JP2734867B2 - 成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用など良好なプ
レス成形性が要求される用途に対し、好適な薄鋼板など
の製造方法に関するものである。
レス成形性が要求される用途に対し、好適な薄鋼板など
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高いプレス成形性を有する低炭素Alキル
ドベースの薄鋼板を製造するための方策として、従来、
A3変態点以下に冷却された鋳片を再加熱し、熱間圧延す
るといったプロセスを前提として、化学成分および製造
条件の最適化が多く開示されている。然しながら、これ
らの方法はエネルギー的な無駄が多い。これに対して省
エネルギー、省プロセスの観点から、連続鋳造鋳片をA3
変態点以下に冷却することなく、直送圧延する方法とし
て特開昭５８─１００６２９などが開示されている。然
しながら、直送圧延材においては熱間圧延時に表面割れ
が生じやすく、歩留りが低下するのみならず最終製品の
表面性状を劣化させるという問題がある。
ドベースの薄鋼板を製造するための方策として、従来、
A3変態点以下に冷却された鋳片を再加熱し、熱間圧延す
るといったプロセスを前提として、化学成分および製造
条件の最適化が多く開示されている。然しながら、これ
らの方法はエネルギー的な無駄が多い。これに対して省
エネルギー、省プロセスの観点から、連続鋳造鋳片をA3
変態点以下に冷却することなく、直送圧延する方法とし
て特開昭５８─１００６２９などが開示されている。然
しながら、直送圧延材においては熱間圧延時に表面割れ
が生じやすく、歩留りが低下するのみならず最終製品の
表面性状を劣化させるという問題がある。
【０００３】そこで、特開昭５９─１８９００１、特開
平２─３７９５０、特公平２─１８９３６の如く表面の
みを内部より意図的に冷却し、表面割れ感受性を低減さ
せるといった方法が開示されている。しかし、これらは
あくまでも表面割れ対策のみに焦点が当てられており、
積極的に材質を向上させようとするものではない。
平２─３７９５０、特公平２─１８９３６の如く表面の
みを内部より意図的に冷却し、表面割れ感受性を低減さ
せるといった方法が開示されている。しかし、これらは
あくまでも表面割れ対策のみに焦点が当てられており、
積極的に材質を向上させようとするものではない。
【０００４】この表面のみを強制冷却し、復熱させる方
法を材質の向上手段として応用するものとして特開昭６
１─６７５４９、特公昭５６─２１３３０が開示されて
いる。しかし、これらの方法は箱焼鈍を前提とし、AlN
の析出制御に着目した低炭素Alキルド鋼に関するもの
で、前者はプレス成形時の肌荒れおよび壁割れ防止を目
的として、最終冷延鋼板の表層部を細粒化するために、
連続鋳造の２次冷却帯において表面温度を６００〜９０
０℃に５〜１５分間保持し、AlN を析出させる必要があ
り、逆にその再固溶を避けるために鋳造機出口までは鋳
片表面温度が９５０℃を超えないように制御することが
必須の条件とされている。
法を材質の向上手段として応用するものとして特開昭６
１─６７５４９、特公昭５６─２１３３０が開示されて
いる。しかし、これらの方法は箱焼鈍を前提とし、AlN
の析出制御に着目した低炭素Alキルド鋼に関するもの
で、前者はプレス成形時の肌荒れおよび壁割れ防止を目
的として、最終冷延鋼板の表層部を細粒化するために、
連続鋳造の２次冷却帯において表面温度を６００〜９０
０℃に５〜１５分間保持し、AlN を析出させる必要があ
り、逆にその再固溶を避けるために鋳造機出口までは鋳
片表面温度が９５０℃を超えないように制御することが
必須の条件とされている。
【０００５】然しながら、このような低温における保持
は、直送圧延のエネルギーロスを最少にするといった技
術的思想と相反するものであり、本発明のように１００
０℃以上に復熱させるものとは本質的に考え方が異な
り、実施例も全て加熱処理が前提となっている。また、
表面温度の制御だけでは、材質的に表層部と中芯部をど
のような割合でそれぞれの特性を向上させてば総合的な
特性向上が達成できるのか全く不明である。
は、直送圧延のエネルギーロスを最少にするといった技
術的思想と相反するものであり、本発明のように１００
０℃以上に復熱させるものとは本質的に考え方が異な
り、実施例も全て加熱処理が前提となっている。また、
表面温度の制御だけでは、材質的に表層部と中芯部をど
のような割合でそれぞれの特性を向上させてば総合的な
特性向上が達成できるのか全く不明である。
【０００６】後者は粗圧延開始温度が９００℃以上で且
つ表面と中心が同じであることを必要条件としており、
必ずしも復熱法を用いる必要はなく、本発明のように表
層と内部とを別々に制御しようといったものとは全く異
なっている。
つ表面と中心が同じであることを必要条件としており、
必ずしも復熱法を用いる必要はなく、本発明のように表
層と内部とを別々に制御しようといったものとは全く異
なっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】前記したように、連続
鋳造鋳片をA3変態点以下に冷却し、再加熱後圧延する方
法は省エネルギー、省プロセスの点で問題があり、直送
圧延する方法は表面割れの問題がある。この両者の欠点
を改善する方法として、連続鋳造鋳片の表面のみを強制
冷却し、鋳片のもつ顕熱を利用して復熱させる方法があ
るが、従来技術においては材質向上の観点からこの方法
