JP2002539330A - ホットストリップの製造方法 - Google Patents
ホットストリップの製造方法Info
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- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
- C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
- C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
Abstract
(57)【要約】
本発明は、高い塑性を備え強度が向上した熱間圧延鋼板の製造方法に関する。そのために、連続鋳造スラブ、特に、連続鋳造後に再加熱したスラブもしくは連続鋳造したままのスラブ、または連続鋳造による薄スラブもしくは連続鋳造ストリップを出発材料とするホットストリップ（Ｗ）を用いる。用いる鋼は重量％でＣ：０.００１〜１.０５％、Ｓｉ：１.５％以下、Ｍｎ：０.０５〜３.５％、Ａｌ：２.５％以下、任意の添加成分：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂ、Ｐ、Ｃｒ、Ｃａおよび／またはＳ、残部Ｆｅおよび通常の随伴元素を含有する。ストリップを連続圧延および連続冷却により仕上る。冷却は連続する少なくとも２段階（ｔＣＫ、ｔＬＫ）から成る加速冷却により最終温度にまで冷却するものであり、加速冷却の第一冷却段階ｔＣＫは仕上圧延の最終圧下から３秒以内に開始し、ホットストリップを１５０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
Description
【０００１】 本発明は、仕上圧延後に複数段階の冷却処理を行うことによりホットストリッ
プ（熱間圧延鋼板）を製造する方法に関する。
プ（熱間圧延鋼板）を製造する方法に関する。
【０００２】 通常複数パスから成る仕上圧延の後の冷却は、ストリップの材料特性にとって
非常に重要である。特に、適切な冷却を施すことにより、ミクロ組織自体と共に
、このミクロ組織を構成する個々の組織相にも、影響を及ぼすことができる。そ
して、冷却処理によって、例えば、ホットストリップの強度、靭性、硬さに影響
を及ぼすことができる。
非常に重要である。特に、適切な冷却を施すことにより、ミクロ組織自体と共に
、このミクロ組織を構成する個々の組織相にも、影響を及ぼすことができる。そ
して、冷却処理によって、例えば、ホットストリップの強度、靭性、硬さに影響
を及ぼすことができる。
【０００３】 文献「特殊用途の熱間圧延コイル（Hot rolled coils for special applicati
ons）A. De Vito et al., BTF-special issue 1986, pages 137-141」に、ホッ
トストリップの製造に及ぼす冷却の影響について実例を示した種々の研究結果が
記載されている。これらの研究によると、例えば２相ホットストリップ（ＤＰホ
ットストリップ）を製造する際に、仕上圧延後に３段階の冷却処理を施すと有利
である。３段階のうち第一段階と第３段階では、間隔を空けて配列されている従
来の並列型の冷却区間をストリップを通過させる際に、ストリップ進行方向に沿
って多数の水カーテンが配列されるように冷却媒体をストリップに吹き付ける。
この方法で第一段階で得られる冷却速度は７０℃／秒程度である。第３段階で得
られる冷却速度は第一段階より遅い。
ons）A. De Vito et al., BTF-special issue 1986, pages 137-141」に、ホッ
トストリップの製造に及ぼす冷却の影響について実例を示した種々の研究結果が
記載されている。これらの研究によると、例えば２相ホットストリップ（ＤＰホ
ットストリップ）を製造する際に、仕上圧延後に３段階の冷却処理を施すと有利
である。３段階のうち第一段階と第３段階では、間隔を空けて配列されている従
来の並列型の冷却区間をストリップを通過させる際に、ストリップ進行方向に沿
って多数の水カーテンが配列されるように冷却媒体をストリップに吹き付ける。
この方法で第一段階で得られる冷却速度は７０℃／秒程度である。第３段階で得
られる冷却速度は第一段階より遅い。
【０００４】 並列型の冷却区間の間で行う中間段階では、従来公知の方法では、大気中放冷
によって冷却を行い、それによって得られる冷却速度は第３段階よりも遥かに遅
い。
によって冷却を行い、それによって得られる冷却速度は第３段階よりも遥かに遅
い。
【０００５】 上記従来の方法を用いると、モリブデンを含有しないＤＰホットストリップを
製造することが可能であり、このＤＰ鋼は明瞭に識別できるマルテンサイト相と
フェライト相から成るミクロ組織を有する。このホットストリップ鋼は強度およ
び靭性が高い。
製造することが可能であり、このＤＰ鋼は明瞭に識別できるマルテンサイト相と
フェライト相から成るミクロ組織を有する。このホットストリップ鋼は強度およ
び靭性が高い。
【０００６】 しかし、それに伴って不可避的に延性が低下する。更に、上記従来方法で得ら
