JPH0565564B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は超細粒フエライトを主体とする微細組
織を有する鋼の製造法に関するものである。更に
詳細に言えば本発明は鋼の実用的な特性を向上す
るため、圧延直後の状態で加工組織の中から微細
なフエライト粒を生成させ、それを最も有効に利
用する製造法装置に関するものである。 鋼の実用的な特性のうち、例えば鋼の高張力化
について見ると、その方法には種々あるが、自動
車等の構造物に用いられる低炭素構造用鋼におい
ては次の３つの方法が実用的な方法である。 (イ) フエライトの細粒化。 (ロ) ベイナイト、マルテンサイト組織による強
化。 (ハ) 析出強化。 このうち(イ)は延性靭性の点からも最も望ましい
方法であるが、通常細粒化には限界があり、また
その強化効果はそれほど大きくない。即ちフエラ
イトの結晶粒度は、Nb鋼で5μ程度、普通鋼で
10μ程度が限界であつて、これにより得られる強
度は引張強さで40〜50Kg／mm²程度に過ぎない。 一方(ロ)のベイナイトやマルテンサイトによる強
化効果は大きく、焼入性が十分であれば、80Kg／
mm²から100Kg／mm²以上の強度が容易に得られるが、
延性や加工性の点から構造物等に用いて安全な鋼
材ではない。このためフエライトの延性とマルテ
ンサイトの強度とを組み合せた二相組織の高張力
鋼が開発されたが、このような鋼を従来の圧延冷
却処理で得るのには多量の合金元素が必要で、高
価な鋼となるのは避けられない。 また(ハ)のNb、Ｖ等による析出強化の利用は広
く行われているが、その成分自身が高価であるば
かりではなく、その溶体化に高温の加熱が必要で
あるなどにより生産コストが高くなり、また強度
を高めると靭性、延性が劣化するのでその強化に
は限界がある。 本発明は、このような目的に対しては低コスト
の成分系で、加工としては熱間圧延（とくにホツ
トストリツプ圧延）を行うのみで得られ、自動車
等の構造物に用いるに適した強度と延性の両方を
もつ画期的な高張力鋼板を製造する方法及び装置
を提供することを目的とする。 即ち本発明は、 (1) C0.4％以下、合金元素の含有量合計５％以下
の鋼に連続熱間圧延の終段において、圧下率40
％以上で平均歪速度60毎秒以下の圧下を加え、
更に、２秒以内に連続して圧下率40％以上の圧
下を加えることを特徴とする超細粒フエライト
鋼の製造方法。 (2) 650〜950℃の温度範囲で連続熱間圧延を行う
特許請求の範囲第１項記載の方法。 (3) 熱間圧延後２秒以内に平均20℃／秒以上の冷
却を開始し、620℃以下に到らしめる第１項記
載の方法。 (4) 連続鋳造された鋳片を連続熱間圧延する第１
項記載の方法。 である。 以下、詳細に本発明を説明する。 本発明者は変態域で１パスまたは累積の大圧下
を行えば、普通の炭素鋼で粒径３〜5μ以下の極
細粒フエライト粒が大部分を占める組織を有する
延性のすぐれた高強度鋼材を製造しうることを知
見し、特願昭56−199854号等で出願した。このよ
うな超細粒フエライトが生成する際に最も有利な
条件を種々研究した結果次のようなことが分つ
た。第１図は0.1C−1Mn鋼（Ar₃780℃）の800℃
での１パスで大圧下圧延を行つた場合と圧延を分
割して適当な間隔を置いて２パスで加えた場合の
フエライト量とその粒径を示したものであるが、
２パスで圧下を加えた方がフエライト生成量が多
く有利であることがわかる。２パスの場合は累積
であり、また圧延後急冷した例である。また第１
図中に示したように２パスで細粒化が極めて有効
