JPS58217638A - 耐時効性と延性の良好な、冷延鋼板製造方法 - 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】 この発明は、耐時効性と延性の良好な、冷延鋼板製造法
に関し、とくにかかる性能を、連続焼鈍処理によって有
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ってかわりつつある。

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Ｏを無害な形すなわちＦｅ５０　（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０による耐時効性の向上を図っている。

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１８１図、第８図に示す。第３図は再結晶焼鈍後に
１０〜ｂ 〜４００℃で数分の過時効処理を行なう例であり、また
第８図は再結晶焼鈍後、室温近くまで水冷（（約２００
０℃／　ｓｅｏ　）　Ｌ、再加熱して８５０〜４５０℃
で数分の過時効処理を行なう場合である＠第８図のヒー
トサイクルでは、過時効処理前の冷却が１０〜８０℃／
　ｓｅｏのように遅いため固溶０の過飽和度が小さく　
Ｆｅ５０の析出核が出来にくく後に続く過時効処理中に
Ｆｅ３０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５　ｍｉｎ以上）をとれば、
固溶Ｏが減少し、また析出したＦｅ３０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６分以下に
すると、過時効処理を行っても固溶０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０次に第８図に示した如く８５０〜４５０℃で過
時効処理を行なう前に室温近くまで水冷（冷却速度約り
０００℃／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０の充分な過飽和度が得られ急
速冷却終了時に多数のＦｅ３０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呂核に固溶０が拡散
し短時間でＦｅ５０の析出は完了する。この処理ではＦ
ｅ５０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１〜８分程麿）の過時効処理で
よいというメリットを持っている。しかしながら析出し
たＦｅ５０はへ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！１図、第８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って
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槌々の改良法が考案されているが
、未だ光分な性能を安定に得ることはできなかった。

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、１重々の実験を行った結果、
連続焼鈍処理過程の急速冷却終了時に、結晶粒内のＦｅ
５０を適当な距離間隔で析出させることにより、Ｆｅ１
３０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Ｆｅ５０
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Ｏ＋　０．００８〜０．０４重量嗟（以下単
に優で示す）　Ｍｎ　＋　０．１０〜０．８０１を、Ｎ
　ｊ　Ｏ，００８９４以下において少なくとも０．０１
０　ｎのＡノとともに含有する組成になる熱間圧延鋼帯
を、６５０℃以上の、巻取お温度で巻取ったのちに常法
による酸洗、冷間圧延を経て連続焼鈍するに際して７５
０〜９００℃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７．６〜８．８に調節する温
度域に加熱し６４０〜７１０℃の範囲の過時効前冷却開
始温度に至るまで８０秒以上で徐冷することと、引続く
急速冷却、過時効冷却各工程を、８２０〜４４０℃の温
度範囲で６０〜８１０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ＴＯＨに至る急速冷却速度
（ＶＯＲ’）と、最終冷却速度（ＶＬ　）を第１図（ａ
）　、　（ｂ）の斜線領域で示した条件下に進行させる
ことの結合をもって上記線層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。

Ｏ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０含有量
を０．００１５４以下までに減らす方法のほか、Ｔｉ　
＊　Ｎｂ＋Ｚｒ　ＩＶ等等化化物形成元素添加し、固溶
状態の０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Ｆｅ５０とし
て析出させ、固溶０を低減させる方法の８つが考えられ
る。このうち、前２者は固溶０が元来非常に少ないので
、急速冷却や過時効処理を、は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
能となる〇 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０含有量については非常に厳密な制限が必要となる。

０の下限を０．００８　優としたのはこの値未゛満−の
場合、急速冷却によって得られる過飽和の固溶０量は、
０含有量目体が少ないので非常に小さくなり、その結果
１公租度の短時間過時効ではＦｅλＯの析出が少なく耐
時効性延性が改良され得ない。０の上限を０．０４１と
したのはより過剰の０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
とって不利となる上、また０、０４　％を越える０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０の減少すなわち耐時
効性の改善に６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Ｏの範囲をｏ
、ｏｏａ　ｓから０．０４　％の範囲にすることが必要
である。

Ｉｎ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噂とし、一方０．１３０　優を越えるＭｎの
添加は０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、耐時効性にとって不利となる。従って
Ｉｎは０．１Ｏ〜Ｏ，ａＯ＊に限定する。

Ａノは熱延時に高＠（６５０℃以上）で巻取ることによ
り時効性に有害な固ｆｉＮをＡｊＮ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チ必要である
。

