距離が小さいの
で、これに対する硫化物などの複合析出が起こり、析出
物の粗大化につながる。これにより、鋳造後の微細析出
物数が相対的に減少する。一方、鋳造初期に、過剰な
（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏの析出が起こると、この時点で酸化
物自身の粗大化が進み、硫化物等の複合析出による粗大
化が起きにくい。このため、鋳造後の微細析出物数は相
対的に多くなる。また、鋳造速度が速すぎると、（Ｃ
ｒ，Ｍｎ）−Ｏの析出が、微細に分散して起こってしま
う。
【００２３】以上のような理由から、本発明では上述の
鋼板を得る好ましい製造条件として、連続鋳造を用い、
鋳造速度を１．５〜３．０ｍ／ｍｉｎとする。
鋼板を得る好ましい製造条件として、連続鋳造を用い、
鋳造速度を１．５〜３．０ｍ／ｍｉｎとする。
【００２４】鋳造後、熱間圧延、巻取、冷間圧延および
焼鈍を行って鋼板を得るが、これらは常法により行えば
よく、特に限定されない。以下、これら工程の好ましい
条件を例示する。
焼鈍を行って鋼板を得るが、これらは常法により行えば
よく、特に限定されない。以下、これら工程の好ましい
条件を例示する。
【００２５】鋳造後の鋼片を冷却後、加熱して熱間圧延
を行なうか、もしくは鋳造後、鋼片を加熱することなく
直接熱間圧延を行なう。加熱を行う場合は、ＭｎＳの固
溶を抑えるため、加熱温度が１１５０℃以下が好まし
い。これは、固溶したＳがＣｕ硫化物となるのを防ぐた
めである。熱間圧延するに際して、粗圧延後の鋼板を再
度加熱温度以下に加熱しても効果が損なわれない。また
粗圧延後の鋼板を一旦巻き取り、ひずみ導入によりＭｎ
Ｓの析出を促進することも可能である。
を行なうか、もしくは鋳造後、鋼片を加熱することなく
直接熱間圧延を行なう。加熱を行う場合は、ＭｎＳの固
溶を抑えるため、加熱温度が１１５０℃以下が好まし
い。これは、固溶したＳがＣｕ硫化物となるのを防ぐた
めである。熱間圧延するに際して、粗圧延後の鋼板を再
度加熱温度以下に加熱しても効果が損なわれない。また
粗圧延後の鋼板を一旦巻き取り、ひずみ導入によりＭｎ
Ｓの析出を促進することも可能である。
【００２６】仕上げ温度は好ましくはＡｒ3変態点以上
９００℃以下である。この温度範囲で仕上げ圧延を行う
ことにより、熱延板組織が微細化することで、焼鈍時に
（１１１）が発達することにつながるので、鋼の深絞り
性が向上する。一方、仕上温度を９００℃以下で行なう
ことにより、Ｃｕ硫化物の粗大化を図ると共に、Ｃｕ硫
化物の（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏとの複合析出を図る。
９００℃以下である。この温度範囲で仕上げ圧延を行う
ことにより、熱延板組織が微細化することで、焼鈍時に
（１１１）が発達することにつながるので、鋼の深絞り
性が向上する。一方、仕上温度を９００℃以下で行なう
ことにより、Ｃｕ硫化物の粗大化を図ると共に、Ｃｕ硫
化物の（Ｃｒ，Ｍｎ）−Ｏとの複合析出を図る。
【００２７】仕上圧延後、巻取は、Ｃｕ硫化物の析出物
を粗大に析出させ、焼鈍時での分解を少なくするため巻
取温度は６２０℃以上が好ましい。望ましくは６４０℃
以上である。一方、巻取温度が高すぎると酸洗性が劣化
することから７００℃以下で巻き取るのが望ましい。な
お、本発明においては、粗圧延を省略して薄スラブを直
接仕上圧延を行なっても発明の効果は損なわれない。
を粗大に析出させ、焼鈍時での分解を少なくするため巻
取温度は６２０℃以上が好ましい。望ましくは６４０℃
以上である。一方、巻取温度が高すぎると酸洗性が劣化
することから７００℃以下で巻き取るのが望ましい。な
お、本発明においては、粗圧延を省略して薄スラブを直
接仕上圧延を行なっても発明の効果は損なわれない。
【００２８】熱間圧延を終了した鋼帯は酸洗後、冷間圧
延されるが、冷間圧延率は成形性の観点から７０％以上
とするのが好ましい。冷間圧延後鋼帯を焼鈍するが、そ
の方法は、籍焼鈍法（タイトコイル焼鈍法）、オーブン
コイル焼鈍法、連続焼鈍法のいずれでもかまわない。し
かし、コスト、製造時間の観点から連続焼鈍法が好まし
い。連続焼鈍での焼鈍温度は、成形性の観点から７５０
℃以上が好ましい。焼鈍後の鋼帯はそのまま製品とする
ことができるが、耐爪とび性の向上および形状の確保の
ため、必要に応じて伸長率：５．０％以下の調質圧延を
施しても良い。ただし、ほうろう焼成時の軟化防止の観
点からは、伸長率は低い方が好ましく、２．０％以下好
ましい。
延されるが、冷間圧延率は成形性の観点から７０％以上
とするのが好ましい。冷間圧延後鋼帯を焼鈍するが、そ
の方法は、籍焼鈍法（タイトコイル焼鈍法）、オーブン
コイル焼鈍法、連続焼鈍法のいずれでもかまわない。し
かし、コスト、製造時間の観点から連続焼鈍法が好まし
い。連続焼鈍での焼鈍温度は、成形性の観点から７５０
℃以上が好ましい。焼鈍後の鋼帯はそのまま製品とする
ことができるが、耐爪とび性の向上および形状の確保の
