JPH0244890B2 - Taijikoseitoenseinoryokona*reienkohanseizohoho - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は耐時効性と延性の良好な、冷延鋼板
製造方に関し、とくにかかる性能を、連続焼鈍処
理によつて有利に実現することを可能ならしめよ
うとするものである。 さて一般に冷延鋼板の冷間圧延後の焼鈍過程
は、連続焼鈍処理が、これまでの箱焼鈍にとつて
かわりつつある。 連続焼鈍法は、従来の箱焼鈍法で数日を要して
製造されていた軟質な冷延鋼板が数分で製造でき
る画期的な方法である。 短時間で焼鈍を完了させるため連続焼鈍法では
再結晶焼鈍後に急冷却とそれに続く過時効処理を
行ない、鋼中に固溶しているＣを無害な形すなわ
ちFe₃C（セメンタイト）として析出されることに
より軟質化による延性の向上と固溶Ｃによる耐時
効性の向上を図つている。 従来、用いられている連続焼鈍法のヒートサイ
クルの一例を第２図、第３図に示す。第２図は再
結晶焼鈍後に10〜30℃／secで冷却後350〜400℃
で数分の過時効処理を行なう例であり、また第３
図は再結晶焼鈍後、室温近くまで水冷（約2000
℃／sec）し、再加熱して350〜450℃で数分の過
時効処理を行なう場合である。 第２図のヒートサイクルでは、過時効処理前の
冷却が10〜30℃／Secのように遅いため固溶Ｃの
過飽和度が小さくFe₃Cの析出核が出来にくく後
に続く過時効処理中にFe₃Cとして析出する速度
は著しく緩慢である。その結果充分に過時効時間
（約5min以上）をとれば、固溶Ｃが減少し、また
析出したFe₃Cは、延性に対して無害な形で存在
するので、耐時効性、延性とも良好な鋼板の製造
が可能ではあるが、これを実現するためには、鋼
板を連続焼鈍炉に通す際、通板スピードを遅くし
て過時効処理帯の滞留時間を長くするか、過時効
処理炉自体を長大化させる必要があり、コストの
上昇を伴う。これに対し、第２図のサイクルで過
時効時間を５分以下にすると、過時効処理を行つ
ても固溶Ｃが充分に減少せず、軟質化による延性
の増加及び耐時効性の改善は期待できない。 次に第３図に示した任く350〜450℃で過時効処
理を行なう前に室温近くまで水冷（冷却速度約
2000℃／秒）による急速冷却を行なう場合、水冷
という超急速冷却により固溶Ｃの充分な過飽和度
が得られ急速冷却終了時に多数のFe₃C析出核が
でき、次の再加熱後の過時効処理工程でこれらの
析出核に固溶Ｃが拡散し短時間でFe₃Cの析出は
完了する。この処理ではFe₃Cの析出核が多数で
きるので固溶Ｃの拡散が短い距離ですみ短時間
（例えば１〜３分程度）の過時効処理でよいとい
うメリツトを持つている。しかしながら析出した
Fe₃Cは、結晶粒内に微細に多数分散しているた
め、析出強化が起り延性を著しく劣化させる。 このように第２図、第３図に示した従来一般的
な連続焼鈍法のヒートサイクルは、上述のような
欠点をもつていた。 これに対しヒートサイクルを変えたり、また成
分、熱延条件を調節するような種々の改良法が考
案されているが、未だ充分な性能を安定に得るこ
とはできなかつた。 発明者らは、上記連続焼鈍処理で耐時効性、延
性とも、良好な鋼を製造するため種々の実験を行
つた結果、連続焼鈍処理過程の急速冷却終了時
に、結晶粒内のFe₃Cを適当な距離間隔で析出さ
せることにより、Fe₃Cの析出強化による延性の
劣化を伴うことなく、耐時効性を改善できること
を究明した。この発明はFe₃Cを適正な間隔で析
出させるために、より望ましくは結晶粒径を加味
