JPH058256B2

JPH058256B2 -

Info

Publication number: JPH058256B2
Application number: JP8350584A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Kato; Kazuo Koyama; Koichi Kawasaki
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-04-25
Filing date: 1984-04-25
Publication date: 1993-02-01
Also published as: JPS60228617A

Description

【発明の詳細な説明】

（発明の技術分野）本発明は、製鋼での真空脱ガスによる脱炭や、
Ti、Nbなどの元素添加を行わずに、JIS
G3141SPCD以上の特性、特に非時効性特性を有
する冷延鋼板を、連続焼鈍にて製造する方法に係
わる。（従来技術）軟質冷延鋼板は、その良加工性のために、自動
車用を中心として厳しい成形加工を経て、最終製
品とされる鋼板として使用されている。ところ
が、この加工性は経時劣化する場合があり、この
経時劣化を時効性と称している。軟質冷延鋼板の
うちでも、特に厳しい成形を受ける用途に使われ
るものは、この時効性はあつてはならない。この時効性は、鋼中に侵入型に固溶したＣ、Ｎ
が最終工程の調質圧延で、導入された可動転位を
固着するために生ずるもので、降伏点の上昇、破
断伸びの低下、降伏点伸びの発生といつた劣化を
生ずるからである。この時効性の原因であるＣ、Ｎのち、Ｎは微量
故にアルミニウムキルド鋼とすることで、窒化ア
ルミニウムの形で固定したり、またはＢ添加によ
り、窒化ほう素として固定することができるの
で、Ｎによる時効は回避できる。一方、固溶Ｃは、低温でのセメンタイト固溶限
が極めて小さいので、箱焼鈍のように時間をかけ
て冷却すれば、ほとんど残留しない。しかし連続
焼鈍では、短時間で冷却するために固溶Ｃが残留
し、そのため大きなＣ時効が生ずる。この固溶Ｃ
を低減するため、一般に連続焼鈍後急冷して過冷
度を高め、その後過時効と呼ばれるセメンタイト
析出処理を施す。本願発明では鋳造時に微細な硫化マンガン
（MnS）を生成させ、このMnSをサイトとする不
均一核生成を連続焼鈍の急冷−過時効時に起こさ
せることにより、核生成−成長を、すなわちセメ
ンタイト析出を促進させて固溶炭素の低減を計る
ものである。これに対して、焼鈍後の冷却速度を極めて大き
くとすれば、結晶粒内に微細なセメンタイトが生
成することは多く報告されている。例えば、「鉄と鋼」第62年（1976）第６号624〜
643ページに記載の論文中のphoto.1.(C)には、
2000℃／ｓで700℃から水冷し、次いで過時効処
理を行つた鋼板に、微細な炭化物が認められる由
が報告されている。炭化物密度が大きければ、そ
の成長のために要する拡散距離が少なくなり、固
溶炭素の低減が速やかに進行するが、一方この微
細炭化物による析出硬化や分散硬化により、鋼自
身が硬質、低延性となる。従つて、この粒内炭化物密度は、ある適当な範
囲にコントロールする必要があるが、上記報告で
はそのことに考慮を払つていない。また、2000
℃／ｓという急冷では焼入歪のため鋼板形状がく
ずれるという欠点があり、さらに、このような急
冷では水冷が必然となり、そのため水温まで冷却
の後、過時効温度まで昇温しなければならないと
いう熱エネルギー上のロスや、水冷のための表面
酸化の問題が残る。また、本願発明のようにMnSを利用して、連
続焼鈍法による冷延鋼板の特性を向上させた先行
技術として、特公昭56−8891号公報記載の発明が
ある。しかし、この発明においてはMnSの作用
は示唆程度にとどまつており（同公報第７欄25行
以下）、またその作用効果も主としてランクフオ
ード値（値）向上であり、本願発明のような炭
素時効抑制に対する顧慮は全くない。この先行技
術では、低温加熱熱延が重要な構成要件となつて
いて、本願発明の再加熱熱延の場合と類似してい
るが、上述のようにその目的を異にしており、そ
のため本願発明では連続鋳造条件や連続焼鈍条件
が、それぞれ構成要件の重要な柱となつているの
に対し、これらはこの先行技術には見出すことが
できないのである。同じく低温加熱熱延にて連続焼鈍冷延鋼板の材
質を改善することを骨子とする先行技術として、
特開昭51−9016号公報および特公昭56−11732号
公報記載の発明がある。しかしながら前者では時
効性については何ら触れておらず、また後者は
BN（窒化ほう素）の有効利用のための条件提示
であり、時効性についても末尾で示唆する程度で
本願発明の目的とする非時効性付与に対しては何
ら触れていないに等しい。時効性は時効指数（AI）または100℃、60分の
促進時効での降伏点伸び（Yp−El）で示される
ことが多いが、非時効性とみなすためには、少な
