JPH02205632A - 薄鋳片による高ｒ値熱延鋼板の製造方法 - 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） 本発明は熱延鋼板の製造方法に係り、今後、自動車用部
品の製造に多用されると思われる深絞り性の優れた高ｒ
値熱延鋼板を安価に提供する技術に関するものである。 （従来の技術） 極低Ｃ＃ｌ製造技術の発展に伴い、フェライト域での熱
間圧延に関する材質研究が活発になっている。従来、冷
延鋼板のみで可能であったｒ値の付与についても多くの
研究がなされており、高ｒ値熱延鋼板の実用化も間近か
と思われる。 ところで、高ｒ値熱延鋼板の製造にはフェライト域圧延
に先立って鋼中固溶Ｃを極力少なくしておく必要があり
、従来技術では、熱間圧延の前に。 ラフバー相当材を高温に長時間保持することによって、
鋼中ＣをＴｉ、Ｎｂなどで固定させる析出処理が行われ
ている（例えば、「鉄と鋼ＪＶＯＱ７４（１９８８年）
ｐ、　１６１７参照）、また、バーキャスティングなど
の薄鋳片の製造においては、ｔａ造後の巻取温度を高め
るか、或いは鋳造後の鋳片の再加熱が有効とされている
（例えば、特開昭６１−１３３３２４号参照）。 （発明が解決しようとする課題） しかし、上記のように、鋳片の固溶Ｃの固定を目的とす
る加熱、或いは鋳片冷却過程での所定温度での一定時間
保持は、近年の製造工程簡略化、省エネルギー化に反す
るものであり、広義にはコスト上昇をもたらすと云う問
題がある。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、薄鋳片製造ままで固溶Ｃを十分固定
でき、優れた高ｒ値の熱延鋼板を安価に製造する方法を
提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 力いる課題を解決するため、本発明者は、鋭意研究を重
ねた結果、薄鋳片の化学成分及び鋳造後の冷却を適正に
制御することにより、鋳片が常温まで冷却する過程で鋼
の固溶ＣｔｒＴｉで十分固定でき、高ｒ値が得られるこ
とを見い出し、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：Ｏ，ＯＯ１〜０．０１％、Ｍ
ｎ：０．１０〜０．３０％及びＮ≦０．００５％を含有
し、更ニＴｉ：０．０２〜０．１０％及びＮｂ：０．０
２〜０．０５％のうちの１種又は２種を次式 ％式％ を満足する範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物よりなる薄肉の鋳鋼帯を連続鋳造し、Ａｒ、〜Ａｒ１
間の平均冷却速度が１５°Ｃ／　ｓ以下で、かつ、Ａｒ
工点が８３０℃以下となるように冷却した後、５００〜
８００℃の温度範囲で潤滑を施しつつ合計圧下率が６０
〜９５％の圧延を行い、更に再結晶温度以上の温度で焼
鈍することを特徴とする高ｒ値熱延鋼板の製造方法を要
旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） 本発明は各種基礎実験の結果に基づいてなされたもので
あり、まず、その概要を説明する。 化学量論的に鋼中のＣを十分固定し得る量のＴｉを添加
した極低Ｃ−Ｔｉ系鋼（第１表）を真空溶解し、これを
隙間８ＩＩ１１の鋼Ｉｌ鋳型の間に鋳造し、約１０００
’Ｃまで冷却して型抜きした後、種々の冷却速度で常温
まで冷却した。その後１表裏面研削によって４ｍｍ厚の
引張試験片とした鋳片に１０％の冷間加工を付与した。 更に１７０℃×１０分のひずみ時効処理を施した試験片
