JPS6326179B2 - - Google Patents
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- JPS6326179B2 JPS6326179B2 JP18607082A JP18607082A JPS6326179B2 JP S6326179 B2 JPS6326179 B2 JP S6326179B2 JP 18607082 A JP18607082 A JP 18607082A JP 18607082 A JP18607082 A JP 18607082A JP S6326179 B2 JPS6326179 B2 JP S6326179B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
この発明は、連続焼鈍による冷延鋼板の製造方
法に関し、とくに耐時効性の優れた加工用冷延鋼
板を非常に短い過時効処理によつて製造する方法
を提案しようとするものである。 冷延鋼板の製造方法において、連続焼鈍法は、
在来のいわゆる箱焼鈍法と比較して多くの利点を
有している。 とは云え連続焼鈍では加熱速度が大きく均熱時
間も短いため、結晶粒成長がおこりにくく細粒と
なり易いので降伏応力（YS）増加への影響が大
きい。 一般に冷延鋼板の結晶粒径は熱延鋼板の結晶粒
径と良く対応し、従つて軟質な鋼板を製造するに
は、熱延鋼板での結晶粒径を大きくすることが必
要である。 それ故、低炭素鋼をもつて連続焼鈍により軟質
な鋼板を製造する技術の大半は、熱延鋼板の結晶
粒を大きくするため、熱延巻取温度を通常の巻取
温度より高く、すなわち600〜700℃以上とするこ
とを必須要件としている。 ここに例えば連続焼鈍で絞り鋼板を製造する代
表的事例として特公昭50−1341号公報によれば
Mn、Ｓの各含有量を限定し、かつ巻取温度を
600℃以上とすることにより冷間成形性のすぐれ
たプレス用冷延鋼板を製造できるとしている。 しかし、熱延巻取温度を高くしなければならな
いことには、次の欠点が伴われる。 すなわち通常、熱延鋼帯の巻取り温度は500〜
580℃であるのに対し、上例では好ましい巻取範
囲を600℃以上とし、実施例には630〜730℃の高
温巻取りが掲げられているが、熱延鋼帯の巻取り
温度をこのように高くすると、表面に生成する酸
化膜がマグネタイトを主成分として緻密になりか
つ被膜厚さが巻取り温度上昇とともに急激に増加
するので、脱スケール性が極端に低下すること、
また熱延鋼帯を高温で巻取つても、コイル端部は
急速に温度が低下するためコイル外周部の材質劣
化は避けられないことである。 巻取り温度を低くし、かつ軟質な鋼板を製造す
る技術についてはたとえば特公昭51−29696号あ
るいは特開昭55−77910号各公報などが開示され
ている。これらの方法はほう素を添加することに
より巻取り温度を比較的低くすることを可能とし
たものであるが、実施例に示されている如く、
Alを添加しかつほう素を精度よく添加しなけれ
ばならず、しかもその巻取温度は600℃以上とま
だかなり高い。 このように従来の高温巻取材を用いて軟質な冷
延鋼板を連続焼鈍により製造する技術には、酸洗
性の大幅な低下、材質の不均質化などの欠点があ
つた。 これに対し冷延鋼板を安価に高能率で製造する
には熱延巻取り温度を低くして酸性能率を上げる
必要があるが、従来の製造法においては巻取温度
を低くすると硬質となり、絞り加工のみならず曲
げのような単純加工も困難となつた。加えて最近
とみに、連続鋳造によるAlキルド鋼の生産比率
が高くなる傾向にあるが、Alキルド鋼は熱延後
の低温巻取りを経て冷延鋼板としたとき非常に硬
質となり加工性が著しく劣化する。 一方低炭素鋼を素材とした従来の連続焼鈍法に
おいては固溶Ｃを低減するために過時効処理を３
〜５分間、少なくても１分間以上にわたつて行な
わなければならないとされていたが、高能率で連
続焼鈍を行なうためには、過時効処理時間を短か
くすることが重要である。 すなわち安価な加工用冷延鋼板を製造するに際
しても最高速度で焼鈍されるので過時効処理時間
30秒以内もしくは過時効処理なしのサイクルが望
まれる。 もちろんＣ量を少なくすれば軟質化するが、一