を積極的かつ汎用的に利用するには至っていない。
鋳造鋳片をA3変態点以下に冷却し、再加熱後圧延する方
法は省エネルギー、省プロセスの点で問題があり、直送
圧延する方法は表面割れの問題がある。この両者の欠点
を改善する方法として、連続鋳造鋳片の表面のみを強制
冷却し、鋳片のもつ顕熱を利用して復熱させる方法があ
るが、従来技術においては材質向上の観点からこの方法
を積極的かつ汎用的に利用するには至っていない。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上述したような
従来技術における課題を総合的に解決するために検討を
かさねた結果、単なる省エネルギー、省プロセスのみな
らず、組成と連続鋳造鋳片の表層および内部の温度を別
々に定量的に制御することにより、特性として、表面性
状と伸びフランジ性を積極的に向上させた低炭素Alキル
ド鋼ベースの薄鋼板などを得ることができることを見い
だし、本発明に至ったものである。また、本発明によれ
ば、生産性の点で圧倒的な優位性を誇る連続焼鈍用鋼板
にも適用が可能であって、以下の如くである。
従来技術における課題を総合的に解決するために検討を
かさねた結果、単なる省エネルギー、省プロセスのみな
らず、組成と連続鋳造鋳片の表層および内部の温度を別
々に定量的に制御することにより、特性として、表面性
状と伸びフランジ性を積極的に向上させた低炭素Alキル
ド鋼ベースの薄鋼板などを得ることができることを見い
だし、本発明に至ったものである。また、本発明によれ
ば、生産性の点で圧倒的な優位性を誇る連続焼鈍用鋼板
にも適用が可能であって、以下の如くである。
【０００９】（１）wt％で、Ｃ：0.０１〜0.０８％、
Ｎ：0.０００５〜0.００５０％、 Ｓ：0.００１〜0.０２％、 Mn：0.０３〜0.８０
％、 Si：0.８％以下、 Ｐ：0.１％以下、 sol.Al：0.０１〜0.０８％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を
連続鋳造後、鋳片全体を室温まで冷却することなく、表
層部のみをA3変態点以下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱
を利用し、表面を再び１０００℃以上 10590 /( 4.092
−log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下に復熱させ、直
接あるいは短時間の加熱・保熱により直送熱間圧延する
に当たり、A3変態点以下に強制冷却される表層部が片側
あたり４mm以上かつ全厚の１8 ％以下であることを特徴
とする成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法。
Ｎ：0.０００５〜0.００５０％、 Ｓ：0.００１〜0.０２％、 Mn：0.０３〜0.８０
％、 Si：0.８％以下、 Ｐ：0.１％以下、 sol.Al：0.０１〜0.０８％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を
連続鋳造後、鋳片全体を室温まで冷却することなく、表
層部のみをA3変態点以下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱
を利用し、表面を再び１０００℃以上 10590 /( 4.092
−log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下に復熱させ、直
接あるいは短時間の加熱・保熱により直送熱間圧延する
に当たり、A3変態点以下に強制冷却される表層部が片側
あたり４mm以上かつ全厚の１8 ％以下であることを特徴
とする成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法。
【００１０】（２）wt％で、Ｃ：0.０１〜0.０８％、
Ｎ：0.０００５〜0.００５０％、 Ｓ：0.００１〜0.０２％、 Mn：0.０３〜0.８０
％、 Si：0.８％以下、 Ｐ：0.１％以下、 sol.Al：0.０１〜0.０８％ を含有すると共に、 Nb：0.００５〜0.０５％、 Ti：0.００５〜0.０
５％、 Cr：0.０２〜0.０８％、 Ｂ：0.０００５〜0.
００３０％、 Cu：0.０１〜0.４％、 Ni：0.０１〜0.４％ の何れか１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造後、鋳片全体を室
温まで冷却することなく、表層部のみをA3変態点以下に
強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を再び１０
００℃以上 10590/( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］)
−173 ℃以下に復熱させ、直接あるいは短時間の加熱・
保熱により直送熱間圧延するに当たり、A3変態点以下に
強制冷却される表層部が片側あたり４mm以上かつ全厚の
１８％以下であることを特徴とする成形性と表面性状に
優れた薄鋼板の製造方法。
Ｎ：0.０００５〜0.００５０％、 Ｓ：0.００１〜0.０２％、 Mn：0.０３〜0.８０
％、 Si：0.８％以下、 Ｐ：0.１％以下、 sol.Al：0.０１〜0.０８％ を含有すると共に、 Nb：0.００５〜0.０５％、 Ti：0.００５〜0.０
５％、 Cr：0.０２〜0.０８％、 Ｂ：0.０００５〜0.