れる改良はホットストリップの所要特性、特に硬さ特性、を満たすには不十分で
あることが分かってきた。
れる改良はホットストリップの所要特性、特に硬さ特性、を満たすには不十分で
あることが分かってきた。
【０００７】 そこで本発明は、成形性に優れかつ強度の向上したホットストリップを製造す
ることを目的とする。
ることを目的とする。
【０００８】 上記の目的は、本発明によれば、ホットストリップ、特に、連続鋳造後に再加
熱したスラブもしくは連続鋳造したままのスラブから、または連続鋳造による薄
スラブもしくは鋳造ストリップから、ホットストリップを製造する方法であって
、 該ホットストリップは質量％で下記組成の鋼： Ｃ：０.００１〜１.０５％、 Ｓｉ：１.５％以下、 Ｍｎ：０.０５〜３.５％、 Ａｌ：２.５％以下、 必要に応じて含有されるＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂ
、Ｐ、Ｃｒおよび／またはＳ、および 残部：Ｆｅおよび通常の随伴元素、 から成り、 下記の工程： 該ホットストリップを連続仕上圧延する工程、および 連続した少なくとも２つの加速冷却段階により該ホットストリップを最終温
度にまで連続冷却する工程、 を含み、 上記加速冷却の第一段階を上記仕上圧延の最終パス後３秒後以内に開始し、 上記加速冷却の第一段階において、上記ホットストリップを１５０℃／秒以
上の冷却速度で冷却する、 ことを特徴とするホットストリップの製造方法によって達成される。
熱したスラブもしくは連続鋳造したままのスラブから、または連続鋳造による薄
スラブもしくは鋳造ストリップから、ホットストリップを製造する方法であって
、 該ホットストリップは質量％で下記組成の鋼： Ｃ：０.００１〜１.０５％、 Ｓｉ：１.５％以下、 Ｍｎ：０.０５〜３.５％、 Ａｌ：２.５％以下、 必要に応じて含有されるＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂ
、Ｐ、Ｃｒおよび／またはＳ、および 残部：Ｆｅおよび通常の随伴元素、 から成り、 下記の工程： 該ホットストリップを連続仕上圧延する工程、および 連続した少なくとも２つの加速冷却段階により該ホットストリップを最終温
度にまで連続冷却する工程、 を含み、 上記加速冷却の第一段階を上記仕上圧延の最終パス後３秒後以内に開始し、 上記加速冷却の第一段階において、上記ホットストリップを１５０℃／秒以
上の冷却速度で冷却する、 ことを特徴とするホットストリップの製造方法によって達成される。
【０００９】 本発明においては、ホットストリップの冷却は連続した２段階以上で行う。冷
却の第一段階では、ホットストリップを従来よりかなり高速で冷却する。このよ
うに第一段階で高密度冷却(compact cooling)することによって、γ領域で熱間
圧延されたホットストリップのγ／α変態が低温まで抑制される。引き続き加速
冷却の第二段階では、ストリップを所望の最終温度にまで冷却する。この冷却段
階では、ホットストリップのミクロ組織中で硬さを上昇させる第２相、例えばマ
ルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトが消失する。（もちろん、加速
冷却の第二段階の終点で到達する温度を、所望の処理結果に応じて必要な巻き取
り温度とすることができる。） 必要な材料特性に応じて、ホットストリップの製造に用いる鋼は任意の添加元
素を更に含有できる。そのような元素が存在する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの含有
量（質量％）は０.８％以下とし、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂの含有量は０.
５％以下とし、Ｐの含有量は０.０９％以下とし、Ｃｒの含有量は１.５％以下と
し、Ｓの含有量は０.０２％以下とする。
却の第一段階では、ホットストリップを従来よりかなり高速で冷却する。このよ
うに第一段階で高密度冷却(compact cooling)することによって、γ領域で熱間
圧延されたホットストリップのγ／α変態が低温まで抑制される。引き続き加速
冷却の第二段階では、ストリップを所望の最終温度にまで冷却する。この冷却段
階では、ホットストリップのミクロ組織中で硬さを上昇させる第２相、例えばマ
ルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトが消失する。（もちろん、加速
冷却の第二段階の終点で到達する温度を、所望の処理結果に応じて必要な巻き取
り温度とすることができる。） 必要な材料特性に応じて、ホットストリップの製造に用いる鋼は任意の添加元
素を更に含有できる。そのような元素が存在する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの含有
量（質量％）は０.８％以下とし、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂの含有量は０.