方で十分軟質化させるためにＣを0.01％程度まで
少なくすると時効処理しても残存する固溶Ｃが多
くなり耐時効性が劣化することは良く知られてい
るとおりである。 このように従来の技術では、高温巻取した熱延
板を長時間過時効処理することによりはじめて、
かなり良好な材質を得ることはできたが、加工用
鋼板をとくに低コストで製造すべき要請は、到底
満たされ得なかつたのである。 すなわちＣを少なくしたり焼鈍温度を高くする
ことにより軟質化は達成されても短時間過時効処
理後の耐時効性を改善することが困難なところに
問題を残していたのである。 なおTi、Nbなどの炭化物形成元素を添加しＣ
を固定することも試みられているが合金成分のコ
ストが嵩む不利を伴うのはいうまでもない。 発明者らは連続焼鈍過程における過時効処理な
し、またはその時間が30秒以内のように非常に短
い場合の最適素材が、連続焼鈍に引続く急冷後十
分な過時効を行う従来法での最適素材とは、全く
異なるものであることを知り種々の実験を行なつ
た結果、素材のＣ量を適正な範囲にした上で、熱
延仕上温度をAr3点以下としかつ冷間圧延後の焼
鈍温度をAc1点以下にすれば、過時効処理時間が
短かくても、耐時効性、加工性ともに良好な鋼板
が得られることを見出した。 この発明は上記知見に基いたものである。 この発明は、Ｃ：0.03〜0.07wt％（以下単に％
で示す）Mn：0.10〜0.40％、Ｎ：0.0035％以下お
よびsol・Al：0.020〜0.090％を含み、残部実質的
に鉄及び不可避的不純物より成る組成の連続鋳造
スラブから冷延鋼板を製造する方法において、ス
ラブ加熱温度を1000℃以上1150℃以下、熱延仕上
げ温度をAr3点以下650℃以上、巻取り温度を490
℃以上600℃以下とする熱間圧延工程と、 該工程で得た熱延鋼帯の常法による酸洗、冷間
圧延ののちに、焼鈍温度を再結晶温度以上Ac1変
態点以下とし、かつ過時効処理を10〜30秒間以内
の保持または30℃／Ｓ以下の徐冷とする連続焼鈍
工程と を組合わせて、とくに有利に耐時効性と加工性を
具備させるようにしたものである。 以下この発明の開発経緯について詳細に説明す
る。 発明者らは、下記の実験においてＣ量の異な
る小型鋼塊を実験室的に製作し、何れも分塊圧延
で30mm厚のスラブとし、このスラブの熱延仕上げ
温度FTを変化させて2.8mmの熱延板とし、ついで
530℃の炉に装入し、２時間保持後炉中で徐冷す
る熱延板の巻取シミユレートを行い、次いで酸洗
後冷延率71％にて0.8mmに冷間圧延し、更に種々
の温度Ｔに加熱後その温度に30秒保持し400℃ま
で50℃／Ｓで冷却し、20秒間時効後20℃／Ｓで室
温まで冷却する熱処理パターン(A)または均熱後た
だちに10℃／Ｓで室温まで冷却する熱処理パター
ン(B)をシミユレートし、0.8％調質圧延後におけ
る時効指数を調べた。 この時効指数は、7.5％引張り後100℃×30分の
時効による圧力上昇値（Mpa）である。 実験 Mn：0.26％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.011％、
sol・Al：0.035％、Ｎ：0.0028％のほかＣ含有量
を0.008〜0.085％に変化させた組成の小型鋼塊を
用い熱延仕上げ温度FT：880〜700℃、連続型焼
鈍均熱温度、Ｔ：700〜800℃において時効指数を
比較した。 第１図にその結果の要点を、Ｃ量との関係にて
示す。 Ｃ量が多くなるにしたがい時効指数（Mpa）
は小さくなつた。とくに焼鈍均熱温度ＴがAc1点
より低い場合にＣ量依存性が顕著になり、Ｃが
0.03％以上の素材はAc1点以下の温度で焼鈍すれ
ば過時効時間が20秒間のように非常に短い（Ａパ
ターン）にも拘らず時効指数は55Mpaよりはる
かに低くなり、また急冷過時効処理を施さない単
なる徐冷処理（Ｂパターン）の場合であつてもほ
ぼ同様の傾向を示し、時効指数は若干高くなる程
度でその差は小さかつた。 なおこのような熱処理パターンによる限り完全
非時効性を得ることはできないが、従来のリムド
鋼と同等またはそれ以上の耐時効性を十分得られ
ることが明らかで、ここに室温での時効劣化は実