の降伏点との差（ΔＹ　Ｐ　：ｋｇｆ／ａｍ”）の大小
を鋳造まま鋳片に固溶しているＣ量の大小として評価し
た。すなわち、ΔＹＰが大きいほど薄肉鋳片に固溶して
いるＣ量が多いことを示す。一般にΔＹＰが１　ｋｇｆ
　／　ｍｍ２を示すと、固溶Ｃ量は２〜５　ｐｐｍ存在
すると云われている。ΔＹＰの調査結果を第１図に示す
。 第１図において、ΔＹＰは約１０００℃からの冷却速度
によって大きく異なり、２０℃／Ｓ以下で冷却すること
により、ΔＹＰが極めて小さくなることがわかる。鋳造
後約１０００℃に急冷した時点ではＴｉＣは未析出状態
であることが速度論の観点から推測されるので、２０℃
／Ｓ以下の冷却速度の冷却で得られる極めて小さいΔＹ
Ｐは約１０００℃からの連続冷却過程でＴｉＣ析出が活
発に起こることを示すものであり、極めて驚異的である
。何故ならば、従来、ＴｉとＣの析出反応はオーステナ
イト（γ）中よりもフェライト（α）中で促進されるこ
とはわかっていたものの、γ或いはαの高温域で圧下を
加えるなどによって材料中に転位や変形帯を導入してや
らないと連続冷却過程でＴｉとＣが析出することはない
と思われていたからである。 これによって、従来、鋳造後常温近くまで急冷されてい
た薄鋳片でＴｉとＣの析出がまったく認められなかった
のに対して、ＴｉＣ析出が起り得る温度範囲を比較的徐
冷することの有効性が確認された。２０℃／Ｓより大き
い冷却速度領域でΔＹＰが大きいのは、ＴｉＣ析出に必
要な高温域で析出のための十分な時間が確保されなかっ
たためと考えられる。 次に、１０００℃からの冷却過程でＴｉＣ析出がどのよ
うに起るかを調査した。すなわち、ｌＪ造後、１０００
℃から平均冷却速度１０’Ｃ／ｓで連続冷却した場合の
各温度での析出状況をΔＹＰで調査した。その結果を第
２図に示す。 第２図において、ＴｉＣ析出は８２０℃付近から活発に
なり、７５０’Ｃ付近では析出が殆ど終了し、ΔＹＰが
１　ｋｇｆ　／　ａｍ”となる、このような温度範囲で
ＴｉＣ析出が急激に進む理由は必ずしも明らかでないが
、　Ａｒ、とＡｒ１点が重要な役割を果たしていると考
えられる。すなわち、析出現象の大半はＡｒ、〜Ａｒ工
点０間での挙動であること、及びＡｒ１点が比較的高温
で、ＴｉＣ析出反応が進行し易い温度であることが影響
しているものと考えられる。 しかし、Ａｒ１点が高温はどＴｉＣ析出が進行するとい
うわけではな（、Ａｒ、点は８００℃以下であることが
ＴｉＣ析出を促進させる上で重要であることが別の実験
で判明した。これは、α中でのＴｉＣ析出のＣ曲線とも
関係していると思われる。 本発明は以上の基礎実験結果に基づいてなされたもので
あり、以下に本発明における各条件の限定理由を示す。 まず１本発明における化学成分の限定理由は以下のとお
りである。 Ｃ： Ｃ量は少ないほど冷延鋼板の深絞り成形性が向上するが
、Ｏ，００１％未満では鋼の溶製が極めて困難となり、
一方、０．０１％を超えて含有させると多くのＴｉ量や
Ｎｂ量を添加してＣを固定する必要があり、コスト上昇
をもたらす。したがって、Ｃ量は０．００１〜０．０１
％の範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは鋼の熱間脆性防止の観点から０．１０％以上が必
要であるが、０．３０％を超えて多くなりすぎると、鋼
の強度が上昇しすぎて延性劣化の弊害がある。したがっ
て、Ｍｎ量は０．１０〜０．３０％の範囲とする。 Ｎ　： Ｎ量は少ないほどＴｉ或いはＮｂが有効にＣの固定に利