であるのは各パスが40％以上であるときであつて
これ以下では効果が少ない。 次に第２図に歪速度（変形の速さ）の効果を示
したが、１パス目が遅い方が有利で、歪速度60秒
分の１以上では効果が弱いことがわかつた。第２
パスについては歪速度の明確な効果が見られな
い。該図は0.1C−1Mn鋼の800℃での50％２パス
圧延における歪速度と微細フエライト生成状況を
示したものである。（圧延直後急冷） 第３図は１・２パス間のパス間時間の効果を示
したものでありパス間時間とともにフエライトは
粗大化するので5μ以下の微細粒を得るためには
パス間時間を２秒以下とする必要がある。（該図
は0.1C−1Mn鋼800℃50％２パス圧延でのパス間
間隔と微細フエライト生成状況を示したもの）
（圧延直後急冷） 本発明は以上のような発見に基づいて完成した
ものである。 本発明の適用は基本的にはC0.4％以下の低炭素
鋼について最も有効である。これはＣ量が共析成
分に近づくとフエライトの生成量が少くなり細粒
フエライト鋼とはならないからである。また合金
元素は一般には変態や再結晶を遅らす傾向がある
ので、合計５％以上の合金元素を含む鋼では以上
の効果は発揮されにくい場合が多い。 次に本発明の適用される鋼成分について更に詳
細に述べる。 本発明は一般に変態抵抗が大きいなど特殊な合
金鋼を除きどのような鋼でも十分工業的に適用で
きるのであるが、前述のように微細なフエライト
組織を得るために適用すると大きな効果が得られ
る。この場合の望ましい化学成分範囲を以下に述
べる。本発明のプロセスで主として極細粒のフエ
ライト組織になるためにＣ量には上限があり、Ｃ
を0.4Wt％以下とした。これは高ＣになるとＣ含
有量の小さいフエライトは熱力学的に生成しにく
くなるためで、0.4％以上ではその量は極めて僅
かになるためである。 合金元素は一般に上記極細粒フエライトの生成
を助けるものであり、むしろ阻害するものが多
い。しかし合金元素が少ないとフエライトの生長
が速すぎてフエライトが粗大化する場合があり、
また強化を図るためには極細粒のフエライトのみ
ではなく第２相の強度を利用することが有利なこ
とがあり、このときはMn・Cr・Ni・Si等の合金
元素を加えることは有用であり、またこれらの元
素はAr₃変態点を調節してプロセス条件を安全化
する場合がある。しかし合金元素の添加量が多く
なると変態点が低下しすぎて本発明の微細粒フエ
ライトが得られなくなるので合金元素の添加量を
合計量で5wt％以下とした。 合金元素のうち、通常高張力鋼に添加される
Nb、Ｖ、Ti、Mo、あるいはこれと同様の効果
を有するTa、Ｗ、Zrなどの炭化物形成元素は、
本発明において本質的に必要ではない。そしてこ
のような元素は、仮に少量添加しても本発明鋼の
特性をさほど損わず、添加量を多くすると本発明
鋼の特徴が次第に失われる恐れがあり、多量添加
は望ましくない。 鋼の脱酸あるいはスラブ加熱時の結晶粒度調節
の目的で添加されるAl、Ti、あるいは介在物の
形態を制御して靭性加工性を向上させる目的で添
加するCaやLaその他の稀土類元素などは、通常
の鋼の場合と同様の効果を本発明においても有す
る。 以上のＣ以外の成分の添加量を具体的に示せ
ば、次のとおりである。尚％はすべてwt％であ
る。 Si：1.5％以下、Cr：2.0％以下、Ni：2.0％以
下、Mo：0.1％以下、Ｗ：0.1％以下、Ｖ：0.1％
以下、Ti：0.03％未満、Nb：0.01％以下、Ta：
0.01％以下、Co：2.0％以下、Cu：2.0％以下、
Al：0.1％以下、Zr：0.03％未満、Ca：0.1％以
下、稀土類元素0.1％以下であり、これ等の元素