００３０％、 Cu：0.０１〜0.４％、 Ni：0.０１〜0.４％ の何れか１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造後、鋳片全体を室
温まで冷却することなく、表層部のみをA3変態点以下に
強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を再び１０
００℃以上 10590/( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］)
−173 ℃以下に復熱させ、直接あるいは短時間の加熱・
保熱により直送熱間圧延するに当たり、A3変態点以下に
強制冷却される表層部が片側あたり４mm以上かつ全厚の
１８％以下であることを特徴とする成形性と表面性状に
優れた薄鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】本発明の直送圧延プロセスは連続鋳造スラブの
表層のみを強制冷却し、復熱により再加熱することなく
オーステナイト→フェライト、フェライト→オーステナ
イト変態を繰り返し、旧オーステナイト粒界のFe−Ｓ系
化合物に起因する熱間圧延割れを防止する。また、内部
においては、通常の直送圧延と同じく、冷却−再加熱プ
ロセスを経ずに熱間圧延されるために、MnS が微細分散
する。このようなMnS は炭窒化物とは異なり、光学顕微
鏡で観察できる程度の寸法であるために、粗大であれば
あるほど割れの起点として伸びフランジ性を低下させる
ため、本発明による方法においては省エネルギ、省プロ
セス達成のみならず表面性状および成形性、特に伸びフ
ランジ性が深絞り性の低下を伴わずに大幅に向上する。
表層のみを強制冷却し、復熱により再加熱することなく
オーステナイト→フェライト、フェライト→オーステナ
イト変態を繰り返し、旧オーステナイト粒界のFe−Ｓ系
化合物に起因する熱間圧延割れを防止する。また、内部
においては、通常の直送圧延と同じく、冷却−再加熱プ
ロセスを経ずに熱間圧延されるために、MnS が微細分散
する。このようなMnS は炭窒化物とは異なり、光学顕微
鏡で観察できる程度の寸法であるために、粗大であれば
あるほど割れの起点として伸びフランジ性を低下させる
ため、本発明による方法においては省エネルギ、省プロ
セス達成のみならず表面性状および成形性、特に伸びフ
ランジ性が深絞り性の低下を伴わずに大幅に向上する。
【００１２】本発明における鋼の成分組成について説明
すると以下の如くである。 Ｃ：0.０１〜0.０８％。 Ｃは、0.０１％より低いと脱炭のためにコストの上昇を
招き、0.０８％より多いと深絞り性のみならず伸びフラ
ンジ性が劣化するので、その添加量を0.０１〜0.０８％
とした。
すると以下の如くである。 Ｃ：0.０１〜0.０８％。 Ｃは、0.０１％より低いと脱炭のためにコストの上昇を
招き、0.０８％より多いと深絞り性のみならず伸びフラ
ンジ性が劣化するので、その添加量を0.０１〜0.０８％
とした。
【００１３】Ｎ：0.０００５〜0.００５０％。 Ｎは、固溶状態で存在すると、深絞り性の低下、常温時
効性の促進を招くのでAl、Tiなどにより固定する必要が
ある。このＮが0.００５％より多いと、固定のために添
加するAlなどの窒化物生成元素を多量に添加する必要が
生じ、窒化物も粗大となるために伸びフランジ性が低下
する。しかし、Ｎが0.０００５％より少ないと、微細Al
N の異常粒成長抑制効果が失われのるで、添加量として
は0.０００５〜0.００５％とする。
効性の促進を招くのでAl、Tiなどにより固定する必要が
ある。このＮが0.００５％より多いと、固定のために添
加するAlなどの窒化物生成元素を多量に添加する必要が
生じ、窒化物も粗大となるために伸びフランジ性が低下
する。しかし、Ｎが0.０００５％より少ないと、微細Al
N の異常粒成長抑制効果が失われのるで、添加量として
は0.０００５〜0.００５％とする。
【００１４】Ｓ：0.００１〜0.０２％。 Ｓは、硫化物系介在物として熱間圧延時の表面割れおよ
び伸びフランジ性低下の原因となるので、上限を0.０２
％とする。しかし、少なすぎるとスケールの剥離性が悪
くなると同時に、低硫化のためにCa処理などの製鋼段階
での特殊処理が必要となり、経済性を損ねる原因とな
る。したがって、0.００１〜0.０２％とすべきである。
び伸びフランジ性低下の原因となるので、上限を0.０２
％とする。しかし、少なすぎるとスケールの剥離性が悪
くなると同時に、低硫化のためにCa処理などの製鋼段階
での特殊処理が必要となり、経済性を損ねる原因とな
る。したがって、0.００１〜0.０２％とすべきである。
【００１５】Mn：0.０３〜0.８０％。 Mnは、Ｓによる熱間脆性を抑制する効果をもつ。したが
って、本発明のＳ量に応じて添加する必要があり、少な
くとも0.０３％は添加しなければならない。しかしなが
ら、多量の添加は、深絞り性および伸びフランジ性など
の成形性を劣化させるので、上限を0.８％とする。
って、本発明のＳ量に応じて添加する必要があり、少な
くとも0.０３％は添加しなければならない。しかしなが
ら、多量の添加は、深絞り性および伸びフランジ性など
の成形性を劣化させるので、上限を0.８％とする。
【００１６】Si：0.８％以下。 Siは、成形性への悪影響が小さいわりに強度上昇に寄与
する元素であるが、多量の添加は顕著な成形性の劣化を
招くので、上限を0.８％とする。
する元素であるが、多量の添加は顕著な成形性の劣化を