用されることになる。しかし、０．００５％を超えると
深絞り成形性が劣化するので、Ｎ量は０．００５％以下
に規制する。 Ｔｉ、Ｎｂ： Ｔｉ及びＮｂは鋼の固溶Ｃとの親和力が強く、炭窒化物
析出に不可欠であり、それらの１種又は２種を添加する
。しかし、いずれも０．０２％未満ではＣの固定に不十
分であり、一方、Ｔｉ＞０．１０％、Ｎｂ＞０．０５％
ではその効果が飽和し、コスト上昇をもたらす、したが
って、Ｔｉ量は０．０２〜０．１０％、Ｎｂ量は０．０
２〜０．０５％の範囲とする。 但し一、Ｔｉ及びＮｂは上記範囲内において次式％式％ を満足する必要がある。この式は、鋼中Ｃの固定を実生
産ベースでより確実に行なわせるために必要な条件であ
る。 なお、該鋳片には通常必ずしも不純物と呼べないほどの
Ｐ、Ｓなどを含んでいる。その他の元素を含めて概ね以
下に示す量であれば本発明の主旨を損なうことはない、
　Ｓｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕはそれぞれ０．１
％以下、７５０．０２％、Ｂ≦０．００１％、Ｚｒ、Ｒ
ＥＭ、Ｃａ、Ｃａはそれぞれ０．０２％以下である。 次に、本発明における製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、連続鋳造により薄板の［１
帯とし、冷却するが、冷却に際しては、まず、　Ａｒ、
−Ａｒ工間の平均冷却速度を１５℃／Ｓ以下で、かつ、
Ａｒ、点が８３０’Ｃ以下となるように冷却する必要が
ある。 この温度域（Ａｒ、−Ａｒ１）はＴｉＣ析出を活発に起
こさせる温度範囲であり、この温度域の冷却速度を１５
℃／Ｓ以下とするのは、第１図に示したように、鋳造ま
ま鋳片に固溶しているＣ量を少なくするためである。 また、　Ａｒよ点が８３０℃以下となるように冷却する
のは、前述の基礎実験結果の項で述べた理由によるもの
である。８３０℃を超えるとＴｉＣ析出が著しく遅れる
ことが予想され、好ましくない。 なお、　Ａｒ工点の制御では、冷却速度のほか、化学成
分子組織の状態などの影響を受け、特にγ粒径はＡｒ１
点への影響が大きく、γ状態での強圧延による再結晶γ
の微細化はＡｒ□点を８３０℃以上に上げることがある
ので、冷却中鋳片への加工は全圧下率で概ね５０％以下
に抑えるべきである。変態直前のγ粒径は、厳密に範囲
は明示できないが。 実験結果より推測すると約１００μｍ以上であることが
望ましい。 次に、該鋳片は、Ａｒ□点以下まで徐冷した後。 熱間圧延を行う。鋼板の結晶方位を板面に対して（１１
１）面が平行になるように制御することが必要である。 そのためには、まず、５００〜８００℃の温度範囲で合
計圧下率が６０〜９５％の圧延を行う。 その理由は以下のとおりである。 すなわち、この条件で圧延すると、ＲＤを圧延方向、Ｎ
Ｄを圧延方向に直角な方向とすると、ＮＤ／／＜１１１
）及びＲＤ／／（１１０＞方位群に属する圧延集合組織
が発達し、その後の焼鈍処理によってＮＤ／／（１１１
＞方位群の発達した再結晶集合組織が得られる。この（
１１１）方位を多く有するフェライト粒は、熱延板にお
けるｒ値を向上させる。しかし、８００℃を超える温度
では動的再結晶が生じて集合組織がランダム化し、高い
ｒ値が得られない、一方、５００℃未満の圧延では圧延
荷重の急激な増大をもたらし、実操業上の生産が著しく
困難になるほか、板形状を大きく損なうので好ましくな
い。 上記条件での圧延は潤滑を施しつつ行う。潤滑を施すの
は板厚方向の塑性歪を均一にするためである。 熱延板は、圧延後コイルに巻取ってもよいし、常温まで