用上問題とならない。 従来、Ｃ量と時効指数の関係は、高温巻取し、
800℃程度の高温で焼鈍した場合についてこそ、
多く調べられていたが、その結果によれば時効指
数はＣが0.015〜0.025％付近で極小値となり、そ
れ以上Ｃが多くなつても少なくなつても時効指数
が大きくなるとされていた。 これに対して発明者らは、530℃のように低い
巻取りシミユレートの場合におけるＣ量と時効指
数の関係を詳細に調べ従来知られていなかつた過
時効処理時間が非常に短くまた保持を行わない場
合について、第１図のような結果を新たに究明し
たものである。 このような傾向を生じる理由は必ずしも明確で
はないが、以下のように考えられる。 すなわち、従来の連続焼鈍法においては、熱延
時高温巻取を必定としていたため熱延板の炭化物
は粗大化し、その分布は非常に疎となつていたこ
と、そして軟質化をはかるため、焼鈍温度をおし
なべてA1点以上に高くしていたため炭化物はす
べて一たん溶解してしまうこと、徐冷または急冷
過時効時に、炭化物が再び析出するためには、核
生成とその成長の過程を経なければならないこと
など相まつて炭化物を密に析出させるためには急
冷しＣの過飽和度を大きくする必要あるが、この
ような急冷処理を行なうと過時効処理が十分長い
場合には固溶Ｃが少なくなるものの、急冷直後あ
るいは過時効時間が短い場合の固溶Ｃは多く、従
つて時効性は非常に悪くなるのに反して第１図の
実験にて、低温焼鈍材で時効指数が低くなつたの
は、鋼板中に微細に分散した未溶解の炭化物が固
溶Ｃの有効な析出場所として作用したためと推定
される。 要するに従来の連続焼鈍法においては急冷する
ことによつてＣの過飽和度を高め結晶粒内に微細
に炭化物を析出させ固溶Ｃの低減をはかつていた
のに対しこの発明では、炭化物もあらかじめ鋼板
中に微細に分散させ、さらになおかつそれを焼鈍
中に溶解してしまわないようAc1点以下の低温で
焼鈍することにより固溶Ｃを冷却中に非常に効果
的に低減しうることによる。 しかし一方で、時効性の改善を目的として単純
にＣ量を多くしたり巻取温度を下げたりして炭化
物を微細に分散させようとすれば、一般に鋼板は
非常に硬質となり材質は著しく劣化することとな
る。 そこで軟質でかつ炭化物が微細に分散するよう
な条件を見出すためさらにＣ量と熱延条件を変え
て以下の実験を行つた。 実験 実験と同一成分系の小型鋼塊によるスラブを
同様に熱延仕上げ温度880〜700℃にて板厚3.2mm
の熱延板とし、その巻取り相当温度を、650℃と
530℃とにて処理した後、脱スケールし冷延率75
％で板厚0.8mmに冷間圧延した。ついで720℃で30
秒均熱後50℃／Ｓの冷却速度で400℃まで冷却し、
20秒保持後20℃／Ｓで室温まで冷却するサイクル
で焼鈍後、１％の調質圧延をしてから、引張試験
しその結果を第２図に示す。 熱延仕上げ温度（FT）をAr3点以上に低くす
ると降状応力（YS）が低くなり、かつ巻取り温
度（CT）の影響も小さくなることがわかる。 また熱延仕上げ温度FTが低く降伏応力（YS）
がほぼ同程度に低い高温巻取りと低温巻取りとの
各試料につき100℃×30minにわたる時効後の降
伏伸びの変化も第２図にあわせ示し、巻取り温度
（CT）が高い場合にはＣ量がどの範囲でも降伏伸
びは１％以上であつたの反して、熱延仕上げ温度
（FT）が低く、かつ巻取り温度（CT）も低い
（530℃）場合には、Ｃ量が0.03〜0.07％の範囲で
時効後の降伏伸びが０％となつた。 これは巻取り温度（CT）が高い場合には炭化
物の分散が疎となるため時効指数が高くなり降伏
伸びが発生したものと考えられる。 一方巻取り温度（CT）が低い場合にはＣが低
すぎるとやはり炭化物間距離が大きくなりすぎる
ことにより、またＣ量が高いと、降伏応力（YS）
が高くなるため、それぞれ降伏伸びが発生する。 次に第３図ａ，ｂにより過時効時間の影響を示
す。 上掲各実験の実績を踏まえて、Ｃ：0.035％、
Mn：0.26％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.011％、Sol・
Al：0.035％、Ｎ：0.0028％の組成（Ar3820℃、
Ac1728℃）とした鋼塊によるスラブを熱延仕上