５％以下とし、Ｐの含有量は０.０９％以下とし、Ｃｒの含有量は１.５％以下と
し、Ｓの含有量は０.０２％以下とする。
【００１０】 実験の結果、特に０.００５〜０.４質量％のＳｉを含有する上記のような鋼種
は、本発明の方法を適用するのに適していることが分かった。
は、本発明の方法を適用するのに適していることが分かった。
【００１１】 本発明の方法は、低炭素量の鋼を用いてホットストリップを製造するのに適し
ている。そのための本発明の一態様は、鋼が質量％で０.０７％以下のＣ、０.２
％以下のＳｉ、０.６％以下のＭｎおよび０.０８％以下のＡｌを含有し、仕上圧
延においてホットストリップをオーステナイト領域で圧延し、加速冷却の第一段
階においてホットストリップを８５０℃より高温から冷却開始して６８０〜７５
０℃の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階においてホットストリップを６０
０℃より低温にまで冷却し、引き続いてホットストリップを巻き取ることを特徴
とする。
ている。そのための本発明の一態様は、鋼が質量％で０.０７％以下のＣ、０.２
％以下のＳｉ、０.６％以下のＭｎおよび０.０８％以下のＡｌを含有し、仕上圧
延においてホットストリップをオーステナイト領域で圧延し、加速冷却の第一段
階においてホットストリップを８５０℃より高温から冷却開始して６８０〜７５
０℃の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階においてホットストリップを６０
０℃より低温にまで冷却し、引き続いてホットストリップを巻き取ることを特徴
とする。
【００１２】 本発明の方法はまた、ＤＰホットストリップ鋼の製造にも適している。そのた
めの本発明の一態様は、鋼が質量％で０.０４〜０.０９％のＣ、０.２％以下の
Ｓｉ、０.５〜２.０％のＭｎ、０.０２〜０.０９％のＰおよび０.９％以下のＣ
ｒを含有し、仕上圧延後のホットストリップを加速冷却の第一段階において８０
０℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃の温度にまで冷却し、加速冷却
の第二段階においてホットストリップを５００℃より低温にまで冷却し、引き続
きホットストリップを巻き取ることを特徴とする。
めの本発明の一態様は、鋼が質量％で０.０４〜０.０９％のＣ、０.２％以下の
Ｓｉ、０.５〜２.０％のＭｎ、０.０２〜０.０９％のＰおよび０.９％以下のＣ
ｒを含有し、仕上圧延後のホットストリップを加速冷却の第一段階において８０
０℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃の温度にまで冷却し、加速冷却
の第二段階においてホットストリップを５００℃より低温にまで冷却し、引き続
きホットストリップを巻き取ることを特徴とする。
【００１３】 炭素含有量の高い場合にも、本発明の方法によれば材料特性を向上させること
ができる。そのための本発明の一態様においては、ホットストリップの製造に用
いる鋼が質量％で０.２５〜１.０５％のＣ、０.２５％以下のＳｉおよび０.６％
以下のＭｎを含み、仕上圧延後の加速冷却の第一段階において８００℃より高温
から冷却開始して５３０〜６２０℃の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階に
おいて鋼を５００℃より低温にまで冷却し、引き続き巻き取る。このようにして
製造されるホットストリップも、従来法によるストリップに比べて硬さおよび成
形性が向上している。
ができる。そのための本発明の一態様においては、ホットストリップの製造に用
いる鋼が質量％で０.２５〜１.０５％のＣ、０.２５％以下のＳｉおよび０.６％
以下のＭｎを含み、仕上圧延後の加速冷却の第一段階において８００℃より高温
から冷却開始して５３０〜６２０℃の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階に
おいて鋼を５００℃より低温にまで冷却し、引き続き巻き取る。このようにして
製造されるホットストリップも、従来法によるストリップに比べて硬さおよび成
形性が向上している。
【００１４】 質量％で０.１２〜０.３％のＣ、１.２〜３.５％のＭｎおよび１.１〜２.２％
のＡｌを含有するＴＲＩＰホットストリップの場合は、本発明によれば、仕上圧
延後の加速冷却の第一段階においてＡｒ３温度とＡｒ３温度＋１５０℃との間の
温度で冷却開始してＡｒ３温度より５０℃以内の範囲で低い温度にまで冷却し、
第二段階において３５０〜５５０℃に冷却し、引き続き巻き取ることにより、成
形性を同じ高レベルに維持しつつ強度を向上させることができる。
のＡｌを含有するＴＲＩＰホットストリップの場合は、本発明によれば、仕上圧
延後の加速冷却の第一段階においてＡｒ３温度とＡｒ３温度＋１５０℃との間の
温度で冷却開始してＡｒ３温度より５０℃以内の範囲で低い温度にまで冷却し、
第二段階において３５０〜５５０℃に冷却し、引き続き巻き取ることにより、成
形性を同じ高レベルに維持しつつ強度を向上させることができる。
【００１５】 本発明の更に望ましい態様は、鋼が質量％で０.０４〜０.０９％のＣ、０.５
〜１.５％のＳｉ、０.５〜２.０％のＭｎ、０.４〜２.５％のＡｌ、０.０９％以
下のＰおよび０.９％以下のＣｒを含有し、仕上圧延後のホットストリップを加
速冷却の第一段階において８００℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃
の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階においてホットストリップを５００℃