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ｏ、ｏｏｓｏチであるを
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　
Ｎ１２１００℃加熱ばかりでなく、１０００〜１ｊｉ−
００℃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
ムｒ３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Ｎｔ−Ａノで固定
し無害化してかつ熱延時にＯをＦｅ３０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。

表に素材の成分とともに、本発明σ）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Ｏ′ 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ごと１と、連続焼鈍で
７６０〜９００℃に加熱することとにより、結晶粒径は
粒度番号で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光分でな
いため、その後の急速冷却により固溶０の光分な過飽和
度が得られず過時効処理による結晶粒内へのＦｅ５０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（オレンジビー
ル）が発生し、製品として好ましくない。この再結晶温
度域に一１０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、１６０〜９００℃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、８０秒以上で徐
冷するのは、８０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ｒ（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０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っても
充分な過飽和度が得られず、過時効処理によっても固溶
０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ｌ相をＡｒ１　ｇ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６４
０〜７２０℃にすることにより、急速冷却開始時のα（
フェライト）相中の固溶０を最も高いレベルとしく推定
固溶０量；０．０θ８〜θ、ＱＢ鴫）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Ｏを残し、これにより過時効中にＦｅ３０の核が結
晶粒内に形成し、ざらにＦｅ５０が成長する。

材質に大きな影響を及ぼすＦｅ３０の析出状態と固溶Ｏ
量は、急速冷却終了時の固溶０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Ｆｅ３０の核に向って過飽和の固溶０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
に残った固溶Ｏ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変えて、
その効果を調べた。

（実験１） 供試材は、鋼ム（Ｑ　＋　０．０１１０１、Ｍｎ　＋　
０．１８９Ｇ、Ｐ　：　０．０１８優、Ｓ　＋　０．０
１０係、Ａｚ：ｏ、ｏａａ　ｉ　Ｎ　＋０．００４１　
優）及び鋼Ｂ　（，０：　０．０５８１！、、Ｍｎ　；
　ｏ、ｇ’ｙ・優、Ｐ　：　０．０１１優、Ｓ　＋　０
．００９優、Ａｌｊ　０．０８５優、Ｎ　Ｉ　０．００
８９１　）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℃の炉中に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った
。

酸洗、冷延後、鋼Ａについて第４図第６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った０
急速冷却は６６０℃を開始点として過時効温度までＶＯ
Ｒ：　１０〜ｂ 却する場合、また室温まで水冷（冷却速度約り０００℃
／秒）した後、再加熱する場合のそれぞれについて、８
００℃〜５００℃の過時効温度（ＴＯＲ）に１８０秒保
持し、その後室温までδ℃／秒で徐冷した。なお、この
実験における鋼Ａの粒度番号は８．８であった。

また鋼Ｂについても同様に、過時効温度をとくに８５０
℃としこの過時効処理前の冷却速度を１０〜ｂ を行った〇 上記の連続焼鈍相当の熱処理を行った供試材に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人工、延性の尺度
として全伸びを調べた。第６図（〜ｌω）にその結果を
示す。０内に示したのが鋼Ｂの結果であり、その他は鋼
ムの結果である。この発明に従う鋼Ａを用い、かつ急速
冷却条件として８０〜ｂ 度条件が図中に示した図形領域内にある時、ＡＩ＝４．
５ψ−以下、全伸び：４６チ以上が得られ、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０が高いために、連続焼鈍時の結晶粒成長が劣り
Ｊ（粒度番号９．２）急冷、過時効処理によるＦｅ５０
の析出と固溶０の減少が充分進まず、ＡＨ１全伸びが劣
ることになったものと推定される。

！ｉｌＡで急速冷却速度が極端に速い（水冷工約ｇｏｏ
ｏ℃／秒）場合急冷による固溶０の過飽和度が充分に得
られ、Ｆｅ５０が微細に析出するので、ＡＩは低いレベ
ルにあり良好であるがＦｅ５０が微細に析出しすぎるた
めＥｊは逆に劣化する。また冷却速度が極端に遅い（８
０℃／秒未満）の場合、急速冷却終了時の固溶０の過飽
度が小さいため過時効中にＦｅ５０の析出が起りに＜＜
、また起ったとしても粗に析出するので、結果的に固溶
０が多く残り、Ａｉは高くまたＥｊも劣る。