招くので、上限を0.８％とする。
【００１７】Ｐ：0.１％以下。 Ｐは、Siと同様に成形性への悪影響が小さいわりに強度
上昇に寄与する元素であるが、多量の添加は２次加工脆
化を招くので、上限を0.１％とする。
上昇に寄与する元素であるが、多量の添加は２次加工脆
化を招くので、上限を0.１％とする。
【００１８】sol.Al：0.０１〜0.０８％。 sol.AlはAlとして脱酸および固溶Ｎの固定のために用い
られるが、0.０１％未満ではその効果がなく、逆に0.０
８％超えると深絞り性、伸びフランジ性を劣化させ、同
時に経済性も損ねる原因となるので、添加量は0.０１〜
0.０８％とする。
られるが、0.０１％未満ではその効果がなく、逆に0.０
８％超えると深絞り性、伸びフランジ性を劣化させ、同
時に経済性も損ねる原因となるので、添加量は0.０１〜
0.０８％とする。
【００２０】本発明においては上記組成を基本成分とす
るが、必要に応じて以下の元素を１種または２種以上添
加しても良い。即ち、Nb、Ti、Ｂは、Ｎを窒化物として
固定し、熱間圧延後のフェライト組織を微細化して、深
絞り性および伸びフランジ性を向上させる効果を有す
る。しかし、それぞれ、0.００５、0.００５、0.０００
５％未満だとその効果が小さく、逆に0.０５、0.０５、
0.００３０％を超えるとその効果が飽和するだけではな
く、窒化物が粗大となり、伸びフランジ性が劣化する。
したがって、添加量はNb、Ti、Ｂそれぞれ0.００５〜0.
０５％、0.００５〜0.０５％、0.０００５〜０．００３
０％とする。
るが、必要に応じて以下の元素を１種または２種以上添
加しても良い。即ち、Nb、Ti、Ｂは、Ｎを窒化物として
固定し、熱間圧延後のフェライト組織を微細化して、深
絞り性および伸びフランジ性を向上させる効果を有す
る。しかし、それぞれ、0.００５、0.００５、0.０００
５％未満だとその効果が小さく、逆に0.０５、0.０５、
0.００３０％を超えるとその効果が飽和するだけではな
く、窒化物が粗大となり、伸びフランジ性が劣化する。
したがって、添加量はNb、Ti、Ｂそれぞれ0.００５〜0.
０５％、0.００５〜0.０５％、0.０００５〜０．００３
０％とする。
【００２１】Cr：0.０２〜0.０８％。 Crは炭化物安定化元素であり、表面のＣ析出の防止に効
果があるので必要に応じて添加してもよい。ただし、0.
０２％未満ではその効果が得られず、0.０８％を超えて
添加してもその効果が飽和するので、添加量は0.０２〜
0.０８％とする。
果があるので必要に応じて添加してもよい。ただし、0.
０２％未満ではその効果が得られず、0.０８％を超えて
添加してもその効果が飽和するので、添加量は0.０２〜
0.０８％とする。
【００２２】Cu：0.０１〜0.４％、Ni：0.０１〜0.４
％。 Cu、Niは、耐食性を向上させる作用を有するが、それぞ
れ0.０１％未満ではその効果がなく、一方、0.４％を超
えると硬質化し、伸びフランジ性を低下させるので、添
加量は0.０１〜0.４％とする。
％。 Cu、Niは、耐食性を向上させる作用を有するが、それぞ
れ0.０１％未満ではその効果がなく、一方、0.４％を超
えると硬質化し、伸びフランジ性を低下させるので、添
加量は0.０１〜0.４％とする。
【００２３】次に、製造条件について説明すると、連続
鋳造鋳片の熱間圧延に関しては、室温まで冷却すること
なく、鋳片の保有熱を利用して直送圧延する。この直送
圧延により、省エネルギーはもちろんのこと、工程の短
縮・能率の向上が達成できる。しかも、材質的にも深絞
り性のみならず伸びフランジ性向上という大きなメリッ
トが得られる。つまり、通常の冷塊になった鋳片を再加
熱する方法では、鋳片の冷却中に伸びフランジ性に悪影
響を及ぼすMnS が粗大に析出・成長し、再加熱により、
これを全て再固溶させることは困難である。これに対し
直送圧延法では、再加熱に比較して鋳片の状態で１００
０℃以上に曝される時間も極めて短く、それ以下の温度
においても直送圧延材では圧延により板厚が減少してい
くために、鋳片に比較し冷却速度が大となる。したがっ
て、MnS が生成しにくいことになり、微細に分散し、伸
びフランジ性に悪影響を及ぼさなくなる。
鋳造鋳片の熱間圧延に関しては、室温まで冷却すること
なく、鋳片の保有熱を利用して直送圧延する。この直送
圧延により、省エネルギーはもちろんのこと、工程の短
縮・能率の向上が達成できる。しかも、材質的にも深絞
り性のみならず伸びフランジ性向上という大きなメリッ
トが得られる。つまり、通常の冷塊になった鋳片を再加
熱する方法では、鋳片の冷却中に伸びフランジ性に悪影
響を及ぼすMnS が粗大に析出・成長し、再加熱により、
これを全て再固溶させることは困難である。これに対し
直送圧延法では、再加熱に比較して鋳片の状態で１００
０℃以上に曝される時間も極めて短く、それ以下の温度
においても直送圧延材では圧延により板厚が減少してい
くために、鋳片に比較し冷却速度が大となる。したがっ
て、MnS が生成しにくいことになり、微細に分散し、伸
びフランジ性に悪影響を及ぼさなくなる。
【００２４】一方、表面に関しては、A3変態点以下に冷
却されることなく、熱間圧延される通常の直送圧延にお
いては、粗大なオーステナイト粒界に析出する低融点Fe
S あるいはFe rich(Fe、Mn）Ｓが熱間圧延時の粒界割れ
の原因となり、熱間圧延ままのみならず、冷間圧延およ
びめっき処理後の表面性状を劣化させる。したがって、
表面と内質特性の同時向上は従来の技術では決して成り