して、とくに急速冷却速度を制限するとともに、
これに過時効温度と最終冷却条件を組合せるとい
うこれまでにない全く新しい発想に由来してい
る。 この発明は、Ｃ：0.008〜0.04重量％（以下単
に％で示す）Mn：0.10〜1.30％を、Ｎ：0.008％
以下において少なくとも0.010％のAlとともに含
有する組成になる熱間圧延鋼帯を、650℃以上の、
巻取り温度で巻取つたのちに常法による酸洗、冷
間圧延を経て連続焼鈍するに際して750〜900℃の
範囲内で10秒以上保持し、このときのぞましくは
結晶粒度番号を7.5〜8.8に調節する温度域に加熱
し640〜720℃の範囲の過時効前冷却開始温度に至
るまで30秒以上で徐冷すること、引続く急速冷
却、過時効冷却各工程を、320〜440℃の温度範囲
で60〜210秒間の範囲内の保持に供する過時効処
理の温度に応じて該温度T_ORに至る急速冷却速度
V_CRと、最終冷却速度V_Lを第１図ａ，ｂの斜線領
域で示した条件下に進行させることの結合をもつ
て上記課題の解決手段を与え耐時効性、延性の良
好な冷延鋼板の製造を可能にしたものである。 この発明において鋼中成分量を限定した理由に
ついて説明する。 Ｃは、鋼中に固溶状態で存在すると、時効特性
の劣化を引き起すばかりでなく、延性も悪くする
点でＮと同様に機能するのでこれらの固溶量を出
来るだけ減少すべきであり、このため製鋼時溶製
後に脱ガスを施してＣ含有量を0.005％以下まで
に減らす方法のほか、Ti、Nb、Zr、Ｖ等炭化物
形成元素を添加し、固溶状態のＣを減らす方法、
さらに連続焼鈍時、急速冷却と過時効処理を行な
うことにより、短時間でFe₃Cとして析出させ、
固溶Ｃを低減させる方法の３つが考えられる。こ
のうち前２者は固溶Ｃが元来非常に少ないので、
急速冷却や過時効処理を、ほとんど必要としない
が、真空脱ガス又は高価な添加元素を使う必要が
あり、製造コストの上昇を引き起す。 これに対し、後者の急速冷却と過時効処理の場
には、溶製コストが最も安いので、過時効時間の
短縮が可能になれば低コストで耐時効性延性の良
好な鋼板の製造が可能となる。 この発明はもちろん後者を利用するわけであ
り、このためＣ含有量については非常に厳密な制
限が必要となる。Ｃの下限を0.008％としたのは
この値未満の場合、急速冷却によつて得られる過
飽和の固溶Ｃ量は、Ｃ含有量自体が少ないので非
常に小さくなり、その結果１分程度の短時間過時
効ではFe₃Cの析出が少なく耐時効性延性が改良
され得ない。Ｃの上限を0.04％としたのはより過
剰のＣの増加は、炭化物系の介在物の増加と、結
晶粒成長を抑制する働きをし、いずれも延性にと
つて不利となる上、また0.04％を越えるＣの増加
に伴う結晶粒の微細化により過時効前の急速冷却
による過飽和度が充分得られず、固溶Ｃの減少す
なわち耐時効性の改善に５分以上の長時間の過時
効処理を必要とするようになる。以上のようにこ
の発明ではＣの範囲を0.008％から0.04％の範囲
にすることが必要である。 MnはＳに起因する熱間圧延時のわれを防止す
るため下限を0.1％とし、一方0.30％を越えるMn
の添加はＣの増量と同様連続焼鈍時の結晶粒の微
細化の原因となり、延性、耐時効性にとつて不利
となる。従つてMnは0.10〜0.30％に限定する。 Alは熱延時に高温（650℃以上）で巻取ること
により時効性に有害な固溶ＮをAlNとして固定
するのに必要でありＮを固定するのに最低0.01％
必要である。 Ｎは連続焼鈍で製造した鋼板の耐時効性を劣化
させ、かつ粒成長性を抑え、延性を悪くするため
できるだけ少ないほうが望ましく、その上限は