より低温にまで冷却し、引き続きホットストリップを巻き取ることを特徴とする
。このホットストリップはＤＰ特性およびＴＲＩＰ特性を有する。
〜１.５％のＳｉ、０.５〜２.０％のＭｎ、０.４〜２.５％のＡｌ、０.０９％以
下のＰおよび０.９％以下のＣｒを含有し、仕上圧延後のホットストリップを加
速冷却の第一段階において８００℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃
の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階においてホットストリップを５００℃
より低温にまで冷却し、引き続きホットストリップを巻き取ることを特徴とする
。このホットストリップはＤＰ特性およびＴＲＩＰ特性を有する。
【００１６】 フェライト相が多く、それにより良好な成形性を持つ構造用鋼を製造できる方
法は、鋼が質量％で０.０７〜０.２２％のＣ、０.１〜０.４５％のＳｉおよび０
.２〜１.５％のＭｎを含有し、仕上圧延後のホットストリップを加速冷却の第一
段階において８００℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃の温度にまで
冷却し、加速冷却の第二段階においてホットストリップを５００℃より低温にま
で冷却し、引き続きホットストリップを巻き取る。同じ鋼組成で上記のストリッ
プよりも硬さを向上させたホットストリップが得られる方法は、仕上圧延後のホ
ットストリップを加速冷却の第一段階において８００℃より高温から冷却開始し
て５８０〜６５０℃の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階においてホットス
トリップを５００℃より低温にまで冷却し、引き続きホットストリップを巻き取
る。このようにして冷却したホットストリップはフェライト量が低下し、ベイナ
イトおよびマルテンサイトの量が上昇する。
法は、鋼が質量％で０.０７〜０.２２％のＣ、０.１〜０.４５％のＳｉおよび０
.２〜１.５％のＭｎを含有し、仕上圧延後のホットストリップを加速冷却の第一
段階において８００℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃の温度にまで
冷却し、加速冷却の第二段階においてホットストリップを５００℃より低温にま
で冷却し、引き続きホットストリップを巻き取る。同じ鋼組成で上記のストリッ
プよりも硬さを向上させたホットストリップが得られる方法は、仕上圧延後のホ
ットストリップを加速冷却の第一段階において８００℃より高温から冷却開始し
て５８０〜６５０℃の温度にまで冷却し、加速冷却の第二段階においてホットス
トリップを５００℃より低温にまで冷却し、引き続きホットストリップを巻き取
る。このようにして冷却したホットストリップはフェライト量が低下し、ベイナ
イトおよびマルテンサイトの量が上昇する。
【００１７】 本発明の望ましい態様によれば、加速冷却の第一段階と第二段階との間で、大
気中放冷による中間冷却段階をホットストリップに施す。この中間冷却段階は１
秒以上継続させる。高密度冷却（高度の加速冷却）の第一段階に続くこの中間冷
却段階においては、大気中放冷によってオーステナイトからフェライトへの変態
が従来技術よりも速くかつ多量に生ずる。同時に、非常に明瞭な結晶粒微細化効
果が観察される。
気中放冷による中間冷却段階をホットストリップに施す。この中間冷却段階は１
秒以上継続させる。高密度冷却（高度の加速冷却）の第一段階に続くこの中間冷
却段階においては、大気中放冷によってオーステナイトからフェライトへの変態
が従来技術よりも速くかつ多量に生ずる。同時に、非常に明瞭な結晶粒微細化効
果が観察される。
【００１８】 驚くべきことに、本発明の方法によると、間に中断を挟んだ並列型の２つの冷
却区間を用いる従来の方法で製造した同じ組成のホットストリップに比べて、大
気中放冷を用いた結果、硬さが向上しかつ緻密なミクロ組織を持ったホットスト
リップを製造することができる。同時に、本発明の方法により製造したホットス
トリップは、高い強度を持つと共に、公知の方法により製造したストリップとは
異なって、成形性も良好である。
却区間を用いる従来の方法で製造した同じ組成のホットストリップに比べて、大
気中放冷を用いた結果、硬さが向上しかつ緻密なミクロ組織を持ったホットスト
リップを製造することができる。同時に、本発明の方法により製造したホットス
トリップは、高い強度を持つと共に、公知の方法により製造したストリップとは
異なって、成形性も良好である。
【００１９】 低温になるまでγ／α変態を確実に抑制するには、仕上圧延の最終パスの直後
に高密度冷却の段階を可能な限り高い冷却速度で行う。そのために本発明の望ま
しい態様によれば、仕上圧延後２秒以内に第一冷却段階を開始し、冷却速度を２
５０℃／秒以上とする。
に高密度冷却の段階を可能な限り高い冷却速度で行う。そのために本発明の望ま
しい態様によれば、仕上圧延後２秒以内に第一冷却段階を開始し、冷却速度を２
５０℃／秒以上とする。
【００２０】 本発明の更に望ましい態様として、特に成形性が優れたホットストリップの製
造方法は、仕上圧延の少なくとも１パスをＡｒ３温度＋８０℃より低温のオース
テナイト領域で行い、仕上圧延の総圧下量を３０％より大とする。
造方法は、仕上圧延の少なくとも１パスをＡｒ３温度＋８０℃より低温のオース
テナイト領域で行い、仕上圧延の総圧下量を３０％より大とする。
【００２１】 ホットストリップの製造に用いる鋼の性質および組成に応じて、薄スラブとし
て圧延機にかける場合には、溶湯の時点でＣａまたはＣａ含有合金で処理されて
いることが有利である。