立たないというのが現状であるが、本発明においては、
表層部のみをA3変態点以下にまで強制的に冷却し、鋳片
内部の顕熱により再び表面を１０００℃以上 10590 /(
4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下に復熱さ
せる。なお、１０００℃以上の復熱が可能ならばさらに
A1変態点以下に冷却してもかまわない。ただし、表面が
１０００℃以上に復熱しないと、熱間圧延仕上がり温度
が低下し、深絞り性および伸びフランジ性が低下するこ
とになる。
却されることなく、熱間圧延される通常の直送圧延にお
いては、粗大なオーステナイト粒界に析出する低融点Fe
S あるいはFe rich(Fe、Mn）Ｓが熱間圧延時の粒界割れ
の原因となり、熱間圧延ままのみならず、冷間圧延およ
びめっき処理後の表面性状を劣化させる。したがって、
表面と内質特性の同時向上は従来の技術では決して成り
立たないというのが現状であるが、本発明においては、
表層部のみをA3変態点以下にまで強制的に冷却し、鋳片
内部の顕熱により再び表面を１０００℃以上 10590 /(
4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下に復熱さ
せる。なお、１０００℃以上の復熱が可能ならばさらに
A1変態点以下に冷却してもかまわない。ただし、表面が
１０００℃以上に復熱しないと、熱間圧延仕上がり温度
が低下し、深絞り性および伸びフランジ性が低下するこ
とになる。
【００２５】上述したような表層部のみの強制冷却によ
り、表層組織が高冷却速度とオーステナイト→フェライ
トおよびフェライト→オーステナイト変態の繰り返しに
より、微細なものとなるだけでなく、旧オーステナイト
粒界の(Fe, Mn)Ｓ系介在物の析出位置が熱間圧延時の粒
界とは異なってくるために、粒界強度が格段に高まり、
各段階での薄鋼板製品の表面性状が向上する。このよう
な強制冷却段階で析出した低融点Fe−Ｓ系化合物は復熱
段階でMnS となるわけであるが、冷却段階で核生成して
いるために中芯部に比較して、粗大化が進む。これは、
熱間脆性の抑制の点からは望ましいが、伸びフランジ性
に悪影響を及ぼすようになる。従って、図２に示すよう
に、表面性状の観点からはA3変態点以下に強制冷却され
る表層部が表面から４mm以上必要であるのに対して、伸
びフランジ性の観点からはA3変態点以下に冷却されない
表層部が片側あたり全厚の１８％以下でないと、表層部
の粗大MnS の悪影響が無視できなくなる。従って、A3変
態点以下に強制冷却される表層部は片側あたり４mm以上
かつ全厚１８％以下とする。
り、表層組織が高冷却速度とオーステナイト→フェライ
トおよびフェライト→オーステナイト変態の繰り返しに
より、微細なものとなるだけでなく、旧オーステナイト
粒界の(Fe, Mn)Ｓ系介在物の析出位置が熱間圧延時の粒
界とは異なってくるために、粒界強度が格段に高まり、
各段階での薄鋼板製品の表面性状が向上する。このよう
な強制冷却段階で析出した低融点Fe−Ｓ系化合物は復熱
段階でMnS となるわけであるが、冷却段階で核生成して
いるために中芯部に比較して、粗大化が進む。これは、
熱間脆性の抑制の点からは望ましいが、伸びフランジ性
に悪影響を及ぼすようになる。従って、図２に示すよう
に、表面性状の観点からはA3変態点以下に強制冷却され
る表層部が表面から４mm以上必要であるのに対して、伸
びフランジ性の観点からはA3変態点以下に冷却されない
表層部が片側あたり全厚の１８％以下でないと、表層部
の粗大MnS の悪影響が無視できなくなる。従って、A3変
態点以下に強制冷却される表層部は片側あたり４mm以上
かつ全厚１８％以下とする。
【００２６】なお、図１、図２ともに実施例のデータを
プロットしたものであり、図１に関しては図中に記した
鋼の内、冷延鋼板でないものと復熱温度が１０００℃に
満たない直送圧延は除外した。また、図２に関しては、
復熱温度が本発明の請求範囲外である直送圧延材は除外
した。ここで、溶解度積；log ［%Mn ］［%Si ］＝−１
０５９０／Ｔ（Ｋ）＋4.０９２から、復熱温度が平衡論
的に近似的に 10590 /( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si
］) −２７３℃を超えると、MnS が再固溶し熱間圧延
中に動的析出することになり、熱延鋼板の表面割れが顕
在化し、復熱法の効果が失われることになる。しかし、
実際には非平衡的に上記現象が進行するため、１００℃
程度臨界温度が上昇するという図３に示す実験事実か
ら、復熱温度は１００℃以上 10590 /( 4.092 −log
［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下とする。なお、図３の
データは実施例の鋼１〜６、17のデータをプロットした
ものである。この強制冷却および復熱温度ならびに表層
部深さの限定は本発明の骨子をなすものである。
プロットしたものであり、図１に関しては図中に記した
鋼の内、冷延鋼板でないものと復熱温度が１０００℃に
満たない直送圧延は除外した。また、図２に関しては、
復熱温度が本発明の請求範囲外である直送圧延材は除外
した。ここで、溶解度積；log ［%Mn ］［%Si ］＝−１
０５９０／Ｔ（Ｋ）＋4.０９２から、復熱温度が平衡論
的に近似的に 10590 /( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si