0.0080％であるを要する。 次に熱間圧延条件について説明する。 この発明では、スラブを熱間圧延して熱延コイ
ルとする際のスラブ加熱温度や熱間仕上げ温度は
とくに規定するを要しないが、通常のスラブ加熱
条件である1200〜1300℃加熱ばかりでなく、1000
〜1200℃加熱にすることにより、Ｎの固溶を抑え
なお一層耐時効性の改善が期待できる。また熱延
仕上圧延温度はAr₃点以上（約840℃以上）あれ
ば特に規定しない。しかし巻取り温度について
は、固溶ＮをAlで固定し無害化してかつ熱延時
にＣをFe₃Cとして巨大に凝集させることにより、
連続焼鈍時の粒成長性と絞り性に有利な｛111｝
集合組織の発達を促す目的で650℃以上にするこ
とが必要である。 次に素材の成分とともに、本発明の最も重要な
構成要因である連続焼鈍処理条件について説明す
る。 まず連続焼鈍過程では750〜900℃まで急速加熱
した後、該温度に10秒以上保持する。 この発明の成分組成の鋼を用いることと、連続
焼鈍で750〜900℃に加熱することにより、結晶粒
径は粒径番号で8.8程度にまでなるが750℃未満の
低温域に加熱する場合は、再結晶完了後の粒成長
が充分でないため、その後の急速冷却により固溶
Ｃの充分な過飽和度が得られず過時効処理による
結晶粒内へのFe₃Cの析出が遅れて過時効終了に
長時間を要し、一方加熱温度が900℃を越えまた、
粒度番号が7.5未満となると、結晶粒の粗大化に
伴う加工時の肌荒れ（オレンジピール）が発生
し、製品として好ましくない。この再結晶温度域
に10秒以上保持するのは、その温度における粒成
長が完了するのに最低10秒を要するからである。 次に、750〜900℃の再結晶焼鈍温度から急速冷
却開始温度である640〜720℃まで、30秒以上で徐
冷するのは、30秒未満の冷却時間で冷却すると、
高温での焼鈍によりできたγ（オーステナイト）
相は、急速冷却により微細なパーライトに変化
し、延性に対して不利になるとともに、α相中の
固溶Ｃ濃度が焼鈍温度の増加とともに減少し、過
時効処理前の急速冷却によつても充分な過飽和度
が得られず、過時効処理によつても固溶Ｃが中途
半端に残り耐時効性の劣化を招くからである。 急速冷却前の徐冷終了温度すなわち急速冷却開
始温度として640〜720℃に限定するのは、以上の
ように高温焼鈍によりできたγ相をAr₁変態点以
下まで冷却することにより無害化することと、急
速冷却温度を640〜720℃にすることにより、急速
冷却開始時のα（フエライト）相中の固溶Ｃを最
も高いレベルとし（推定固溶Ｃ量：0.008〜0.02
％）急速冷却とそれに続く過時効処理の効果を最
も高めることを目的とする。 次にこの発明の中枢をなす、急速冷却と過時効
処理の範囲について詳しく説明する。 急速冷却を行なうことにより、過時効開始時に
過飽和の固溶Ｃを残し、これにより過時効中に
Fe₃Cの核が結晶粒内に形成し、さらにFe₃Cが成
長する。材質に大きな影響を及ぼすFe₃Cの析出
状態と固溶Ｃ量は、急速冷却終了時の固溶Ｃの過
飽和度で決定されるが、これは急速冷却速度と結
晶粒径に負うところが大きい。 また過時効温度は、所定の短時間の過時効処理
中に、粒内に析出したFe₃Cの核に向つて過飽和
の固溶Ｃが拡散析出をいかに効率よく進行させる
かを決定する重要な因子である。 また、過時効終了後の室温までの最終冷却は、
過時効中に残つた固溶Ｃを、耐時効性の面で問題
にならない程度まで減少させるために重要であ
る。 以上の観点で成分の異なる鋼を実験室的に溶解
し、急速冷却速度、過時効温度、最終冷却速度を
種々に加えて、その効果を調べた。 （実験１） 共試材は、鋼Ａ（Ｃ：0.020％、Mn：0.18％、