て圧延機にかける場合には、溶湯の時点でＣａまたはＣａ含有合金で処理されて
いることが有利である。
【００２２】 所望の加工結果に応じて、ホットストリップを冷却の第二段階において３０℃
／秒以上の冷却速度で冷却することが望ましい。
／秒以上の冷却速度で冷却することが望ましい。
【００２３】 以下に、一実施形態を示す添付図面を参照して本発明をより詳細に説明する。
【００２４】 ホットストリップＷを製造するためのライン１は、一連のスタンドに複数の仕
上スタンドを備えており、仕上スタンドのうち最終スタンド２のみが図示してあ
る。この仕上圧延ラインでホットストリップＷは所望の最終厚さにまで圧延され
る。
上スタンドを備えており、仕上スタンドのうち最終スタンド２のみが図示してあ
る。この仕上圧延ラインでホットストリップＷは所望の最終厚さにまで圧延され
る。
【００２５】 最終仕上スタンド２の少し後方に高密度冷却装置３が配置してある。高密度冷
却装置３のノズル（図示せず）から冷却媒体、望ましくは水、がホットストリッ
プＷの上面および下面に高圧で吹き付けられる。高密度冷却装置３内での冷却媒
体流量の調節によって１５０℃／秒〜１０００℃／秒の冷却速度が得られるよう
になっている。
却装置３のノズル（図示せず）から冷却媒体、望ましくは水、がホットストリッ
プＷの上面および下面に高圧で吹き付けられる。高密度冷却装置３内での冷却媒
体流量の調節によって１５０℃／秒〜１０００℃／秒の冷却速度が得られるよう
になっている。
【００２６】 ホットストリップＷの進行方向Ｆに沿って、高密度冷却装置３から距離を置い
て、第２冷却装置４が配置してある。冷却装置４は従来の並列型の冷却装置と同
様に作動し、進行方向Ｆに沿って列状に配列された複数のノズル（図示せず）か
ら冷却媒体を扇状にホットストリップＷに吹き付ける。作動するノズルの個数お
よび並列型冷却装置４の領域内での冷却媒体供給量は、並列型冷却装置４の領域
内で３０〜１５０℃／秒の冷却速度がえらるように調節できるようになっている
。
て、第２冷却装置４が配置してある。冷却装置４は従来の並列型の冷却装置と同
様に作動し、進行方向Ｆに沿って列状に配列された複数のノズル（図示せず）か
ら冷却媒体を扇状にホットストリップＷに吹き付ける。作動するノズルの個数お
よび並列型冷却装置４の領域内での冷却媒体供給量は、並列型冷却装置４の領域
内で３０〜１５０℃／秒の冷却速度がえらるように調節できるようになっている
。
【００２７】 ストリップ進行方向Ｆに沿って並列型冷却装置４の後方に、ホットストリップ
Ｗを巻き取るための巻き取り装置５が配置してある。
Ｗを巻き取るための巻き取り装置５が配置してある。
【００２８】 例えば多相鋼から製造されたホットストリップＷを、仕上圧延ラインにおいて
オーステナイト領域内のみで且つ３０％より大きい総圧下率で圧延する。必要な
ら、圧延中にホットストリップＷに加工熱処理を行う。
オーステナイト領域内のみで且つ３０％より大きい総圧下率で圧延する。必要な
ら、圧延中にホットストリップＷに加工熱処理を行う。
【００２９】 仕上圧延ラインの最終スタンド２から出たホットストリップＷは、２秒以内の
移行段階ｔＺを経て高密度冷却装置３に到達する。高密度冷却装置３にホットス
トリップＷが入ると、第一冷却段階ｔＣＫが開始して高密度冷却により入側温度
ＥＴＣＫから出側温度ＡＴＣＫまで冷却される。これにより得られる冷却速度は
２５０〜１０００℃／秒である。仕上圧延ラインから出て短時間のうちに高密度
冷却装置３によって高速冷却することにより、ホットストリップ鋼のγ／α変態
が抑制される。
移行段階ｔＺを経て高密度冷却装置３に到達する。高密度冷却装置３にホットス
トリップＷが入ると、第一冷却段階ｔＣＫが開始して高密度冷却により入側温度
ＥＴＣＫから出側温度ＡＴＣＫまで冷却される。これにより得られる冷却速度は
２５０〜１０００℃／秒である。仕上圧延ラインから出て短時間のうちに高密度
冷却装置３によって高速冷却することにより、ホットストリップ鋼のγ／α変態
が抑制される。
【００３０】 次いで、ホットストリップＷは開放区間に入り、この中間冷却段階ｔＰＡＵＳ Ｅ では大気中放冷により冷却される。この冷却段階ｔＰＡＵＳＥは１秒以上継続
する。この時間内にホットストリップ鋼の変態が部分的に生ずる。
する。この時間内にホットストリップ鋼の変態が部分的に生ずる。
【００３１】 次いで、ホットストリップＷは並列型冷却装置４に到達し、第二冷却段階ｔＬ Ｋ が開始して入側温度ＥＴＬＫから出側温度ＥＴＬＫまで冷却される。ここでの
冷却速度は３０〜１５０℃／秒である。鋼の化学組成および用いる冷却速度に応
じて、第２相としてベイナイト、マルテンサイト、または残留オーステナイトが
形成され、それによってホットストリップＷの特性が影響を受ける。ホットスト
リップＷの析出状態もこのようにして制御される。
冷却速度は３０〜１５０℃／秒である。鋼の化学組成および用いる冷却速度に応
じて、第２相としてベイナイト、マルテンサイト、または残留オーステナイトが
形成され、それによってホットストリップＷの特性が影響を受ける。ホットスト
リップＷの析出状態もこのようにして制御される。
【００３２】 最後に、ホットストリップＷは巻き取り装置５に巻き取られる。
【００３３】 表１に、鋼１および鋼２を用いて製造したホットストリップのミクロ組織構成
相および硬さについて、本発明の方法による場合と、２つの並列型冷却区間とそ
の間に大気中放冷による中間冷却区間とを用いる従来の方法による場合とを比較
して示す。
相および硬さについて、本発明の方法による場合と、２つの並列型冷却区間とそ
の間に大気中放冷による中間冷却区間とを用いる従来の方法による場合とを比較
して示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】 表２に、鋼１および鋼２の組成を示す。
