JPH0379717A - 延性の優れた冷延鋼板の製造方法 - 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、溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造した後、熱延工程
を経ることなく冷延・焼鈍して製造される延性の優れた
冷延鋼板で、しかも成形加工時に肌荒れの生じない冷延
鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 近年、薄板製造工程の大幅な短縮化を図るため、新しい
薄板製造プロセスとして溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造し、
熱延における粗圧延、あるいは熱延そのものを省略して
冷延鋼板を製造するといった方法が考案されている。

しかし、これらの方法には、従来の製造工程では問題に
ならなかった、冷延前における析出物の析出不足及び粗
大な結晶粒に起因して、冷延・焼鈍後の延性を従来工程
のものに比べて劣化させるという欠点がある。

中でも、熱延工程を省略する工程では薄鋳帯の組織が粗
大なため、この工程で得られた冷延鋼板は成形加工する
と肌荒れが生じるとともに、延性が大きく劣化する。こ
の肌荒れを防止し、かつ延性を改善するためには鋳造後
の組織を微細化する必要があるが、その方法としてすで
に特開昭６２−２０７８２８号公報に開示されている方
法が知られている。これはＣａを添加して形成されるＣ
ａＯやＣａＳをδフェライトの晶出液として利用し、凝
固組織を細かくしようとするものである。

しかし、こうした凝固組織の制御は鋼中ＯやＳ量、溶鋼
温度あるいは添加元素の添加時期など制約条件が多いた
め、鋳造が困難である。また、鋳片の組織が不均一とな
りやすく、その結果、冷延・焼鈍後の組織を不均一とし
て延性を劣化させる。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、成形加工後の肌荒れを防止し、かつ延性を改
善するために、直接薄鋳帯に鋳造された鋳片について、
熱延工程を省略した工程でも、冷延・焼鈍後の組織を均
一化し、従来工程で得られる延性と同等以上の延性を有
する冷延鋼板が得られる製造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） 本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、Ｍ
ｎ、ＴＩ及びＢを添加し、凝固後の冷却条件を適切にと
ると冷延・焼鈍後の組織が均一となることを見出した。

これは鋳片段階で、固溶ＳがＭｎにより固定されること
と、Ｂの粒界偏析により、冷却中でのオーステナイト粒
界からのフェライトの析出が抑制され、粒内からもフェ
ライトが析出するようになることから、鋳片の組織が微
細均一化されるためと考えられる。

本発明は、熱延工程のない工程で製造する冷延鋼板を対
象とし、凝固からオーステナイトの低温域までを比較的
緩やかに冷却してオーステナイト域でＭｎＳを析出させ
て固溶Ｓを固定した後、フェライト域へ急冷することに
より、粒内からのフェライト析出を促進させる。それに
より冷延前の組織を微細均一化し、冷延・焼鈍後の組織
を均一化して延性を改善し、かつ成形加工後の肌荒れの
発生を防止するものである。

すなわち、本発明の要旨は次の通りである。

Ｃ：　０．０２〜０．２０ｗｔ％、　　Ｓｉ：２．０ｗ
ｔ％以下、　Ｍｎ：０．５　〜３．０ｗｔ　　％、　　
Ｓ　　：　０．００１　〜０．０２ｗｔ％、　Ｔ１：（
Ｎ　）　　Ｘ　４８／　１４〜０．０５ｗｔ％、　　Ｂ
　：　０．０００３〜０．００５ｖｔ％、　Ｎ　：　０
．０１ｖｔ％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
元素からなる溶鋼を、連続鋳造にて板厚１ｏｓ１以下の
薄鋳帯とし、凝固からオーステナイト域までを平均冷却
速度：３０℃／ｓ以下で、さらにオーステナイト域から
フェライト変態域までを平均冷却速度＝３０℃／ｓ以上
で冷却した後、通常の方法で冷間圧延を施し、連続焼鈍
さらに調質圧延を行なうことを特徴とする延性の優れた
冷延鋼板の製造方法。

以下に、本発明の化学組成、鋳造厚及び凝固後の冷却速
度の限定理由について説明する。

Ｃは、鋼の強度を決める重要な元素であるが、過度の添
加は溶接性を劣化させるため、上限を０．２ｗｔ％とす
る。一方、０．０２ｖｔ％未満の極低炭素となると、凝
固後冷却中に起こるオーステナイト粒界からのフェライ
ト析出が、後述するようにＢのオーステナイト粒界への
偏析によっても抑制できなくなり、粒内からのフェライ
ト析出が起こらない。

Ｓｉは、鋼の強度−延性バランスをくずさずに、高強度
化する場合に添加するとともに、変態点を上げてフェラ
イトの析出を促進させるために添加する。しかし、過度
の添加は、延性及び表面性状の劣化をきたすため、上限
を２，０νｔ％とする。