くともAIで３Kgｆ／mm²以下、かつYp−Elで0.4％
以下、好ましくはAIで２Kgｆ／mm²以下かつYp−
Elで０でなければならない。しかしながら、いわゆる普通鋼を用いた場合、
連続焼鈍で非時効化、すなわち固溶炭素を減少さ
せること（上述のレベルにするには固溶炭素は１
〜2ppmまたはそれ以下にする必要があると考え
られる）は極めて難かしく、連続焼鈍で真に軟質
非時効性冷延鋼板と云われるものは、いわゆる
IF鋼（Interstitial Free鋼）と呼ばれるものしか
ない。IF鋼とは、製鋼時に真空脱ガスによりＣ
を50ppm程度以下まで低め、さらにTiやNbなど
の強力な炭窒化物形成元素をＣ、Ｎの化学量論的
量以上に加えて製造したもので、この鋼は完全に
非時効である。しかしながらこのIF鋼の製造に
は、上述のように特殊な製鋼設備および作業を必
要とする上に高価な合金を使用するため、製造価
格が高いという経済上の欠点がある。（発明の目的）本発明は上記欠点を解消し、特殊な製鋼設備や
処理を必要とせずに、また高価なTi、Nbなどの
合金添加を行なわずに、成分限定と連続鋳造条件
のコントロールにより適当な大きさ、および分散
状態のMnS分布を得、この分布を維持しながら
熱延を終え、そして特定の連続焼鈍条件にてこの
MnS上にセメンタイトの不均一核生成を起こさ
せ、セメンタイトの析出成長、すなわち固溶炭素
の低減を促進させて非時効化を達成しようとする
ものである。（発明の構成）本発明の要旨とするところは、C0.01〜0.10wt
％、Mn0.05〜0.3wt％、S0.005〜0.015wt％、
P0.1wt％以下、Al0.005〜0.100wt％、N0.0030wt
％以下、必要に応じてB0.0030wt％以下を含み残
部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、連続
鋳造時1100〜1300℃の温度域を５〜40℃／minの
冷却速度となるように連続焼鈍してスラブとし、
その後直接、または冷片ないし温片を1150℃以下
に加熱後、熱延し次いで冷延し、続いて短時間再
結晶焼鈍後30℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し230
〜400℃で２〜10分過時効することからなる連続
鋳造−連続焼鈍法による非時効性冷延鋼板の製造
方法である。以下、本発明の構成要件の説明とその数値限定
条件について述べる。Ｃは通常の低炭素の範囲として0.01〜0.10wt％
とする。本発明では連続焼鈍での焼入時効で炭素
析出を促進させるものであるが、そのようにして
生じた結晶粒内炭化物は、結晶粒界炭化物だけの
場合と比べると伸びなどの加工性を劣化させるの
で、これを補う意味でＣを0.03wt％未満とするこ
とは好ましい。Ｃが0.01wt％未満では連続焼鈍時
にＣの過飽和度が高まらないので不適である。 MnおよびＳはそれぞれ0.05〜0.3wt％、0.005
〜0.015wt％とする必要がある。本発明ではMnS
を活用するので、Ｓは0.005wt％以上必要である。
Ｓが0.015wt％超では介在物状の大きなMnSが増
し、特性を悪くする。Mnが下限未満ではFeSが
生成し、熱間脆性を生じる。また、Mnが0.3wt
％を越えると、やはり加工性を損なう。Ｐは、りん添加高強度冷延鋼板として本発明が
適用でき、その場合上限を0.1wt％とする。これ
を越えると鋼が脆化し、また加工性も悪くなる。
通常の軟鋼板に適用する場合は0.02wt％以下でよ
い。特に、良加工性を必要とする場合には0.01wt
％未満の低濃度とすることが好ましい。 Alは脱酸およびＮをAlNとして固定するため
に0.005wt％は必要であるが、0.1wt％を越える添
加は介在物を増し加工性を悪くする。Ｎはこの意
味で有害元素で、上限を0.0030wt％とする。さら
に徹底的にＮを固定するためには、Alよりもつ
とＮに対する親和力の強いＢを脆化等の害を及ぼ
さない0.0030wt％以内で添加することが好まし
い。次に本発明にとつて重要な連続鋳造条件につい
て述べる。 C0.02wt％、Mn0.1wt％、S0.01wt％、
P0.005wt％、Al0.04wt％、N0.0015wt％を目標
成分とする鋼を多数溶製し、厚みと表面からの冷
却や保定との組合せで種々の冷却速度となるよう
に冷却してスラブとした。冷却速度は中心層のそ
れで、1300℃から1100℃までの平均値で示すが、
実測表面温度をもとに伝熱計算により求めた。そ
の後、1080℃に加熱後仕上終了温度が890℃にな
るように熱延し、700℃の巻取処理を行つた。さ
らにこの熱延板を80％冷延して0.8mm厚とした後、
第１図に示すヒートサイクルで焼鈍を行つた。た
だし、均熱条件は820℃、１分かつ冷却速度ｖは
100℃／ｓであつた。第１表に、上記冷却速度と最終の焼鈍板におけ
るセメンタイト粒の密度、AIおよび内部摩擦法
により求めた固溶炭素量とを対比して示した。