を必要に応じ、１種又は２種以上を添加してもよ
い。上記のCr、Ni、Co、Cu等はMn、Siと同様
に本発明鋼の変態点を変化させ焼入性を向上させ
る効果を有する。 Nb、Ta、Mo、Ti、Zr、Ｖ、Ｗなどは上記の
ように本発明の目的達成のためには必要でない
が、析出強化等の目的で添加される場合もあるの
で上限を定めた。 なお、本発明では、鋼によつては多少現象が異
つても上述と同様の効果が得られる場合もあるの
で、必ずしも上述のように成分を限定しなくても
よい。 次に、本発明の製造方法について説明する。 本発明鋼は通常の溶解−鋳造工程を通り、必要
により予備的な熱延を行つて後本発明の熱延工程
に入るが、一般に組織（材質）を決定するプロセ
スは本発明では本発明の工程のみが必須であるの
で、前工程には何の制限もない。例えば鋳造まゝ
の鋳片で粗圧延を行わずに必要により鋳造後のブ
レークダウンをはさみ直接圧延しても材質は保証
されるのである。このようなことから必然的に薄
鋳片から出発して連続的に本発明の圧延工程に入
るような極めて経済的なプロセスによつて良好な
品質の鋼板が得られる製造手段を提供するという
極めて大きい工業的価値につながる。このことは
薄肉の連続鋳造片を造る際の鋳造速度がかなり早
く、本発明の第１回の圧下が比較的低速であるこ
とから技術的に可能となるものである。 本発明の本質的な部分は２パスの大圧下にあ
る。すなわち第１回の圧延でオーステナイトの加
工誘起変態を起させ、パス間でのフエライトの成
長を待つてそれが粗大化しないうちに第２回の大
圧下を加える。このときにフエライトが動的に再
結晶して4μ以上程度の極めて細粒の等軸のフエ
ライトが70％以上であるような組織が得られるの
である。 このとき第１図に示すように40％以上の圧延に
より超細粒フエライトが生成するが、この程度の
圧下ではその量は少なく、70％以上のフエライト
量を得るためには85％以上という大圧下が必要に
なり工業的にはかなり困難である。しかしこのよ
うに１パスで極めて大きい圧下を加えないでも短
時間以内に第２回の大圧下を加えると第３図に示
すように著しくフエライトの量が増大するのであ
る。このとき第１図中に示すように圧下率が40％
より小さいと再結晶粒は十分細粒化せず、また第
３図に示すように第２図の圧下までの時間が２秒
程度より長いとフエライト粒が成長しすぎて同じ
く超細粒は得られにくくなる。 次に第２図に１パスと２パスの歪速度の影響を
示すが、第１パスの歪速度があまり大きいとフエ
ライトの生成量が少なく70％以上が超細粒フエラ
イトからなるような鋼は得られない。本発明は以
上のような基礎的な研究開発の結果発見されたも
のであつて第１・第２パスの圧下はいずれも40％
以上、パス間の時間は２秒以下、第１パスの歪速
度は60毎秒以下とすべきことは上記結果より明ら
かであろう。 以上のような本発明方法は従来の連続ミルでも
上記条件を満足させることが可能であれば実施で
きるが一般には工業的に困難な場合がある。例え
ばホツトストリツプミルの場合、スタンド間隔が
６ｍ程度と広いためとなり合う任意の２スタンド
間Ａ・Ｂ間のパス間時間を２秒以内とするために
は３ｍ／秒以上の速度でこの間を走行させる必要
がある。このときＡスタンドでの最低の歪速度を
概略計算すると約60 １／秒程度となり現行ミル
ではぎりぎり実施可能な程度であり、また実施し
てもミル能力に比べて極めて低速の圧延となりコ
スト状不利である。従つて、これを実施するには
専用の圧延設備を持つことが有利である。 上記条件を満す好ましい圧延設備のミル条件を
示せば次のとおりである。 第４図は連続熱間圧延設備の最終段階における