【００３６】
【表２】
【００３７】 図３の実線ＣＬＫは、鋼１について、本発明の方法により、先ず冷却速度２５
０℃／秒で時間ｔＣＫの高密度冷却を行った後、中間冷却段階ｔＰＡＵＳＥを行
い、次いで時間ｔＬＫの並立形式冷却を行った場合に生ずるミクロ組織変態の進
行度を示す。比較として、破線ＬＬＫは、２つの並列型冷却区間とその間に大気
中放冷による中間冷却区間とを用いる従来の方法による場合の変態の進行度を示
す。
０℃／秒で時間ｔＣＫの高密度冷却を行った後、中間冷却段階ｔＰＡＵＳＥを行
い、次いで時間ｔＬＫの並立形式冷却を行った場合に生ずるミクロ組織変態の進
行度を示す。比較として、破線ＬＬＫは、２つの並列型冷却区間とその間に大気
中放冷による中間冷却区間とを用いる従来の方法による場合の変態の進行度を示
す。
【００３８】 これから、高密度冷却を用いることにより、低温で変態する硬質相の割合が増
加することが分かる。このように、本発明の方法により、高密度冷却／空冷／並
列型冷却を行う過程では、温度４５０℃でオーステナイトの変態率ＵＡは約６０
％に過ぎない。残りのオーステナイトの変態は４００℃以下の温度域で大きく進
行し、３２０℃でようやく完了する。これに対して、従来法の並列型冷却と空冷
との組み合わせでは、並列型冷却時の４００℃で既に変態率が９０％近くまで達
しており、残りのオーステナイトの変態は３５０℃で既に完了している。
加することが分かる。このように、本発明の方法により、高密度冷却／空冷／並
列型冷却を行う過程では、温度４５０℃でオーステナイトの変態率ＵＡは約６０
％に過ぎない。残りのオーステナイトの変態は４００℃以下の温度域で大きく進
行し、３２０℃でようやく完了する。これに対して、従来法の並列型冷却と空冷
との組み合わせでは、並列型冷却時の４００℃で既に変態率が９０％近くまで達
しており、残りのオーステナイトの変態は３５０℃で既に完了している。
【００３９】 表１の測定結果は図３と良く対応している。ここで試験したホットストリップ
のいずれにおいても、本発明の方法を適用することにより、従来法の冷却を行っ
たストリップに対比して、硬いマルテンサイト相が増加する方向にミクロ組織の
変態進行度が変化している。その結果、同じ鋼組成でホットストリップの硬さが
明瞭に増加する。
のいずれにおいても、本発明の方法を適用することにより、従来法の冷却を行っ
たストリップに対比して、硬いマルテンサイト相が増加する方向にミクロ組織の
変態進行度が変化している。その結果、同じ鋼組成でホットストリップの硬さが
明瞭に増加する。
【００４０】 同時に、本発明の方法により製造したサンプルは、従来法により製造したサン
プルに比べて、結晶粒が微細化している。その結果、本発明により製造したホッ
トストリップは、硬質相が増加しているにもかかわらず、良好な成形性を持つ。
質量％でＣ：０.２％、Ａｌ：１.８％、Ｍｎ：１.６％のＴＲＩＰ鋼でも同様な
結果が得られた。この鋼を用いて、従来法で製造した場合にはフェライト結晶粒
径の中央値は６〜７μｍであった。これに対して、本発明により製造した場合に
は、上記値は３μｍ未満であった。
プルに比べて、結晶粒が微細化している。その結果、本発明により製造したホッ
トストリップは、硬質相が増加しているにもかかわらず、良好な成形性を持つ。
質量％でＣ：０.２％、Ａｌ：１.８％、Ｍｎ：１.６％のＴＲＩＰ鋼でも同様な
結果が得られた。この鋼を用いて、従来法で製造した場合にはフェライト結晶粒
径の中央値は６〜７μｍであった。これに対して、本発明により製造した場合に
は、上記値は３μｍ未満であった。
【図１】 ホットストリップの製造ラインの、冷却区間を含む最終区間の側面図。
【図２】 冷却区間内での冷却時の温度勾配を示すグラフ。
【図３】 従来法および本発明の方法における温度と、ホットストリップ製造に用いた鋼
の組織構成相の変化との関係を示すグラフ。
の組織構成相の変化との関係を示すグラフ。
Ｆ…ホットストリップの進行方向 Ｗ…ホットストリップ １…ホットストリップ製造ライン ２…仕上スタンド ３…高密度冷却装置 ４…並列型冷却装置 ５…冷却装置 ｔＺ…仕上スタンド２を出てから高密度冷却が開始するまでの移行段階 ｔＣＫ…第一冷却段階、ホットストリップＷが高密度冷却装置３を通過するのに
要する時間 ＥＴＣＫ…ホットストリップＷが高密度冷却装置３に入るときの入側温度 ＡＴＣＫ…ホットストリップＷが高密度冷却装置３から出るときの出側温度 ｔＰＡＵＳＥ…ホットストリップＷを大気中放冷により冷却する中間段階 ｔＬＫ…ホットストリップＷを並列型冷却装置４により冷却する第二冷却段階 ＥＴＬＫ…ホットストリップＷが並列型冷却装置４に入るときの入側温度 ＡＴＬＫ…ホットストリップＷが並列型冷却装置４から出るときの出側温度 ＣＬＫ…ホットストリップＷが高密度冷却から並列型冷却を経て冷却される過程
でのミクロ組織の変態進行度 ＬＬＫ…２つの並列型冷却区間を組み合わせた場合のミクロ組織の変態進行度 ＵＡ…オーステナイトの変態率
要する時間 ＥＴＣＫ…ホットストリップＷが高密度冷却装置３に入るときの入側温度 ＡＴＣＫ…ホットストリップＷが高密度冷却装置３から出るときの出側温度 ｔＰＡＵＳＥ…ホットストリップＷを大気中放冷により冷却する中間段階 ｔＬＫ…ホットストリップＷを並列型冷却装置４により冷却する第二冷却段階 ＥＴＬＫ…ホットストリップＷが並列型冷却装置４に入るときの入側温度 ＡＴＬＫ…ホットストリップＷが並列型冷却装置４から出るときの出側温度 ＣＬＫ…ホットストリップＷが高密度冷却から並列型冷却を経て冷却される過程
でのミクロ組織の変態進行度 ＬＬＫ…２つの並列型冷却区間を組み合わせた場合のミクロ組織の変態進行度 ＵＡ…オーステナイトの変態率