Ｐ：0.013％、Ｓ：0.010％、Al：0.033％、Ｎ：
0.0041％）及び鋼Ｂ（Ｃ：0.053％、Mn：0.27％、
Ｐ：0.011％、Ｓ：0.009％、Al：0.035％、Ｎ：
0.0039％）の２鋼種を、実験室的に真空溶解し
た。各供試材は熱延終了後、700℃で炉中に２時
間装入保持し、炉冷して熱延時コイル巻取りに相
当する処理を行つた。 酸洗、冷延後、鋼Ａについて第４図第５図に示
すヒートサイクルで実験室的に連続焼鈍相当の熱
処理を行つた。急速冷却は660℃を開始点として
過時効温度までV_CR：10〜200℃／秒で冷却する
場合、また室温まで水冷（冷却速度約2000℃／
秒）した後、再加熱する場合のそれぞれについ
て、300℃〜500℃の過時効温度T_ORに180秒保持
し、その後室温まで３℃／秒で徐冷した。なお、
この実験における鋼Ａの粒度番号は8.3であつた。 また鋼Ｂについても同様に、過時効温度をとく
に350℃としこの過時効処理前の冷却速度を10〜
200℃／秒と水冷に変えて、同様の実験を行つた。 上記の連続焼鈍相当の熱処理を行つた供試材に
0.8％の調質圧延を施して、材質を調べた。 材質としては、耐時効性の尺度としてA_I、延
性の尺度として全伸びを調べた。第６図ａ，ｂに
その結果を示す。（ ）内に示したのが鋼Ｂの結
果であり、その他は鋼Ａの結果である。この発明
に従う鋼Ａを用い、かつ急速冷却条件として30〜
200℃／秒とし、かつ急速冷却速度と過時効温度
条件が図中に示した図形領域内にある時、A_I：
4.5Kg／mm²以下、全伸び：46％以上が得られ、耐
時効性、延性の良好な鋼板が製造可能となる。 これに対し比較例の鋼Ｂでは、急速冷却速度を
種々に変えても、良好な材質は得られていない。
これはＣが高いために、連続焼鈍時の結晶粒成長
が劣り、（粒度番号9.2）急冷、過時効処理による
Fe₃Cの析出と固溶Ｃの減少が充分進まず、A_I、
全伸びが劣ることになつたものと推定される。 鋼Ａで急速冷却速度が極端に速い（水冷：約
2000℃／秒）場合急冷による固溶Ｃの過飽和度が
充分に得られ、Fe₃Cが微細に析出するので、A_I
は低いレベルにあり良好であるがFe₃Cが微細に
析出しすぎるためElは逆に劣化する。また冷却速
度が極端に遅い（30℃／秒未満）の場合、急速冷
却終了時の固溶Ｃの過飽度が小さいため過時効中
にFe₃Cの析出が起りにくく、また起つたとして
も粗に析出するので、結果的に固溶Ｃが多く残
り、A_Iは高くまたElも劣る。 これに対し、急速冷却速度が30〜200℃／秒で
かつ急速冷却速度と過時効温度が第６図ａ，ｂの
図形範囲内にあるとき材質（A_I、全伸び）が最
もすぐれる。なお、鋼Ａの結晶粒度番号は7.9で
あり、A_I、Elとも適正な場合の結晶粒内のEe₃C
の平均距離は1.1〜1.5μであつた。 なお急速冷却速度が30〜70℃／秒と遅い領域の
場合、急速冷却終了時の固溶Ｃの過飽和度がやや
小さいため、Fe₃Cの析出核の密度が粗く、固溶
Ｃの減少と、それに伴うFe₃Cの成長のためには、
過時効温度として、第６図ａ，ｂに示した如く、
400℃前後がより望ましい。これに対し、急速冷
却速度が70〜200℃／秒の場合、急速冷却終了時
の固溶Ｃの過飽和度が高く、Fe₃Cの析出核密度
が大きいので、350℃前後の低温度で、固溶Ｃの
減少とそれに伴うFe₃Cの成長が起る。一方該急
速冷却速度（70〜200℃／秒）で、過時効温度を
400℃前後とやや高くすると、理由は明らかでは
ないが、A_Iがやや高くなる。 この発明の急速冷却速度範囲でも、過時効温度
が450℃以上と高い場合や300℃と低い場合には、