冷却してもよい。コイルに巻取る場合は。 圧延で導入された歪の解放を防ぐ目的から５００℃以下
で巻取るのが望ましい。 次いで、熱延板を再結晶温度以上で焼鈍する。 これは、この熱処理によって結晶中の（１１１）方位の
発達した再結晶粒が得られ、深絞り性の優れた熱延鋼板
とすることができるからである。この焼鈍はバッチ焼鈍
、連続焼鈍のいずれでもよい。 また溶融亜鉛めっきラインでの熱処理でも本発明を実施
することができる。 なお、本発明により得られる熱延鋼板を用いて更に冷間
圧延、焼鈍を施すならば、ｒ値が極めて優れた冷延鋼板
が製造できる。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第２表に示す化学成分を有する供試鋼を真空溶解し、１
６ｍｍの隙間を有する鋼製鋳型に鋳込み、約１０００℃
まで冷却して型抜きした後、平均冷却速度２℃／Ｓで６
８０’Ｃまで冷却し、熱間圧延し、熱間圧延仕上温度を
６００℃として板厚１゜２ｍｍに圧延した後、常温まで
放冷した。引き続き。 ８５０℃×９０８の連続焼鈍シミュレーションを行い、
機械的性質を調査した。その結果を第２表に示す。 第２表において、本発明鋼Ｎａ１．Ｎａ４〜Ｎα５は優
れた伸び（ＥΩ）及びｒ値を示していることがわかる。 一方、比較鋼ＮＱ２は、鋳片のＡｒ、〜Ａｒ工間を急冷
したため、熱間圧延に先立って十分なＴｉＣ析出反応が
起きず、鋼中に固溶Ｃが多量に残存する結果、ｒ値が極
めて低い。このことは、比較鋼Ｎα３に示されるように
、比較鋼尚２の条件で製造した鋳片を熱間圧延前に７０
０℃×３時間のＴｉＣ析出処理に供することにより、従
来の方法と同様。 ｒ値は高められることからもわかる。しかし、比較鋼Ｎ
α３の方法では析出処理を要し、コスト上昇をまねく。

【以下余白】

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、析出処理や鋳片
の再加熱等の余分な熱処理を必要とせずに、１１片製造
ままで固溶Ｃを十分固定でき、優れた高ｒ値の熱延鋼板
を安価に製造することが可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷却速度とΔＹＰとの関係を示す図、第２図は
ｌｏ’ｃ／ｓで冷却した場合のΔＹＰの変化を示す図で
ある。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　中　　村　　　尚 Ｃ’Ｃン

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．００１〜０．０１％
   、Ｍｎ：０．１０〜０．３０％及びＮ≦０．００５％を
   含有し、更にＴｉ：０．０２〜０．１０％及びＮｂ：０
   ．０２〜０．０５％のうちの１種又は２種を次式 Ｔｉ＾＊／Ｃ＾＊≧４．０ ここで、Ｔｉ＾＊＝Ｔｉ＋（４８／９３）・Ｎｂ（ｗｔ
   ％）Ｃ＾＊＝Ｃ＋（１２／１４）・Ｎ（ｗｔ％）を満足
   する範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より
   なる薄肉の鋳鋼帯を連続鋳造し、Ａｒ＿３〜Ａｒ＿１間
   の平均冷却速度が１５℃／ｓ以下で、かつ、Ａｒ＿１点
   が８３０℃以下となるように冷却した後、５００〜８０
   ０℃の温度範囲で潤滑を施しつつ合計圧下率が６０〜９
   ５％の圧延を行い、更に再結晶温度以上の温度で焼鈍す
   ることを特徴とする高ｒ値熱延鋼板の製造方法。