【表】なお、AIは10％予歪後100℃、60分の時効を行
い、時効前後での降伏点上昇代で示される。ま
た、セメンタイト密度はセメンタイト現出エツチ
ングを行つた後、走査型電子顕微鏡で3000倍の写
真を取り、0.3mm以上（実際の大きさ0.3μｍ以上）
のセメンタイトの個数を測定して求めた。第１表
からわかるように、連続鋳造における冷却速度が
ある範囲のときに焼鈍板のセメンタイトの数が多
くなり、固溶炭素が低減し、AIも小さくなる。
すなわち非時効化に近づく。連続鋳造の冷却速度が何故このように影響する
かを調べるために、焼鈍板のセメンタイト溶解熱
処理を行いそのまま急冷した試料の透過電子顕鏡
観察を行つた。これによつて0.01μｍ以上の大き
さのMnSの個数を測定したところ、連続鋳造の
冷却速度の2.1、20.2、100.1℃／minにそれぞれ
対応して5.3×10⁵、1.5×10⁶、8.3×10⁶個／mm²であ
つた。このことから、ある大きさ以上のMnSが
セメンタイト核生成サイトとなること、そして連
続鋳造の冷却速度が大きすぎてはMnSが微細す
ぎてサイトとならず、また連続鋳造の冷却速度が
小さすぎるとMnSが大きく、個数が少なくなり
サイトの絶対数が不足すると云うように説明でき
る。このように本発明にあつては連続鋳造の冷却速
度が極めて重要で、第１表よりその範囲を５〜40
℃／minと定める。この冷却速度は1300〜1100℃
におけるものでなければならない。1300℃超では
MnSの析出は少なく、この部分の冷却速度の意
味はない。同じく1100℃未満では溶質元素の拡散
が十分でなく、やはりMnSの析出が起こりにく
い。なお、本発明における連続鋳造の冷却速度は
連続鋳造スラブの表層部５mmを除く中心層のもの
とする。何故なら表層部は水冷や、ロール接触等
により複雑な温度変化を示すので除外しなければ
ならないからである。このようにして生成したMnSは粗大化しない
ようにする必要がある。そのために、1150℃を越
えて再加熱してはならない。通常の場合、これは
熱延の加熱温度になるので、熱延加熱温度は1150
℃以下（好ましくは1000℃以上）とするか、加熱
を経ない直送圧延（ダイレクトロール）を行う必
要がある。熱延−冷延条件は通常でよく、仕上終了温度は
Ar₃変態点以上、冷延率は40〜90％でよい。連続
焼鈍の場合によく使われる650〜750℃の高温巻取
処理や70〜90％の高冷延圧下は、値を向上させ
たり結晶粒成長を促がすので好ましい条件であ
る。こうして得られたMnS分散状態も、固溶炭素
を低減させる工程である連続焼鈍の冷却−過時効
過程でこのMnS上に適当な不均一核生成を起こ
させる条件を取らない限り何ら効果はない。焼鈍
後の30℃／ｓ以上（好ましくは50〜200℃／ｓ）
の急冷と230〜400℃での保定である。これは
MnSへの不均一核生成と云えどもかなりの炭素
の過飽和度がないと核生成しないためである。こ
れを達成する条件としてまず30℃／ｓ以上の急冷
が必要である。ある程度の過飽和度が保たれたな
らば炭素の比較的拡散しやすい230〜400℃に保定
することで十分な核生成が生じ、ついで保定時間
の残りで十分核の成長、云いかえると固溶炭素の
低減が達成される。230℃未満、400℃超では核生
成が十分でなく、また２分未満では成長が十分で
なく、10分で効果は飽和する。これらの過程をより徹底して行なわせるために
は、第１図に示すように冷却速度ｖを70℃／ｓ以
上とし、230〜350℃に0.5〜２分保定後300〜400
℃に50〜100℃加熱後、残時間をついやして230〜
300℃に冷却するサイクルをとることが好ましい。その他、再結晶条件としては通常採られている
ものでよく、SPCD級では730〜820℃、SPCE級
では760〜850℃程度であり、また時間も0.5〜３
分程度である。また、最後に調質圧延を行うが伸び率で0.6〜
2.0％である。連続焼鈍の冷却速度は既述のごとく大きすぎる
と種々の問題が生ずるので500℃／ｓを上限とす
る。（実施例）第２表に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製
し、同じく第２表に示す条件にて連続鋳造し熱延
した。これら熱延鋼帯を酸洗後80％冷延して0.8
mm厚冷延鋼帯とし、続いて連続焼鈍に供した。そ
の条件および1.2％調質圧延後の機械的性質を第
３表に示す。なお、第２表において符号Ｄ，Ｅの
鋼は、引張強度35Kgｆ／mm²級のりん添加高強度冷
延鋼板の例である。