これに対し、急速冷却速度が８０〜ｂ で力）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（ＡＩ、全伸び）が最もす
ぐれる。なお、鋼ムの結晶粒度番号は７．９であり、Ａ
Ｉ、Ｅｊとも適正な場合の結晶粒内のＥｅ３Ｑの平均距
離は１．１〜１．６μであった。

なお急速冷却速度が８０〜ｂ 域の場合、急速冷却終了時の固溶０の過飽和度がやや小
さいため、Ｆｅ５０の析出核の密度が粗く、固溶０の減
少と、それに伴うｙｅ３ｏの成長のためには、過時効温
度として、第６図ａ　ｓ　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〜
ＷＯＯ℃／秒の場合、急速冷却終了時の固溶０の過飽和
度が高く、Ｆｅ３０の析出核會度が大きいので、ａ５０
’ｃ前後の低温度で、固溶Ｏの減少とそれに伴うＦｅ５
０の成長が起る。一方該急速冷却速度（７０〜ｂ 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、ＡＩ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８００℃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０量が高く室温まで徐冷しても固溶０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ったものと推
定されるＯ 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一過時効開始温
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、２１Ｏ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ッ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連を調べるため以
下の実験を行った。

（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って８０゜６０．１００．および
８ｏｏ℃／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８
０℃／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図にまとめてプロットした。

急速冷却速度、過時効温度を適切に設定しても、過時効
温度と最終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
２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Ｏ％ＭｎｔｔＢ）１４節し
たムノキルド鋼を用いて、連続焼鈍の際に７５０〜９０
０℃の温度に加熱し、ひいては結晶粒度番号を７．６〜
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（１１）　
、　（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（冷却速変８０〜８０℃／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８０〜ｂ 板面に吹付けて冷却する方法（冷却速度５０〜ｂ 実施例１ 表１に示した成分の異なる４ａｌの鋼を転炉で溶製した
。

これらの鋼は連続鋳造により板厚２ｏｏｓｍのスラブと
した。なおこれらの鋼は転炉出鋼時の吹止め０値が光分
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０値が高い場合脱ガスを施してＯ量を関節し
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２．８１１ｓに
圧延し６８０〜７２０℃で巻取った。次に、酸洗後冷間
圧延により０．８１１８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０加熱速度約１５℃／
秒で７１０〜９２０℃まで加熱し、８０秒保持後６６０
℃まで５０秒で徐冷した。

６６０℃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６０秒から８１０秒間にわたり保持して
その後約り℃／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優のスキンパスを施し材質を調べた０なお
冷却速度８０℃／秒未満は実ラインの強制ガスジェット
冷却法によりまた８０℃／秒以上及び水冷（ｇｏｏｏ℃
／秒）は、実験用の連続焼鈍用ラインで焼鈍した。表８
に結果を示す。

第　　３　　表 成分、焼鈍温度がこの発明の限定範囲を外れる調香の鋼
は表８に示す如く結晶粒度番号が本発明範囲外にある。

但し調香８の鋼は、結晶粒度番号は７．６とこの発明の
範囲に入るが、０が０．００７１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１度と、過時効温度、最終冷却速度との適
切な組合せによって耐時効性、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ＬｉＡ図、第８図は従来の連続焼鈍におけるヒ−トサ
イクルの例を示す縞図、 第４図、第す図は実験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、ＡＩ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ＡＩ、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〇 特許出願人　　川崎製鉄株式会社 第１図（ａン 、Ｍ８４効遇贋Ｔ、祠で） 第１図（ｂ） 姐吟幼シ２度−２（’Ｃう 第２図 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｌ　０１０．００８〜０．０４重量憾、Ｍｎ　＋　０．
   １０〜０．８０重量−を、Ｎ　；　０．００８重量−以
   下において少くとも０．０１０重量−のＡｊとともに含
   有する組成になゐ熱間圧延鋼帯を、その熱間圧延終了後
   ６６０℃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
   、６４０〜７１１０℃の範囲の温度に至るまで８０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
   、８８０°〜４４０°０の範囲の温度で６０〜８１０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８８０〜４４０℃の範囲から選んだ過時効処理温度
   （ＴＯＲ）に厄じて、前処理段階における後段急冷過程
   の急速冷却速度（ＶＯＲ）と−最終冷却段階におけ・る
   冷却速度（ＶＬ）とについて、第１図（〜、（ｂ）の斜
   線領域で示した条件下に進行させる 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、ｌ記載の方法。