ミルのロール配置を示すもので、図中、 h₃：仕上厚（mm） h₂ h₁：第２パス入口厚（mm） v₁：第１ロール周速（mm／Ｓ） Ｌ：スタンド間距離（mm） を夫々示している。 今、第１パス、第２パスの圧下率を夫々r₁、r₂
とすると h₁＝h₃／｛（１−r₁）（１−r₂）｝ −(1) スタンド間通過時間ｔは材料の先進率を無視す
れば ｔ＝Ｌ／v₁ −(2) 第１パスにおけるひずみ速度は(3)式となる。 ε・₀は制限ひずみ速度、R₁はロール半径であ
る。 (1)、(2)、(3)式より R₁４／３・（Ｌ／ε／・₀・ｔ）²・r₁（１−r₁）（１
−r₂）／h₃ −(4) (4)式によりr₁＝r₂＝0.4（圧下率40％）、R₁＝250
mmの場合のパス間時間ｔとひずみ速度ε・₀の関係
をスタンド間距離Ｌをパラメーターにして求める
と第５図Ａ〜Ｃが得られる。これより種々の板厚
の超細粒鋼板を得るにはスタンド間距離Ｌが小さ
いほど有利であることがわかる。 即ち、第５図の曲線とｔ＝２、ε・₀＝60の線に
よつて囲まれる部分の面積をＳとすればこのＳが
大きい程プロセスは有利である。 この場合、第１パスはひずみ速度を小さくした
方が有利であるから、(3)式からわかるようにロー
ル半径を大きくした方がよいが、あまり大きくす
ると圧延荷重が大きくなり設備費の増大をまね
く。第６図は上記面積（許容範囲）Ｓと第１パス
のロール半径R₁の関係をスタンド間距離Ｌをパ
ラメータにして示したものである。同図は0.8mm
の製品をつくる場合のものがあるが、R₁を大き
くするよりもＬを小さくした方が効果的であるこ
とがわかる。そこで、現在のホツトストリツプミ
ルの仕上ワークロールとの互換性や、ロール研削
設備の共用などを考えて第１パス用のロールは現
在の仕上ワークロール径とほぼ同じ500〜800mm
（半径R₁＝250〜400）とした方がよい。 第７図はR₁＝300mmとして種々の板厚の製品を
製造する場合のＳとＬの関係である。同図よりＬ
は３ｍ以下が望ましい。 第２パス用のワークロールは該第２パスのひず
み速度に制約がないので、小径化することにより
圧延荷重の低下を図り、第１パス用ワークロール
との共用ハウジングの巨大化を防止する。該ワー
クロール径はロール間距離Ｌが３ｍ以下になるよ
うに設定される。 本発明の圧延の行われるべき温度は原則として
第１パスの圧下がAr₃附近から、これより200℃
高い950℃程度が適当である。 このような最適温度域は鋼成分によつても変化
する。 また、Ar₃以下で加工前に初析フエライトが存
在しても、適当な条件を選べばフエライトの動的
再結晶を起すことができる。しかし動的再結晶を
起させるためには650℃以上が一般には望ましい。
以上を綜合すると一般に本発明の望ましい温度域
は650〜950℃程度であるが、鋼種によつてはこの
温度域は多少上下しうる。本発明の上記条件の圧
延は、必ずしもその他の圧延パスを排除するもの
ではないことは上記説明で明らかであつて、例え
ばホツトストリツプのような多パス連続圧延の後
段の材質を決定する部分にこのような圧下が入つ
ていればよい。本発明の圧下に至るまでのパス
も、初期組織の微細化を通じて組織の微細化に多
少の寄与をしうるし、また本発明の圧下以降に比
較的低圧下率の圧下を加えることも条件によつて
はそれほど本発明の趣旨を損うほど組織を劣化さ
せるものではない。 また上記説明は圧延直後に超細粒フエライトが
70％以上になる場合を述べたが、場合によつては
冷却後にこのような組織が得られる場合がある。
これはAr₃以下で上記の２パス大圧下圧延を行つ
た場合に起るものであつて、動的再結晶核が生成