材質が劣る。この理由は、前者は過時効温度が高
いためにその温度での平衡固溶Ｃ量が高く室温ま
で徐冷しても固溶Ｃ量が高いまま残るためであ
り、また後者は、過時効温度が低いために短時間
では過時効が完了しなかつたものと推定される。 なお、この実験に併せて、過時効開始温度に比
べ同終了温度が低い場合についても実験をした
が、過時効開始温度と同終了温度との差が50℃以
内であれば、過時効開始温度と同終了温度の平均
値を代表の過時効温度とすることによりこの発明
の所期した目的に適合する。 過時効処理時間の効果は、60秒以下では効果が
小さく、また、210秒を越えると、その効果が飽
和されるばかりでなく、運転スピードを落すか、
過時効処理帯を長くする必要があり大幅なコスト
アツプにつながる不利を伴う。 次に過時効条件と最終冷却速度との関係を調べ
るため以下の実験を行つた。 （実験２） 実験１の鋼Ａを用い、実験１と同条件の熱間圧
延、冷間圧延の後、連続焼鈍相当のサイクルで熱
処理を施した。 連続焼鈍サイクルとしては、急速冷却開始まで
は第４図のサイクルと同じであり、それに続く
660℃からの急速冷却をこの発明に従つて30、60、
100、および200℃／秒に分け、かつそれに続く過
時効処理として、過時効温度を第７図の図形領域
内の温度範囲で行ない（過時効時間150秒）さら
に室温までの最終冷却を30℃／秒以下で種々に変
化させて、熱処理をした。調質圧延後の材質を第
７図にまとめてプロツトした。 急速冷却速度、過時効温度を適切に設定して
も、過時効温度と急速冷却速度の関係が第７図の
図形内に入らないと耐時効性、延性とも良好な鋼
板は製造できない。そして最終冷却速度が２℃／
秒未満では、通板速度の低下または建設費の増加
につながるので好ましくない。 なお、このように材質が良好となる範囲第１図
のａ，ｂは、鋼の成分及び連続焼鈍時の焼鈍温度
については結晶粒度番号を、限定することにより
始めて達成される。 以上のように素材成分、特にＣ、Mnを調節し
たAlキルド鋼を用いて、連続焼鈍の際に750〜
900℃の温度に加熱し、ひいては結晶粒度番号を
7.5〜8.8に調節することにより、それに続く急速
冷却速度、過時効温度、及び最終冷却速度を、第
１図ａ，ｂの斜線領域内に選べば、耐時効性、延
性の良好な冷延鋼板の製造が可能となる。 なお、実用の連続焼鈍ラインにおいてこの発明
に従う急速冷却を実現するためには、コイル通板
時に板面にガスを吹付ける強制ガス冷却法（冷却
速度30〜80℃／秒）、温度の低いロールに板面を
接触させ、冷却させる方法（冷却速度30〜200
℃／秒）及びガスと霧状の液体の混合物を板面に
吹付けて冷却する方法（冷却速度50〜200℃／秒）
などを用いればよい。 実施例 １ 表１に示した成分の異なる４種の鋼を転炉で溶
製した。

【表】

【表】 これらの鋼は連続鋳造により板厚200mmのスラ
ブとした。なおこれらの鋼は転炉出鋼時の吹止め
Ｃ値が充分に低いので脱ガスを施すことなく出鋼
後連続鋳造したが、吹止めのＣ値が高い場合脱ガ
スを施してＣ量を調節してもよいのはいうまでも
ない。 これらのスラブを再加熱後、熱間圧延で2.8mm
に圧延し680〜720℃で巻取つた。次に、酸洗後冷
間圧延により0.8mm厚の冷延コイルとし、かくし
て得られた冷延鋼板を連続焼鈍した。 加熱速度約15℃／秒で710〜920℃まで加熱し、
30秒保持後650℃まで50秒で徐冷した。 650℃から種々の冷却速度で種々の過時効温度
まで冷却し、該温度に50秒から210秒間にわたり
保持してその後約６℃／秒で室温まで冷却した。
また比較として、650℃から室温まで水冷し再加