Ｍｎも鋼を高強度化するために添加する。また、本発明
においては、前述したようにＭｎ、Ｓを析出させて固溶
Ｓを固定することが目的である。冷却中にＭｎＳを析出
させるために０．５ｗｔ％以上とする。過度の添加はコ
ストを上げるばかりでなく、加工性を劣化させるため、
上限を３．０νｔ％とする。

Ｓは、固溶Ｓとして残さないためには少ないほうがよい
が、脱硫コストをむやみに上昇させないために０．００
１ｖｔ％を下限とする。一方、過度の含有は固溶Ｓの残
存、あるいは多量の硫化物の形成により加工性を劣化さ
せるため、上限を０．０２ｗｔ％とする。

本発明の場合、ＴＩはＮを固定し、ＢをＢＮとして析出
させることなく、後述するように、固溶Ｂとしてオース
テナイト粒界に偏析させるために添加する。したがって
、（ＣＮ）　Ｘ４８／１４）　ｗｔ％以上が必要となる
。また、鋼の高強度化のためには、さらにＴｔＣよる析
出強化も利用できるが、過度の添加は大きな延性の劣化
を招くため、０．０５ｗｔ％を上限とする。

Ｂは、微量の添加でオーステナイト粒界に偏析して、粒
界からのフェライトの析出を抑制し、相対的に粒内での
変態を促す効果があるため、その効果の現われる０、０
００３ｗｔ％以上を添加する。上限は変態時の時間割れ
や、大きな延性の劣化を招かないように０．０口５ｗｔ
％とする。

Ｎは、ＴＩ添加量の削減、及び固溶Ｂのオーステナイト
粒界への効率的な偏析を施すためには少ない方が良い。

そのため０．Ｏｆｗｔ％以下とする。

叙上の化学組成を有する鋼は、連続鋳造にて薄鋳帯とさ
れるが、本発明では熱延工程を省略する工程を前提とす
るため、冷延性を考慮してその鋳造厚を１０ｍｍ以下と
する。１０關を超えると冷延時にハンチングが生じやす
くなり、安定した冷延が困難となる。

次に、本発明において、最も重要な薄鋳帯の冷却条件に
ついてであるが、その条件として、固溶ＳをＭｎＳとし
て固定し、粒内からフェライトの析出が促進されるもの
でなくてはならない。したがって、凝固後からオーステ
ナイト域、好ましくはＡｒ、変態点直上までの温度域は
比較的緩やかに冷却し、ＭｎＳを十分に析出させる必要
がある。

そのためこの範囲の冷却速度を３０℃／ｓ以下とする。

これ以上の冷却速度をとると、ＭｎＳの析出が不十分と
なる。その結果、固溶Ｓが残るため鋳片の組織が不均一
となり、冷延・焼鈍後の組織も不均一なものとし、成形
加工時の肌荒れ発生と延性の劣化を招く。

続いてフェライト変態域までを急冷し、この温度域で冷
却を終了させなくてはならない。この温度域での冷却速
度が３０℃／ｓ未満となると、粒界からのフェライト析
出が顕著となる。その結果、鋳片の組織を不均一とし、
前述したように冷延・焼鈍後、成形加工時の肌荒れ発生
の原因となるとともに、やはり延性の劣化を招く。した
がって、この粒界からのフェライト析出を抑制するため
、オーステナイト域からフェライト変態域までの冷却速
度を３０℃／ｓ以上とする。冷却後は特に規定するもの
ではないが、最終的な鋳片の組織として均一微細な組織
となるように、そのまま空冷あるいは必要に応じて保定
を行なってから冷却してもよい。

冷延及び連続焼鈍の条件については特に限定はしないが
、通常の方法にて行なえばよい。

（実　施　例） 実施例　１ Ｃ：　０．０８０ｗｔ％、　　Ｓ　ｉ：０．２５ｖｔ％
、　Ｍｎ：１．５２ｖｔ％。

Ｐ　：　０．００７ｗｔ％、　Ｓ　：　０．０１０ｗｔ
％、　ＡＩ！：　０．０１１ｖｔ％。

Ｎ　：　０．００５２ｗｔ％、　Ｔｉ：０．０２ｖｔ％
、　Ｂ　：　０．００１０ｗｔ％。

残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼し、
連続鋳造にて６ｍｍの薄鋳帯とした。

次いで、第１表に示すような冷却条件にて冷却を行ない
、冷却終了温度＝７００℃にて巻取った。酸洗後８０％
の圧下率で冷間圧延を施した後、７５０”Ｃで連続焼鈍
を行ない、続いて１％の調質圧延をした。その後肌荒れ
発生の有無を調査するため、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１．５
号試験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたが
って引張試験を行なった。同表にその結果を示す。

凝固後の冷却条件が本発明の範囲にしたがったｋｌ、２
．３及び６では、鋳片の組織が微細均一なため、この鋳
片を冷延・焼鈍しても組織は均一で、引張試験を行なっ
ても肌荒れが発生せず、延性は劣化しない。