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ヘラー，トーマス ドイツ連邦共和国，デー−47229 デュイ スブルク，エルスターベーク ８ (72)発明者 エングル，ベルンハルト ドイツ連邦共和国，デー−44267 ドルト ムント，フフスベーク ７ (72)発明者 テセ，ピノ ドイツ連邦共和国，デー−46045 オーバ ーハウゼン，エルナシュトラーセ 23 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA06 EA07 EA08 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA34 EB02 EB06 EB07 EB08 EB09 EC01 EC02 FC03 FC04 FC05 FD01 FD02 FD03 FD04 FE01 HA02
Claims (16)
- 【請求項１】 ホットストリップ、特に、連続鋳造後に再加熱したスラブも
しくは連続鋳造したままのスラブから、または連続鋳造による薄スラブもしくは
鋳造ストリップから、ホットストリップを製造する方法であって、 該ホットストリップは質量％で下記組成の鋼： Ｃ：０.００１〜１.０５％、 Ｓｉ：１.５％以下、 Ｍｎ：０.０５〜３.５％、 Ａｌ：２.５％以下、 必要に応じて含有されるＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂ
、Ｐ、Ｃｒおよび／またはＳ、および 残部：Ｆｅおよび通常の随伴元素、 から成り、 下記の工程： 該ホットストリップ（Ｗ）を連続仕上圧延する工程、および 連続した少なくとも２つの加速冷却段階（ｔＣＫ、ｔＬＫ）により該ホット
ストリップ（Ｗ）を最終温度にまで連続冷却する工程、 を含み、 上記加速冷却の第一段階（ｔＣＫ）を上記仕上圧延の最終パス後３秒後以内
に開始し、 上記加速冷却の第一段階（ｔＣＫ）において、上記ホットストリップ（Ｗ）
を１５０℃／秒以上の冷却速度で冷却する、 ことを特徴とするホットストリップの製造方法。 - 【請求項２】 上記鋼が任意に下記成分（質量％）： Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ：０.８％以下、 Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｎ、Ｂ：０.５％以下、 Ｐ：０.０９％以下、 Ｃｒ：１.５％以下、および／または Ｓ：０.０２％以下、 を含有する、 ことを特徴とする先行する請求項のいずれか１項記載の方法。
- 【請求項３】 上記鋼が０.００５〜０.４質量％のＳｉを含有することを特
徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項４】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.０７％以下、 Ｓｉ：０.２％以下、 Ｍｎ：０.６％以下、 Ａｌ：０.０８％以下、 を含有し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記仕上圧延においてオーステナイト領域で圧
延し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔＣＫ）において８
５０℃より高温から冷却開始して６８０〜７５０℃の温度にまで冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において６
００℃より低温にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項５】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.０４〜０.０９％、 Ｓｉ：０.２％以下、 Ｍｎ：０.５〜２.０％、 Ｐ：０.０２〜０.０９％、 Ｃｒ：０.９％以下、 を含有し、 上記仕上圧延後の上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔ ＣＫ ）において８００℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃の温度にま
で冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において５
００℃より低温にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項６】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.２５〜１.０５％、 Ｓｉ：０.２５％以下、 Ｍｎ：０.６％以下、 を含有し、 上記仕上圧延後の上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔ ＣＫ ）において８００℃より高温から冷却開始して５３０〜６２０℃の温度にま
で冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において５
００℃より低温にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項７】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.１２〜０.３％、 Ｍｎ：１.２〜３.５％、 Ａｌ：１.１〜２.２％、 を含有し、 上記仕上圧延後の上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔ ＣＫ ）においてＡｒ３温度とＡｒ３温度＋１５０℃との間の温度で冷却開始して