］) −２７３℃を超えると、MnS が再固溶し熱間圧延
中に動的析出することになり、熱延鋼板の表面割れが顕
在化し、復熱法の効果が失われることになる。しかし、
実際には非平衡的に上記現象が進行するため、１００℃
程度臨界温度が上昇するという図３に示す実験事実か
ら、復熱温度は１００℃以上 10590 /( 4.092 −log
［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下とする。なお、図３の
データは実施例の鋼１〜６、17のデータをプロットした
ものである。この強制冷却および復熱温度ならびに表層
部深さの限定は本発明の骨子をなすものである。
【００２７】復熱した鋳片についてはそのまま熱間圧延
してもかまわないし、スケジュール調整およびエッジ部
の温度低下補償などの理由により、鋳片表面が 10590 /
( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃を超えない
範囲で短時間の全体または局部の加熱・保熱をしてもか
まわない。なお、加熱時間については特に規定しない
が、MnS の粗大化または再固溶を抑制するためには１５
min 以内が望ましい。従って、本発明においては、連続
鋳造するに当たり、連続鋳造鋳片の表層部のみをA3変態
点以下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を
再び１０００℃以上 10590 /( 4.092 −log ［%Mn ］
［%Si ］) −173 ℃以下に復熱させ、直接あるいは短時
間の加熱・保熱により熱間圧延することとする。表面か
らどの程度までA3変態点以下に強制冷却したかについて
は、熱・冷却計算からも把握することができるし、復熱
後の鋳片の断面組織の変化からも確認することができ
る。
してもかまわないし、スケジュール調整およびエッジ部
の温度低下補償などの理由により、鋳片表面が 10590 /
( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃を超えない
範囲で短時間の全体または局部の加熱・保熱をしてもか
まわない。なお、加熱時間については特に規定しない
が、MnS の粗大化または再固溶を抑制するためには１５
min 以内が望ましい。従って、本発明においては、連続
鋳造するに当たり、連続鋳造鋳片の表層部のみをA3変態
点以下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を
再び１０００℃以上 10590 /( 4.092 −log ［%Mn ］
［%Si ］) −173 ℃以下に復熱させ、直接あるいは短時
間の加熱・保熱により熱間圧延することとする。表面か
らどの程度までA3変態点以下に強制冷却したかについて
は、熱・冷却計算からも把握することができるし、復熱
後の鋳片の断面組織の変化からも確認することができ
る。
【００２８】なお、熱間圧延以降のプロセスについては
特に規定しないが、本発明の効果は熱延鋼板、冷延鋼板
および表面処理鋼板のいずれにおいても得られる。基本
的なプロセスとしては、例えば、熱延鋼板の場合は熱間
圧延−巻取処理により、冷延鋼板の場合はさらにスケー
ル除去−冷間圧延−連続焼鈍またはバッチ焼鈍−調質圧
延により、表面処理鋼板の場合はスケール除去後あるい
は焼鈍後に、調質圧延や一段または多段の溶融または電
気およびその組み合わせによりめっき処理が施されると
いった方法が常法の一例として挙げられる。この他、レ
ベリング、中間焼鈍、研削り、エッジ切断などのプロセ
スが不可されてもなんら問題ない。
特に規定しないが、本発明の効果は熱延鋼板、冷延鋼板
および表面処理鋼板のいずれにおいても得られる。基本
的なプロセスとしては、例えば、熱延鋼板の場合は熱間
圧延−巻取処理により、冷延鋼板の場合はさらにスケー
ル除去−冷間圧延−連続焼鈍またはバッチ焼鈍−調質圧
延により、表面処理鋼板の場合はスケール除去後あるい
は焼鈍後に、調質圧延や一段または多段の溶融または電
気およびその組み合わせによりめっき処理が施されると
いった方法が常法の一例として挙げられる。この他、レ
ベリング、中間焼鈍、研削り、エッジ切断などのプロセ
スが不可されてもなんら問題ない。
【００２９】
【実施例】次の表１に本発明鋼および比較鋼の組成を示
し、また復熱直送圧延条件ならびに特性は後述する表２
において示すが、比較鋼の一部については鋳片を室温ま
で冷却し、再加熱したもの（8B, 10C, 16B）、および全
体をA3変態点以下に冷却後の再加熱したいわゆるホット
チャージ材（12C, 14B）、表層部をA3変態点以下に強制
冷却しない通常の直送圧延材（10D, 12D）も含む。熱間
圧延については２２０および２５０mm鋳片を９１０℃仕
上げで2.８mmとし、ランナウト冷却後７００℃で巻き取
った。
し、また復熱直送圧延条件ならびに特性は後述する表２
において示すが、比較鋼の一部については鋳片を室温ま
で冷却し、再加熱したもの（8B, 10C, 16B）、および全
体をA3変態点以下に冷却後の再加熱したいわゆるホット
チャージ材（12C, 14B）、表層部をA3変態点以下に強制
冷却しない通常の直送圧延材（10D, 12D）も含む。熱間
圧延については２２０および２５０mm鋳片を９１０℃仕
上げで2.８mmとし、ランナウト冷却後７００℃で巻き取
った。
【００３０】
【表１】
【００３１】次の表２，表４に示す復熱直送圧延によっ
て得られた後の冷延鋼板はさらに酸化スケール除去後、