ところが、Ｎｏ、４及び５では、オーステナイト域から
フェライト変態域までの冷却速度が本発明の範囲よりも
遅いため、冷却中に粒界からフェライトが析出する。し
たがって、鋳片は全体的に不均一な組織となったり、あ
るいは全面粗大なフェライトが形成された組織となるた
め、冷延・焼鈍すると不均一な組織となり、引張試験を
行なうと肌荒れが発生するとともに、延性が大きく劣化
する。

また、弘７は凝固からＡｒ、産直上までの冷却速度が速
く、ＭｎＳの析出が十分に起こらないため固溶Ｓが残存
し、鋳片の組織が不均一なものとなる。そのため、同様
に冷延・焼鈍後の組織も不均一になり、肌荒れが発生し
、かつ延性も低い。

実施例　２ 第２表に示す化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造にて
３關の薄鋳帯に鋳造後、続く冷却、冷延及び焼鈍条件を
一定として製品を得た。すなわち、凝固後Ａｒ、点直上
までの冷却速度を１０℃／　ｓ　ｓ続くフェライト変態
域までの冷却速度を７０℃／ｓとし、冷却終了温度にて
巻取った。酸洗後７０％の圧下率で冷間圧延を施した後
、８００℃で連続焼鈍を行ない、１％の調質圧延をし、
実施例１と同じ方法にて肌荒れ発生の有無を調査した。

なお、冷延・焼鈍後の表面状態については、Ｓｔスケー
ル形成の有無を調べ、０：なし、Δ：問題にならない程
度、×：ありで評価した。第３表にそれらの結果をまと
めて示す。

本発明の範囲にしたがったもの（Ｂ、Ｃ，Ｄ及びＢ鋼）
では、鋳片の組織が均一なため、この鋳片を冷延・焼鈍
すると均一な組織が得られ、引張試験を行なっても肌荒
れは発生せず、延性は劣化しない。

Ａ鋼はＣｆｆ１が低く、Ｂを添加して粒界からのフェラ
イト析出を抑制してもそれを抑えきれず、粒界からフェ
ライトが析出し、鋳片の組織は不均一な組織となる。そ
のため、冷延・焼鈍後の組織が不均一となり、引張試験
を行なうと肌荒れが生じ、延性が低い。

Ｓｉ量の多いＦ鋼は、冷延・焼鈍後の表面に８１スケー
ルが形成され、表面性状が悪い、Ｇ鋼は、Ｍｎｆｆ１が
少ないため、凝固からオーステナイト域への冷却中に析
出するＭｎＳの析出量が少なく、鋳片段階で残存する固
溶Ｓ量が多くなる。そのため冷延、・焼鈍後の組織が不
均一となる。したがって、引張試験を行なうと肌荒れが
生じ、延性が低い。

Ｈ鋼は、Ｓ量が多いため鋳片に固溶Ｓが多く残存し、Ｇ
鋼と同様に、Ｂ鋼と比べても延性が低く加工性が悪い。

■及びＪｊｆｌでは、やはり冷延・焼鈍後の組織が不均
一となり、引張試験を行なうと肌荒れが生じ、延性も低
い。これはＮｆｆ１に対しＴ１の添加量が少ないＧ鋼で
は、Ｂが過剰ＮとむすびつきＢＮを形成するため、粒界
に偏析する固溶Ｂ量が減少し、粒界からのフェライト析
出を抑制するＢの効果が不十分となる。そのため粒界か
らフェライトが析出し、鋳片が不均一な組織となるため
と考えられる。また、Ｂを添加していないＪ鋼もＧ鋼と
同様な理由から、鋳片の組織が不均一となるためと考え
られる。

（発明の効果） 以上述べたように、本発明によれば、薄鋳帯に鋳造して
も冷延・焼鈍後の組織は均一なものとなり、成形加工時
に発生する肌荒れを防止できると同時に、延性を確保す
ることができる。つまり、熱延工程を省略した工程にお
いて、従来工程での材質と同等以上の冷延鋼板を製造す
ることが可能となり、従来工程に比べて大幅なコストダ
ウンが図れる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０２〜０．２０ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以
   下、Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、Ｓ：０．００１〜０
   ．０２ｗｔ％、Ｔｉ：〔Ｎ〕×４８／１４〜０．０５ｗ
   ｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００５ｗｔ％、Ｎ：０．
   ０１ｗｔ％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元
   素からなる溶鋼を、連続鋳造にて板厚１０ｍｍ以下の薄
   鋳帯とし、凝固からオーステナイト域までを平均冷却速
   度：３０℃／ｓ以下で、さらにオーステナイト域からフ
   ェライト変態域までを平均冷却速度：３０℃／ｓ以上で
   冷却した後、通常の方法で冷間圧延を施し、連続焼鈍さ
   らに調質圧延を行なうことを特徴とする延性の優れた冷
   延鋼板の製造方法。