熱して過時効する場合も併せて調べた。その後
0.8％のスキンパスを施し材質を調べた。なお冷
却速度80℃／秒未満は実ラインの強制ガスジエツ
ト冷却法によりまた80℃／秒以上及び水冷（2000
℃／秒）は、実験用の連続焼鈍用ラインで焼鈍し
た。表２に結果を示す。

【表】 成分、焼鈍温度がこの発明の限定範囲を外れる
鋼番の鋼は表２に示す如く結晶粒度番号が本発明
範囲外にある。但し鋼番３の鋼は、結晶粒度番号
は7.6とこの発明の範囲に入るが、Ｃが0.007％と
低すぎるため範囲外にある。これによるとこの発
明の成分組成になる鋼板を、この発明の連続焼鈍
条件で処理すれば耐時効性延性ともいずれもすぐ
れた冷延鋼板を製造できることが明らかである。 以上のようにこの発明は、素材の成分と連続焼
鈍時の焼鈍温度を限定することについては結晶粒
度番号を7.5〜8.8の範囲に制限した上でさらにこ
れに連続焼鈍時の急速冷却速度と、過時効温度、
最終冷却速度との適切な組合せによつて耐時効
性、延性とも良好な鋼を製造するという従来にな
い全く新しい効果を挙げることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図ａ，ｂはこの発明に従い過時効温度と急
速冷却速度ならびに最終冷却速度の限定範囲を示
す図表、第２図、第３図は従来の連続焼鈍におけ
るヒートサイクルの例を示す線図、第４図、第５
図は実験１で用いられた連続焼鈍相当の熱サイク
ルの線図、第６図ａ，ｂは、A_Iと全伸びに及ぼ
す急速冷却速度および過時効温度の効果を示す図
表であり、第７図は実験２の結果をA_I、全伸び
に及ぼす過時効温度、最終冷却速度の効果につい
て示す図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.008〜0.04重量％、Mn：0.10〜0.30重
   量％を、Ｎ：0.008重量％以下において少なくと
   も0.010重量％のAlとともに含有する組成になる
   熱間圧延鋼帯を、その熱間圧延終了後650℃以上
   の温度で巻取り、しかる後常法に従う酸洗、冷間
   圧延を経て、連続焼鈍を施すに際して、 750〜900℃の範囲内の温度に急速加熱し、10秒
   間以上にわたる保持となる焼鈍過程を経て、その
   保持後、640〜720℃の範囲の温度に至るまで30秒
   間以上にわたる徐冷に引続き急速冷却を加える前
   処理段階、 320〜440℃の範囲の温度で60〜210秒間にわた
   る保持となる過時効処理段階および最終冷却段
   階、 との各過程を上記320〜440℃の範囲から選んだ過
   時効処理温度TORに応じて、前処理段階におけ
   る後段急冷過程の急速冷却速度VCRと、最終冷
   却段階における最終冷却速度VLとにつき、 急速冷却速度VCRは30〜200℃／秒の範囲であ
   つて、しかも30〜100℃／秒までのとき 2980≦7TOR＋6VCR≦3260、 100℃／秒をこえ200℃／秒までのとき 1800≦5TOR＋VCR≦2000、 の関係を満たし、かつ最終冷却速度V_Lについて
   は２〜20℃／秒の範囲であつて、しかも２〜８
   ℃／秒までのとき 3TOR＋35V_L≦1390、 ８℃／秒をこえ20℃／秒までのとき 3TOR＋5V_L≦1150 の関係を満たす条件の下に進行させる ことからなる、耐時効性と延性の良好な、冷延鋼
   板製造方法。 ２ 焼鈍過程が、冷延鋼板の結晶粒度を粒度番号
   で7.5〜8.8に調節する段階である、請求項第１項
   に記載した、耐時効性と延性の良好な、冷延鋼板
   製造方法。