ため、必要に応じて伸長率：５．０％以下の調質圧延を
施しても良い。ただし、ほうろう焼成時の軟化防止の観
点からは、伸長率は低い方が好ましく、２．０％以下好
ましい。
【００２９】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。表
１に示す成分の鋼を連続鋳造法によりスラブとした。鋳
造時に鋳造速度を変化させて析出物形態制御を行った。
加熱温度は１１５０℃、仕上温度は８７０℃、巻取温度
は６４０℃とした。得られた熱延鋼帯を酸洗した後、
０．７ｍｍまで冷間圧延した（圧延率＝７５％）。得ら
れた冷延コイルを８４０℃で３０秒間の連続焼鈍を行な
い、１．０％の調質圧延を施してほうろう用冷延鋼板と
した。
１に示す成分の鋼を連続鋳造法によりスラブとした。鋳
造時に鋳造速度を変化させて析出物形態制御を行った。
加熱温度は１１５０℃、仕上温度は８７０℃、巻取温度
は６４０℃とした。得られた熱延鋼帯を酸洗した後、
０．７ｍｍまで冷間圧延した（圧延率＝７５％）。得ら
れた冷延コイルを８４０℃で３０秒間の連続焼鈍を行な
い、１．０％の調質圧延を施してほうろう用冷延鋼板と
した。
【００３０】該鋼板より断面ミクロ組織観察を行い、フ
ェライト粒径を測定した。また、ＪＩＳ５号試験片を採
取し、引張試験を行い、伸び値を測定した。析出物の割
合を調べるため、鋼板をミラー研磨後、ナイタールエッ
チして、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察用にレプリカ
サンプルを作成した。このレプリカサンブルをＴＥＭで
１２０μｍ2の面積を観察し、大きさごとの析出物の個
数を算出した。観察できた析出物は、５ｎｍから５００
ｎｍ程度である。観察された析出物を、５〜８０ｎｍ、
８０〜３００ｎｍ、３００〜５００ｎｍに分け、全５０
０ｎｍ以下の析出物総数に占める８０〜３００ｎｍの析
出物の割合を算出した。鋳造速度、８０〜３００ｎｍの
析出物の割合、焼鈍板のフェライト粒径、伸びの値を表
２に示す。
ェライト粒径を測定した。また、ＪＩＳ５号試験片を採
取し、引張試験を行い、伸び値を測定した。析出物の割
合を調べるため、鋼板をミラー研磨後、ナイタールエッ
チして、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察用にレプリカ
サンプルを作成した。このレプリカサンブルをＴＥＭで
１２０μｍ2の面積を観察し、大きさごとの析出物の個
数を算出した。観察できた析出物は、５ｎｍから５００
ｎｍ程度である。観察された析出物を、５〜８０ｎｍ、
８０〜３００ｎｍ、３００〜５００ｎｍに分け、全５０
０ｎｍ以下の析出物総数に占める８０〜３００ｎｍの析
出物の割合を算出した。鋳造速度、８０〜３００ｎｍの
析出物の割合、焼鈍板のフェライト粒径、伸びの値を表
２に示す。
【００３１】表２より、８０〜３００ｎｍの析出物の占
める割合が５０％以上の時、フェライト粒が大きくな
り、伸びが向上していることがわかる。鋼板３は、Ｃｒ
量が本発明範囲より少ないため、微細析出物が多量に析
出し、フェライト粒成長性、伸びが劣っている。
める割合が５０％以上の時、フェライト粒が大きくな
り、伸びが向上していることがわかる。鋼板３は、Ｃｒ
量が本発明範囲より少ないため、微細析出物が多量に析
出し、フェライト粒成長性、伸びが劣っている。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
フェライト粒成長性が向上し、成形性に優れたほうろう
用鋼板を得ることができ、その工業的な価値は高い。
フェライト粒成長性が向上し、成形性に優れたほうろう
用鋼板を得ることができ、その工業的な価値は高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】高酸素鋼の微細析出物を示す透過型電子顕微鏡
写真（レプリカサンプル）。
写真（レプリカサンプル）。
【図２】析出物の形態とフェライト粒成長との関係を模
式的に示す図。
式的に示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 克美 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 千野 淳 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 佐藤 馨 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：０．
００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０％、
Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１％を
含有し、かつ、５００ｎｍ以下の析出物のサイズを３０
０〜５００ｎｍ、８０〜３００ｎｍ、５〜８０ｎｍに分