しているが低温のためまだ十分全面に進行しない
場合である。 このような場合は適当な時間緩冷または適切な
温度域で保持することによりフエライトの準動的
再結晶を進行させて目的とする等軸フエライトが
主体の組織を得ることができる。 以上のような本発明の製造法で得られる熱延鋼
板の特性としては、頭初に述べたように、高張力
化延性、靭性、加工性、被労特性の向上などが挙
げられる。 高張力化については既に述べたが、細粒化のみ
では限界があり、これにフエライト粒以外の高強
度の第２相（パーライト、ベイナイト、マルテン
サイトのうち一種以上）を存在せしめることによ
りさらに高強度が得られることを附言しておく。
これを達成するためには、通常加工後２秒以内に
20℃／秒以上の冷速で冷却するのがとくに好まし
い。このような強化は、本発明以外の圧延法で急
冷しただけでも得られるが微細フエライト粒が生
成している本発明法で製造した場合は延性、靭
性、疲労特性などの点ですぐれることは実施例で
示す通りである。 また、高強度を目的としない加工用熱延板を製
造する場合、前述のように圧延時に動的再結晶核
が存在すれば、適切な冷却の制御で冷却後良好な
集合組織を有する再結晶組織を得ることができ、
熱延まゝで加工性の比較的すぐれた鋼板を得るこ
とができる。また熱延でこのような鋼板が得られ
た場合さらに冷延−熱処理を行えばすぐれた加工
性を有する冷延鋼板を製造することも可能であ
る。 次に、本発明の鋼板を製造する上で好ましい、
前記条件を備えた圧延設備の例を第８図で具体的
に説明する。 図の圧延設備は共通のハウジング１内に２つの
ロールセツト２，５を組込んだ例を示している。
入側ロールセツト２は大径のワークロール３，３
を上下に配置し、該ワークロールをバツクアツプ
ロール４，４で支持している。この入側ロールセ
ツト２に近接して出側ロールセツト５が配設され
ている。該ロールセツト５は入側ロールセツト２
のワークロール３より小径のワークロール６，６
とバツクアツプロール７，７で構成されている。
８は冷却装置である。 かゝる装置で、加熱鋼片Ａは粗圧延もしくは薄
手鋼片のまゝで２パス圧下され、所望の板厚に圧
延されたのち急冷９され、近接コイラー１０で巻
取られる。 第９図は第８図の他の実施例で既存のホツトス
トリツプ仕上ミルの最終スタンドのハウジング１
７の出側に小径のワークロール６，６を持つロー
ルセツト５を設置したミルブロツク１８を接合
（ボルト又は溶接）したものである。かゝる構造
により２つのロールセツトをできるだけ近接して
設けることができる。 第１０図は上記した本発明に関する圧延設備を
連続的な鋼板製造ラインに組込んだ例の概念図を
示す。図において、小断面連続鋳造設備１１の後
方にブレークダウンミル１２を配置し、圧延され
た鋳片Ｂの温度を圧延装置に適合する圧延温度に
調整する温度制御装置を介して高圧下圧延装置
１，２，５を配設する。該圧延装置の出側に冷却
装置として塩浴槽１４、洗浄槽１５を設け、近接
コイラー１０を連設する。 この例では鋳造から製品に至るまで鋼は完全に
連続となつており、大圧下圧延や圧延後熱処理が
極めて容易となつている。圧延装置の前工程と冶
金的意味がないことから薄スラブを鋳造し必要に
よりインラインでブレークダウンして直接仕上圧
延を行うようになつておりきわめて簡潔な工程と
なつている。近年発達している小断面CCの鋳造
速度はかなり速いため前記したような装置の比較
的低い圧延速度と整合させることができる。また
比較的低速でしかも連続であるため塩浴による冷
却が採用でき、種々の複雑な加工熱処理が可能で