げ温度（FT）750℃、巻取り温度（CT）550℃で
熱延した後、酸洗冷延し、均熱700℃、20秒で焼
鈍し、その保持に引続き50℃／Ｓで急冷し400℃
で保持する過時効処理または均熱温度よりそのま
ま一定速度で冷却した時の時効指数を調べた結果
によると、過時効時間は同図ａのように10秒で十
分であつて、一分以上にわたり過時効してもその
効果にさしたるちがいはなく、また一定速度で冷
却する場合には同図ｂのように30℃／Ｓ以下であ
れば時効指数は小さくなることが明らかである。 以上述べたように連続焼鈍のあと短時間の冷却
で固溶Ｃを有効に低減するためには、該焼鈍温度
をAc1点以下再結晶温度以上とする必要がある。 熱延仕上げ温度はAr3点以下とするがあまり低
温すぎると圧延が困難となるので下限の温度を
650℃とする。 このように低温で熱延を終了する効果として２
つの効果があげられる。その一つが、ＮをAlN
として効果的に固定する効果である。これは低温
でかつ歪が加わつた時にAlNが急速に析出する
ことを利用している。また結晶粒径が比較的大き
くなりやすい効果も利用している。尚これらの効
果はスラブ低温加熱を適用することにより、より
一層顕著となる。 したがつてスラブ加熱温度は1150℃以下とす
る。但しあまりに低温になりすぎると圧延がしに
くくなるので下限を1000℃とする。 巻取り温度が高すぎると脱スケール性が悪化す
るのみならず、この発明でもつとも重要なポイン
トである微細に分散した炭化物組織が得られなく
なるので上限を600℃とする。 但し低くなりすぎにとAlNの析出が遅れ、Ｎ
が残存し時効劣化が著しくなるおそれがあるので
490℃とする。 Ｃ量は時効処理後も降伏伸びが発生しない0.03
％、より好ましくは0.04％から0.07％までの範囲
とする。 焼鈍サイクルは、10秒以上30秒以内の過時効処
理または平均30℃／Ｓ以下で冷却するものとす
る。 以上がこの発明の主要な構成条件であるがさら
に他の成分を限定した理由を以下説明する。 Mnは、熱間ぜい性を防止するため、Ｓの固定
に必要な元素であるが多くなると硬化の原因とな
るので下限を0.10％、上限を0.40％とする。 Ｎは鋼板を著しく硬化させかつAlで完全に固
定し得ない場合は時効性を劣化させるので、でき
るだけ少ない方が良いので上限を0.0035％より好
ましくは0.0025％以下とする。 Sol・Alは鋼中のＮをAlNとして固定するのに
必要である。とくに低温巻取、低温焼鈍の条件で
Ｎを十分固定するためには0.020％以上を必要と
する。しかし過度の添加は硬質化の原因となる。
よつて下限を0.020％、上限を0.090％とする。 この発明においては不可避不純物は主としてＰ
およびＳであり、Ｐは0.025％以下、Ｓは0.020％
以下で許容される。 つぎにこの発明の実施例について述べる。 炭素量の異なる表１に示した組成のAlキルド
鋼を連続鋳造法によつてスラブとした後、同表に
掲げた条件で熱間圧延を行つた。
法に関し、とくに耐時効性の優れた加工用冷延鋼
板を非常に短い過時効処理によつて製造する方法
を提案しようとするものである。 冷延鋼板の製造方法において、連続焼鈍法は、
在来のいわゆる箱焼鈍法と比較して多くの利点を
有している。 とは云え連続焼鈍では加熱速度が大きく均熱時
間も短いため、結晶粒成長がおこりにくく細粒と
なり易いので降伏応力（YS）増加への影響が大
きい。 一般に冷延鋼板の結晶粒径は熱延鋼板の結晶粒
径と良く対応し、従つて軟質な鋼板を製造するに
は、熱延鋼板での結晶粒径を大きくすることが必
要である。 それ故、低炭素鋼をもつて連続焼鈍により軟質
な鋼板を製造する技術の大半は、熱延鋼板の結晶
粒を大きくするため、熱延巻取温度を通常の巻取
温度より高く、すなわち600〜700℃以上とするこ
とを必須要件としている。 ここに例えば連続焼鈍で絞り鋼板を製造する代
表的事例として特公昭50−1341号公報によれば
Mn、Ｓの各含有量を限定し、かつ巻取温度を
600℃以上とすることにより冷間成形性のすぐれ
たプレス用冷延鋼板を製造できるとしている。 しかし、熱延巻取温度を高くしなければならな
いことには、次の欠点が伴われる。 すなわち通常、熱延鋼帯の巻取り温度は500〜