類した時に、８０〜３００ｎｍの大きさの析出物の数が
５０％以上を占めることを特徴とする成形性に優れたほ
うろう用冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｓ：０．
００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１０％、
Ｏ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０３〜０．１％を
含有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延、冷間圧延、および
焼鈍してほうろう用冷延鋼板を製造するにあたり、連続
鋳造の際の鋳造速度を１．５〜３．０ｍ／ｍｉｎとする
ことを特徴とする成形性に優れたほうろう用冷延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5127898A JPH11229087A (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 成形性に優れたほうろう用冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5127898A JPH11229087A (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 成形性に優れたほうろう用冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229087A true JPH11229087A (ja) | 1999-08-24 |
Family
ID=12882484
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5127898A Pending JPH11229087A (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 成形性に優れたほうろう用冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11229087A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012062559A (ja) * | 2010-09-17 | 2012-03-29 | Kobe Steel Ltd | 高熱伝導性鋼板 |
| WO2015037614A1 (ja) * | 2013-09-10 | 2015-03-19 | 新日鐵住金株式会社 | ほうろう用冷延鋼板及びその製造方法、並びにほうろう製品 |
| WO2017043660A1 (ja) * | 2015-09-11 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびほうろう製品 |
| JPWO2021193953A1 (ja) * | 2020-03-27 | 2021-09-30 |
-
1998
- 1998-02-18 JP JP5127898A patent/JPH11229087A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012062559A (ja) * | 2010-09-17 | 2012-03-29 | Kobe Steel Ltd | 高熱伝導性鋼板 |
| WO2015037614A1 (ja) * | 2013-09-10 | 2015-03-19 | 新日鐵住金株式会社 | ほうろう用冷延鋼板及びその製造方法、並びにほうろう製品 |
| CN105518174A (zh) * | 2013-09-10 | 2016-04-20 | 新日铁住金株式会社 | 搪瓷用冷轧钢板和其制造方法以及搪瓷制品 |
| US10011888B2 (en) | 2013-09-10 | 2018-07-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet for vitreous enameling and its named enameled product thereof |
| WO2017043660A1 (ja) * | 2015-09-11 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびほうろう製品 |
| JP6115691B1 (ja) * | 2015-09-11 | 2017-04-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびほうろう製品 |
| JPWO2021193953A1 (ja) * | 2020-03-27 | 2021-09-30 |
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