Ａｒ３温度より５０℃以内の範囲で低い温度にまで冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において３
５０℃〜５５０℃の温度にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項８】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.０４〜０.０９％、 Ｓｉ：０.５〜１.５％、 Ｍｎ：０.５〜２.０％、 Ａｌ：０.４〜２.５％、 Ｐ：０.０９％以下、 Ｃｒ：０.９％以下、 を含有し、 上記仕上圧延後の上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔ ＣＫ ）において８００℃より高温から冷却を開始して６５０〜７３０℃の温度に
まで冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において５
００℃より低温にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項９】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.０７〜０.２２％、 Ｓｉ：０.１〜０.４５％、 Ｍｎ：０.２〜１.５％、 を含有し、 上記仕上圧延後の上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔ ＣＫ ）において８００℃より高温から冷却開始して６５０〜７３０℃の温度にま
で冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において５
００℃より低温にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項１０】 上記鋼が質量％で下記成分： Ｃ：０.０７〜０.２２％、 Ｓｉ：０.１〜０.４５％、 Ｍｎ：０.２〜１.５％、 を含有し、 上記仕上圧延後の上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第一段階（ｔ ＣＫ ）において８００℃より高温から冷却開始して５８０〜６５０℃の温度にま
で冷却し、 上記ホットストリップ（Ｗ）を上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において５
００℃より低温にまで冷却し、 引き続き上記ホットストリップ（Ｗ）を巻き取る、 ことを特徴とする請求項１または２記載の方法。 - 【請求項１１】 上記加速冷却の第一段階（ｔＣＫ）と上記加速冷却の第二
段階（ｔＬＫ）との間において上記ホットストリップ（Ｗ）が、大気中放冷によ
る中間冷却段階（ｔＰＡＵＳＥ）を通過することを特徴とする先行する請求項の
いずれか１項記載の方法。 - 【請求項１２】 上記中間冷却段階（ｔＰＡＵＳＥ）が１秒以上継続するこ
とを特徴とする請求項１１記載の方法。 - 【請求項１３】 上記加速冷却の第一段階（ｔＣＫ）が上記仕上圧延の最終
パス後２秒以内に開始し、かつ、上記加速冷却の第一段階（ｔＣＫ）における冷
却速度が２５０℃／秒以上であることを特徴とする先行する請求項のいずれか１
項記載の方法。 - 【請求項１４】 上記仕上圧延の少なくとも１パスをＡｒ３温度＋８０℃よ
り低温のオーステナイト領域で行い、かつ、上記仕上圧延の総圧下率が３０％よ
り大きいことを特徴とする先行する請求項のいずれか１項記載の方法。 - 【請求項１５】 上記鋼が溶湯の時点でＣａまたはＣａ含有合金で処理され
ていることを特徴とする先行する請求項のいずれか１項記載の方法。 - 【請求項１６】 上記加速冷却の第二段階（ｔＬＫ）において上記ホットス
トリップ（Ｗ）を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする先行す
る請求項のいずれか１項記載の方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE19911287.8 | 1999-03-13 | ||
| DE19911287A DE19911287C1 (de) | 1999-03-13 | 1999-03-13 | Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes |
| PCT/EP2000/001517 WO2000055381A1 (de) | 1999-03-13 | 2000-02-24 | Verfahren zum erzeugen eines warmbandes |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002539330A true JP2002539330A (ja) | 2002-11-19 |
Family
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000605797A Pending JP2002539330A (ja) | 1999-03-13 | 2000-02-24 | ホットストリップの製造方法 |
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|---|---|
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| EP (1) | EP1169486B1 (ja) |
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