580℃であるのに対し、上例では好ましい巻取範
囲を600℃以上とし、実施例には630〜730℃の高
温巻取りが掲げられているが、熱延鋼帯の巻取り
温度をこのように高くすると、表面に生成する酸
化膜がマグネタイトを主成分として緻密になりか
つ被膜厚さが巻取り温度上昇とともに急激に増加
するので、脱スケール性が極端に低下すること、
また熱延鋼帯を高温で巻取つても、コイル端部は
急速に温度が低下するためコイル外周部の材質劣
化は避けられないことである。 巻取り温度を低くし、かつ軟質な鋼板を製造す
る技術についてはたとえば特公昭51−29696号あ
るいは特開昭55−77910号各公報などが開示され
ている。これらの方法はほう素を添加することに
より巻取り温度を比較的低くすることを可能とし
たものであるが、実施例に示されている如く、
Alを添加しかつほう素を精度よく添加しなけれ
ばならず、しかもその巻取温度は600℃以上とま
だかなり高い。 このように従来の高温巻取材を用いて軟質な冷
延鋼板を連続焼鈍により製造する技術には、酸洗
性の大幅な低下、材質の不均質化などの欠点があ
つた。 これに対し冷延鋼板を安価に高能率で製造する
には熱延巻取り温度を低くして酸性能率を上げる
必要があるが、従来の製造法においては巻取温度
を低くすると硬質となり、絞り加工のみならず曲
げのような単純加工も困難となつた。加えて最近
とみに、連続鋳造によるAlキルド鋼の生産比率
が高くなる傾向にあるが、Alキルド鋼は熱延後
の低温巻取りを経て冷延鋼板としたとき非常に硬
質となり加工性が著しく劣化する。 一方低炭素鋼を素材とした従来の連続焼鈍法に
おいては固溶Ｃを低減するために過時効処理を３
〜５分間、少なくても１分間以上にわたつて行な
わなければならないとされていたが、高能率で連
続焼鈍を行なうためには、過時効処理時間を短か
くすることが重要である。 すなわち安価な加工用冷延鋼板を製造するに際
しても最高速度で焼鈍されるので過時効処理時間
30秒以内もしくは過時効処理なしのサイクルが望
まれる。 もちろんＣ量を少なくすれば軟質化するが、一
方で十分軟質化させるためにＣを0.01％程度まで
少なくすると時効処理しても残存する固溶Ｃが多
くなり耐時効性が劣化することは良く知られてい
るとおりである。 このように従来の技術では、高温巻取した熱延
板を長時間過時効処理することによりはじめて、
かなり良好な材質を得ることはできたが、加工用
鋼板をとくに低コストで製造すべき要請は、到底
満たされ得なかつたのである。 すなわちＣを少なくしたり焼鈍温度を高くする
ことにより軟質化は達成されても短時間過時効処
理後の耐時効性を改善することが困難なところに
問題を残していたのである。 なおTi、Nbなどの炭化物形成元素を添加しＣ
を固定することも試みられているが合金成分のコ
ストが嵩む不利を伴うのはいうまでもない。 発明者らは連続焼鈍過程における過時効処理な
し、またはその時間が30秒以内のように非常に短
い場合の最適素材が、連続焼鈍に引続く急冷後十
分な過時効を行う従来法での最適素材とは、全く
異なるものであることを知り種々の実験を行なつ
た結果、素材のＣ量を適正な範囲にした上で、熱
延仕上温度をAr3点以下としかつ冷間圧延後の焼
鈍温度をAc1点以下にすれば、過時効処理時間が
短かくても、耐時効性、加工性ともに良好な鋼板
が得られることを見出した。 この発明は上記知見に基いたものである。 この発明は、Ｃ：0.03〜0.07wt％（以下単に％
で示す）Mn：0.10〜0.40％、Ｎ：0.0035％以下お
よびsol・Al：0.020〜0.090％を含み、残部実質的
に鉄及び不可避的不純物より成る組成の連続鋳造
スラブから冷延鋼板を製造する方法において、ス
ラブ加熱温度を1000℃以上1150℃以下、熱延仕上
げ温度をAr3点以下650℃以上、巻取り温度を490
℃以上600℃以下とする熱間圧延工程と、 該工程で得た熱延鋼帯の常法による酸洗、冷間
圧延ののちに、焼鈍温度を再結晶温度以上Ac1変
態点以下とし、かつ過時効処理を10〜30秒間以内
の保持または30℃／Ｓ以下の徐冷とする連続焼鈍
工程と を組合わせて、とくに有利に耐時効性と加工性を