あるとともに、熱回収による経済的メリツトが得
られる。 また仕上圧延が比較的低速なためこの装置には
さらに冷延ラインおよびこれとさらに焼鈍ライン
を連続して附設することも可能で、全連続の冷延
薄板製造ラインとすることができる。 次に、本発明の実施例を記述する。 第８図に示す圧延設備を用い、第１表に示す成
分組成の鋼の熱間圧延を行つた。圧延装置の内、
入測ミルセツト２のワークロール３の径を600mm
φ、出側ミルセツト５のワークロール６の径を
200mmφ、夫々のワークロール間を2000mmとし、
供試鋼は200mm厚のスラブに連続鋳造され、1200
℃に加熱後、粗圧延機で12mmまで熱延された鋼片
を使用した。該供試鋼を本圧延装置で３mm厚まで
圧延するが、そのときの圧延条件を第２表に示
す。 Ａ鋼は高張力鋼、Ｂ鋼は軟質加工用鋼である。
また、比較例として、既設の６段の連続熱延ミル
（従来ミル）での圧延も行つた。このミルのスタ
ンド間隔及びワークロール径はいずれも、それぞ
れ5.5ｍ、780mmであつて、このときの圧延条件を
同じく第２表に示す。表中試番４は上記の従来ミ
ルにより本発明方法で圧延した場合、試番５、
６、７は通常行われｒ圧延の例であり、試番５、
６は圧下率が過少、７は大圧下を行つたが、歪速
度が過大の例である。

【表】 以上、詳述したように、本発明によれば極めて
すぐれた特性の超細粒鋼板が低コストで効率よ
く、しかも高品質に製造できるのでその工業的価
値は大きい。

【表】 ＊〓 ＊＊〓
＊＊＊〓 ＊＊＊＊〓
〓従来ミルでは第5パス 〓従来ミルでは
第6パス 〓試験片採取方向 〓1500r
pm

【図面の簡単な説明】

第１図は圧下率と微細フエライト生成状況およ
び２パス圧延との比較を示した図。第２図は１パ
ス目の歪速度と微細フエライト生成状況との関係
を示した図。第３図はパス間間隔と微細フエライ
ト生成状況との関係を示した図。第４図は本発明
装置のロール配置状況を示した図。第５図Ａ，
Ｂ，Ｃは各板厚における歪速度とパス間時間の関
係をスタンド間距離をパロメーターにして求めた
図。第６図は許容範囲Ｓと第１パスのロール半径
R₁とスタンド間距離Ｌの関係を示した図。第７
図は製品板厚h₁と許容範囲Ｓおよびスタンド間距
離Ｌの関係を示した図。第８図および第９図は本
発明の圧延装置を示した図。第１０図は本発明の
圧延装置を組み込んだ薄鋼板の一貫製品ラインを
示した図である。 １……ハウジング、２……入側ロールセツト、
３……大径のワークロール、４……バツクアツプ
ロール、５……ロールセツト、６……小径のワー
クロール、７……バツクアツプロール、８……冷
却装置、９……急冷、１０……近接コイラー、１
１……小断面連続鋳造設備、１２……ブレークダ
ウンミル、１４……塩浴槽、１５……洗浄槽、１
７……ハウジング、１８……ミルブロツク。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.4％以下、合金元素の含有量合計５％以下
   の鋼に連続熱間圧延の終段において、圧下率40％
   以上で平均歪速度60毎秒以下の圧下を加え、更
   に、２秒以内に連続して圧下率40％以上の圧下を
   加えることを特徴とする超細粒フエライト鋼の製
   造方法。 ２ 650〜950℃の温度範囲で連続熱間圧延を行う
   特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ 熱間圧延後２秒以内に平均20℃／秒以上の冷
   却を開始し、620℃以下に到らしめる第１項記載
   の方法。 ４ 連続鋳造された鋳片を連続熱間圧延する第１
   項記載の方法。