冷間圧延により、0.７mmとした後、次の条件で連続焼鈍
を行った。焼鈍温度：７８０℃、６００〜４００℃まで
の平均一次冷却速度：１００℃／秒、過時効処理：３５
０℃・３分。焼鈍後1.０％調質圧延を行う。なお、鋼1
4, 16については熱間圧延の巻取りを５６０℃とし、連
続焼鈍の代わりに６８０℃の箱焼鈍を行った。溶融亜鉛
めっき材については、冷間圧延後、７８０℃焼鈍し、４
６０℃まで冷却した段階で片面あたり６０ｇ／m2の溶融
亜鉛をめっきし、引き続き５００℃で合金化処理を行っ
た。1.０％の調質圧延後、さらに片面あたり３ｇ／m2の
８０％Fe−Zn合金の上層電気めっきを施した。有機被覆
鋼板については、調質圧延後、８８％Zn−Ni合金電気め
っき３０ｇ／m2、クロメート層５０mg／m2、樹脂層１μ
m の複合被覆を行った。
て得られた後の冷延鋼板はさらに酸化スケール除去後、
冷間圧延により、0.７mmとした後、次の条件で連続焼鈍
を行った。焼鈍温度：７８０℃、６００〜４００℃まで
の平均一次冷却速度：１００℃／秒、過時効処理：３５
０℃・３分。焼鈍後1.０％調質圧延を行う。なお、鋼1
4, 16については熱間圧延の巻取りを５６０℃とし、連
続焼鈍の代わりに６８０℃の箱焼鈍を行った。溶融亜鉛
めっき材については、冷間圧延後、７８０℃焼鈍し、４
６０℃まで冷却した段階で片面あたり６０ｇ／m2の溶融
亜鉛をめっきし、引き続き５００℃で合金化処理を行っ
た。1.０％の調質圧延後、さらに片面あたり３ｇ／m2の
８０％Fe−Zn合金の上層電気めっきを施した。有機被覆
鋼板については、調質圧延後、８８％Zn−Ni合金電気め
っき３０ｇ／m2、クロメート層５０mg／m2、樹脂層１μ
m の複合被覆を行った。
【００３２】上述したようにして得られた各製品につい
てはＪＩＳ５号試験片にり引張特性を評価するととも
に、伸びフランジ性については、図２中に示した１０φ
打ち抜き穴による穴拡げ率で、表面性状については１m2
当たり５mm以上の疵個数（視野面積５０m2）により評価
した。これらの結果は表３，表５に示す如くである。
てはＪＩＳ５号試験片にり引張特性を評価するととも
に、伸びフランジ性については、図２中に示した１０φ
打ち抜き穴による穴拡げ率で、表面性状については１m2
当たり５mm以上の疵個数（視野面積５０m2）により評価
した。これらの結果は表３，表５に示す如くである。
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】即ち発明鋼はいずれも深絞り性（ｒ値によ
り評価）、伸びフランジ性および表面性状に優れるのに
対して、強制冷却表層部が浅い鋼3C, 7F, 10E,、通常直
送圧延材の鋼10D, 12D、復熱温度が高すぎる1D, 2C, 3
C, 4C, 5C, 15D, 15E、およびMn、Ｓがはずれている鋼1
8A, 19Aは表層疵が多く発生している。逆に、強制冷却
表層部が深い鋼1E, 7G, 12F, 12Gおよび室温まで冷却−
再加熱した鋼8B, 10C, 16B、ホットチャージ材の鋼12C,
14Bはフランジ性に劣り、および復熱温度が低い鋼15C,
12Eは深絞り性と伸びフランジ性に劣る。
り評価）、伸びフランジ性および表面性状に優れるのに
対して、強制冷却表層部が浅い鋼3C, 7F, 10E,、通常直
送圧延材の鋼10D, 12D、復熱温度が高すぎる1D, 2C, 3
C, 4C, 5C, 15D, 15E、およびMn、Ｓがはずれている鋼1
8A, 19Aは表層疵が多く発生している。逆に、強制冷却
表層部が深い鋼1E, 7G, 12F, 12Gおよび室温まで冷却−
再加熱した鋼8B, 10C, 16B、ホットチャージ材の鋼12C,
14Bはフランジ性に劣り、および復熱温度が低い鋼15C,
12Eは深絞り性と伸びフランジ性に劣る。
【００３８】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
省エネルギー、省プロセス条件により良好なプレス成形
性、深絞り性、表面性状や伸びフランジ性などを具備し
た鋼板を得しめ、自動車用の如きに好適した製品を提供
し得るものであるから工業的にその効果の大きい発明で
ある。
省エネルギー、省プロセス条件により良好なプレス成形
性、深絞り性、表面性状や伸びフランジ性などを具備し
た鋼板を得しめ、自動車用の如きに好適した製品を提供
し得るものであるから工業的にその効果の大きい発明で
ある。
【図１】片側当りのA3変態点以下に冷却された表層部割
合と穴拡げ率の関係を示した図表である。
合と穴拡げ率の関係を示した図表である。
【図２】片側当りのA3変態点以下に冷却された表面から
の距離と熱延板表面疵発生率の関係を示した図表であ
る。
の距離と熱延板表面疵発生率の関係を示した図表であ
る。
【図３】適正表面復熱上限温度；10590/(4.092−log
〔%Mn 〕〔%Si 〕) −173 ℃に対する実際の復熱温度と
の差と熱延表面疵発生率との関係を示した図表である。
〔%Mn 〕〔%Si 〕) −173 ℃に対する実際の復熱温度と