具備させるようにしたものである。 以下この発明の開発経緯について詳細に説明す
る。 発明者らは、下記の実験においてＣ量の異な
る小型鋼塊を実験室的に製作し、何れも分塊圧延
で30mm厚のスラブとし、このスラブの熱延仕上げ
温度FTを変化させて2.8mmの熱延板とし、ついで
530℃の炉に装入し、２時間保持後炉中で徐冷す
る熱延板の巻取シミユレートを行い、次いで酸洗
後冷延率71％にて0.8mmに冷間圧延し、更に種々
の温度Ｔに加熱後その温度に30秒保持し400℃ま
で50℃／Ｓで冷却し、20秒間時効後20℃／Ｓで室
温まで冷却する熱処理パターン(A)または均熱後た
だちに10℃／Ｓで室温まで冷却する熱処理パター
ン(B)をシミユレートし、0.8％調質圧延後におけ
る時効指数を調べた。 この時効指数は、7.5％引張り後100℃×30分の
時効による圧力上昇値（Mpa）である。 実験 Mn：0.26％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.011％、
sol・Al：0.035％、Ｎ：0.0028％のほかＣ含有量
を0.008〜0.085％に変化させた組成の小型鋼塊を
用い熱延仕上げ温度FT：880〜700℃、連続型焼
鈍均熱温度、Ｔ：700〜800℃において時効指数を
比較した。 第１図にその結果の要点を、Ｃ量との関係にて
示す。 Ｃ量が多くなるにしたがい時効指数（Mpa）
は小さくなつた。とくに焼鈍均熱温度ＴがAc1点
より低い場合にＣ量依存性が顕著になり、Ｃが
0.03％以上の素材はAc1点以下の温度で焼鈍すれ
ば過時効時間が20秒間のように非常に短い（Ａパ
ターン）にも拘らず時効指数は55Mpaよりはる
かに低くなり、また急冷過時効処理を施さない単
なる徐冷処理（Ｂパターン）の場合であつてもほ
ぼ同様の傾向を示し、時効指数は若干高くなる程
度でその差は小さかつた。 なおこのような熱処理パターンによる限り完全
非時効性を得ることはできないが、従来のリムド
鋼と同等またはそれ以上の耐時効性を十分得られ
ることが明らかで、ここに室温での時効劣化は実
用上問題とならない。 従来、Ｃ量と時効指数の関係は、高温巻取し、
800℃程度の高温で焼鈍した場合についてこそ、
多く調べられていたが、その結果によれば時効指
数はＣが0.015〜0.025％付近で極小値となり、そ
れ以上Ｃが多くなつても少なくなつても時効指数
が大きくなるとされていた。 これに対して発明者らは、530℃のように低い
巻取りシミユレートの場合におけるＣ量と時効指
数の関係を詳細に調べ従来知られていなかつた過
時効処理時間が非常に短くまた保持を行わない場
合について、第１図のような結果を新たに究明し
たものである。 このような傾向を生じる理由は必ずしも明確で
はないが、以下のように考えられる。 すなわち、従来の連続焼鈍法においては、熱延
時高温巻取を必定としていたため熱延板の炭化物
は粗大化し、その分布は非常に疎となつていたこ
と、そして軟質化をはかるため、焼鈍温度をおし
なべてA1点以上に高くしていたため炭化物はす
べて一たん溶解してしまうこと、徐冷または急冷
過時効時に、炭化物が再び析出するためには、核
生成とその成長の過程を経なければならないこと
など相まつて炭化物を密に析出させるためには急
冷しＣの過飽和度を大きくする必要あるが、この
ような急冷処理を行なうと過時効処理が十分長い
場合には固溶Ｃが少なくなるものの、急冷直後あ
るいは過時効時間が短い場合の固溶Ｃは多く、従
つて時効性は非常に悪くなるのに反して第１図の
実験にて、低温焼鈍材で時効指数が低くなつたの
は、鋼板中に微細に分散した未溶解の炭化物が固
溶Ｃの有効な析出場所として作用したためと推定
される。 要するに従来の連続焼鈍法においては急冷する
ことによつてＣの過飽和度を高め結晶粒内に微細
に炭化物を析出させ固溶Ｃの低減をはかつていた
のに対しこの発明では、炭化物もあらかじめ鋼板
中に微細に分散させ、さらになおかつそれを焼鈍
中に溶解してしまわないようAc1点以下の低温で
焼鈍することにより固溶Ｃを冷却中に非常に効果
的に低減しうることによる。 しかし一方で、時効性の改善を目的として単純
にＣ量を多くしたり巻取温度を下げたりして炭化
物を微細に分散させようとすれば、一般に鋼板は