【表】

【表】第３表から明らかなように、本発明に従つた鋼
は、人工時効後で軟質材では降伏点強度19Kgｆ／
mm²以下、伸び46％以上、高強度鋼板ではそれぞれ
25Kgｆ／mm²以下、40％以上という良加工性を示
し、かつ耐時効性もYp−Elで0.2％以下、かつAI
で３Kgｆ／mm²以下と極めて良好である。これに対
し本発明の条件をはずれたものは、軟質材、高強
度材ともに機械試験値は大幅に劣る。（発明の効果）製造工程の連続化は時代のすう勢である。特
に、冷延鋼板において連続鋳造を用いて連続焼鈍
が行えることは、極めて大きな効果を及ぼす。し
かるに従来、連続焼鈍では高級グレードの冷延鋼
板は高価なIF鋼でしか製造できず、そのため全
冷延鋼板の連続焼鈍への切替は夢としか考えられ
ていなかつた。本発明によりこれが現実となつたわけで、しか
も温片装入や直送圧延も何ら支障とはならず、む
しろ進み行くこれら技術が好ましい形態として取
り入れることができるなど、本発明の持つ経済
的、技術的意義は極めて大きいと云える。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の好ましい連続焼鈍条件におけ
る温度−時間関係（ヒートサイクル）を示す図で
ある。

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.01〜0.10wt％、 Mn0.05〜0.3wt％、 S0.005〜0.015wt％、 P0.1wt％以下、 Al0.005〜0.100wt％、 N0.0030wt％以下、必要に応じてB0.0030wt％以下を含み残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼
を、連続鋳造時1100〜1300℃の温度域を５〜40
℃／minの冷却速度となるように連続鋳造してス
ラブとし、その後直接、または冷片ないし温片を
1150℃以下に加熱後、熱延し次いで冷延し、続い
て短時間再結晶焼鈍後30℃／ｓ以上の冷却速度で
冷却し230〜400℃で２〜10分過時効することから
なる連続鋳造−連続焼鈍法による非時効性冷延鋼
板の製造方法。