の差と熱延表面疵発生率との関係を示した図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１ Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１Ｋ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ 38/04 38/04 (72)発明者 小土井 章夫 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平１−252730（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−253501（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−253505（ＪＰ，Ａ) 特公 平５−41348（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭56−21330（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】 wt％で、 Ｃ：0.０１〜0.０８％、 Ｎ：0.０００５〜0.００５０％、 Ｓ：0.００１〜0.０
２％、 Mn：0.０３〜0.８０％、 Si：0.８％以下、 Ｐ：0.１％以下、 sol.Al：0.０１〜0.
０８％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を
連続鋳造後、鋳片全体を室温まで冷却することなく、表
層部のみをA3変態点以下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱
を利用し、表面を再び１０００℃以上 10590 /( 4.092
−log ［%Mn ］［%Si ］) −173 ℃以下に復熱させ、直
接あるいは短時間の加熱・保熱により直送熱間圧延する
に当たり、A3変態点以下に強制冷却される表層部が片側
あたり４mm以上かつ全厚の１8 ％以下であることを特徴
とする成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 wt％で、 Ｃ：0.０１〜0.０８％、 Ｎ：0.０００５〜0.００５０％、 Ｓ：0.００１〜0.０
２％、 Mn：0.０３〜0.８０％、 Si：0.８％以下、 Ｐ：0.１％以下、 sol.Al：0.０１〜0.
０８％ を含有すると共に、 Nb：0.００５〜0.０５％、 Ti：0.００５〜0.０
５％、 Cr：0.０２〜0.０８％、 Ｂ：0.０００５〜0.
００３０％、 Cu：0.０１〜0.４％、 Ni：0.０１〜0.４％ の何れか１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造後、鋳片全体を室
温まで冷却することなく、表層部のみをA3変態点以下に
強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を再び１０
００℃以上 10590/( 4.092 −log ［%Mn ］［%Si ］)
−173 ℃以下に復熱させ、直接あるいは短時間の加熱・
保熱により直送熱間圧延するに当たり、A3変態点以下に
強制冷却される表層部が片側あたり４mm以上かつ全厚の
１８％以下であることを特徴とする成形性と表面性状に
優れた薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6151192A JP2734867B2 (ja) | 1992-02-17 | 1992-02-17 | 成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6151192A JP2734867B2 (ja) | 1992-02-17 | 1992-02-17 | 成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05228505A JPH05228505A (ja) | 1993-09-07 |
| JP2734867B2 true JP2734867B2 (ja) | 1998-04-02 |
Family
ID=13173187
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6151192A Expired - Fee Related JP2734867B2 (ja) | 1992-02-17 | 1992-02-17 | 成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2734867B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2634234B2 (ja) * | 1989-04-14 | 1997-07-23 | 不二製油 株式会社 | 精製食用油脂の貯蔵及び輸送方法 |
| JP4900260B2 (ja) * | 2008-01-25 | 2012-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性亀裂伝播特性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
| CN108580824B (zh) * | 2018-03-30 | 2020-11-06 | 中冶华天工程技术有限公司 | 轴承钢棒材连铸系统及工艺 |
-
1992
- 1992-02-17 JP JP6151192A patent/JP2734867B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05228505A (ja) | 1993-09-07 |
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