非常に硬質となり材質は著しく劣化することとな
る。 そこで軟質でかつ炭化物が微細に分散するよう
な条件を見出すためさらにＣ量と熱延条件を変え
て以下の実験を行つた。 実験 実験と同一成分系の小型鋼塊によるスラブを
同様に熱延仕上げ温度880〜700℃にて板厚3.2mm
の熱延板とし、その巻取り相当温度を、650℃と
530℃とにて処理した後、脱スケールし冷延率75
％で板厚0.8mmに冷間圧延した。ついで720℃で30
秒均熱後50℃／Ｓの冷却速度で400℃まで冷却し、
20秒保持後20℃／Ｓで室温まで冷却するサイクル
で焼鈍後、１％の調質圧延をしてから、引張試験
しその結果を第２図に示す。 熱延仕上げ温度（FT）をAr3点以上に低くす
ると降状応力（YS）が低くなり、かつ巻取り温
度（CT）の影響も小さくなることがわかる。 また熱延仕上げ温度FTが低く降伏応力（YS）
がほぼ同程度に低い高温巻取りと低温巻取りとの
各試料につき100℃×30minにわたる時効後の降
伏伸びの変化も第２図にあわせ示し、巻取り温度
（CT）が高い場合にはＣ量がどの範囲でも降伏伸
びは１％以上であつたの反して、熱延仕上げ温度
（FT）が低く、かつ巻取り温度（CT）も低い
（530℃）場合には、Ｃ量が0.03〜0.07％の範囲で
時効後の降伏伸びが０％となつた。 これは巻取り温度（CT）が高い場合には炭化
物の分散が疎となるため時効指数が高くなり降伏
伸びが発生したものと考えられる。 一方巻取り温度（CT）が低い場合にはＣが低
すぎるとやはり炭化物間距離が大きくなりすぎる
ことにより、またＣ量が高いと、降伏応力（YS）
が高くなるため、それぞれ降伏伸びが発生する。 次に第３図ａ，ｂにより過時効時間の影響を示
す。 上掲各実験の実績を踏まえて、Ｃ：0.035％、
Mn：0.26％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.011％、Sol・
Al：0.035％、Ｎ：0.0028％の組成（Ar3820℃、
Ac1728℃）とした鋼塊によるスラブを熱延仕上
げ温度（FT）750℃、巻取り温度（CT）550℃で
熱延した後、酸洗冷延し、均熱700℃、20秒で焼
鈍し、その保持に引続き50℃／Ｓで急冷し400℃
で保持する過時効処理または均熱温度よりそのま
ま一定速度で冷却した時の時効指数を調べた結果
によると、過時効時間は同図ａのように10秒で十
分であつて、一分以上にわたり過時効してもその
効果にさしたるちがいはなく、また一定速度で冷
却する場合には同図ｂのように30℃／Ｓ以下であ
れば時効指数は小さくなることが明らかである。 以上述べたように連続焼鈍のあと短時間の冷却
で固溶Ｃを有効に低減するためには、該焼鈍温度
をAc1点以下再結晶温度以上とする必要がある。 熱延仕上げ温度はAr3点以下とするがあまり低
温すぎると圧延が困難となるので下限の温度を
650℃とする。 このように低温で熱延を終了する効果として２
つの効果があげられる。その一つが、ＮをAlN
として効果的に固定する効果である。これは低温
でかつ歪が加わつた時にAlNが急速に析出する
ことを利用している。また結晶粒径が比較的大き
くなりやすい効果も利用している。尚これらの効
果はスラブ低温加熱を適用することにより、より
一層顕著となる。 したがつてスラブ加熱温度は1150℃以下とす
る。但しあまりに低温になりすぎると圧延がしに
くくなるので下限を1000℃とする。 巻取り温度が高すぎると脱スケール性が悪化す
るのみならず、この発明でもつとも重要なポイン
トである微細に分散した炭化物組織が得られなく
なるので上限を600℃とする。 但し低くなりすぎにとAlNの析出が遅れ、Ｎ
が残存し時効劣化が著しくなるおそれがあるので
490℃とする。 Ｃ量は時効処理後も降伏伸びが発生しない0.03
％、より好ましくは0.04％から0.07％までの範囲
とする。 焼鈍サイクルは、10秒以上30秒以内の過時効処
理または平均30℃／Ｓ以下で冷却するものとす
る。 以上がこの発明の主要な構成条件であるがさら
に他の成分を限定した理由を以下説明する。 Mnは、熱間ぜい性を防止するため、Ｓの固定
に必要な元素であるが多くなると硬化の原因とな
るので下限を0.10％、上限を0.40％とする。 Ｎは鋼板を著しく硬化させかつAlで完全に固
定し得ない場合は時効性を劣化させるので、でき
るだけ少ない方が良いので上限を0.0035％より好
ましくは0.0025％以下とする。 Sol・Alは鋼中のＮをAlNとして固定するのに
必要である。とくに低温巻取、低温焼鈍の条件で
Ｎを十分固定するためには0.020％以上を必要と
する。しかし過度の添加は硬質化の原因となる。
よつて下限を0.020％、上限を0.090％とする。 この発明においては不可避不純物は主としてＰ
およびＳであり、Ｐは0.025％以下、Ｓは0.020％
以下で許容される。 つぎにこの発明の実施例について述べる。 炭素量の異なる表１に示した組成のAlキルド
鋼を連続鋳造法によつてスラブとした後、同表に
掲げた条件で熱間圧延を行つた。
【表】
冷延率75％で板厚0.8mmに冷延後下記の熱処理
パターン(A)′、(B)′で表１に示す条件にて熱処理し
焼鈍後１％の調質圧延を施した場合の、機械的性
質を表１に併記した。 (A)′ パターン 加熱速度20℃／Ｓで700℃まで昇温し、30S
保持する均熱後、400℃まで冷却速度30℃／Ｓ
で急冷して表１に示したｔ秒間保持し、引続き
冷却速度10℃／Ｓで室温まで冷却。 (B)′ パターン (A)′パターンと同様な均熱後、そのまま表１
に従うＶ℃／Ｓの冷却速度で室温まで冷却。 この発明によればYS、TSが十分低くかつ時効
指数が低くて、100℃×30分の時効後も降伏伸び
が事実上発生しない加工用鋼板が容易に製造でき
る。
パターン(A)′、(B)′で表１に示す条件にて熱処理し
焼鈍後１％の調質圧延を施した場合の、機械的性
質を表１に併記した。 (A)′ パターン 加熱速度20℃／Ｓで700℃まで昇温し、30S
保持する均熱後、400℃まで冷却速度30℃／Ｓ
で急冷して表１に示したｔ秒間保持し、引続き
冷却速度10℃／Ｓで室温まで冷却。 (B)′ パターン (A)′パターンと同様な均熱後、そのまま表１
に従うＶ℃／Ｓの冷却速度で室温まで冷却。 この発明によればYS、TSが十分低くかつ時効
指数が低くて、100℃×30分の時効後も降伏伸び
が事実上発生しない加工用鋼板が容易に製造でき
る。
第１図は時効指数に及ぼす均熱温度の影響を示
す比較グラフ、第２図は巻取温度とＣ量の降伏応
力、降伏伸びに及ぼす影響を示すグラフ、第３図
ａ，ｂは過時効条件の時効指数に及ぼす影響を示
すグラフである。
す比較グラフ、第２図は巻取温度とＣ量の降伏応
力、降伏伸びに及ぼす影響を示すグラフ、第３図
ａ，ｂは過時効条件の時効指数に及ぼす影響を示
すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.07wt％ Mn：0.10〜0.40wt％ Ｎ：0.0035wt％以下および so1.Al：0.020〜0.090wt％ を含み、残部実質的に鉄および不可避的不純物よ
り成る組成の連続鋳造スラブから冷延鋼板を製造
する方法において、 スラブ加熱温度を1000℃以上1150℃以下、熱延
仕上げ温度をAr3点以下650℃以上、巻取り温度
を490℃以上600℃以下とする、熱間圧延行程と、 該工程で得た熱延鋼帯の常法による酸洗、冷間
圧延ののちに、焼鈍温度を再結晶温度以上Ac1変
態点以下とし、且つ過時効処理を10〜30秒間以内
の保持、または30℃／ｓ以下の徐冷とする連続焼
鈍工程と を組合わせて成る成ることを特徴とする連続焼鈍
による冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18607082A JPS5976828A (ja) | 1982-10-25 | 1982-10-25 | 連続焼鈍による冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18607082A JPS5976828A (ja) | 1982-10-25 | 1982-10-25 | 連続焼鈍による冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5976828A JPS5976828A (ja) | 1984-05-02 |
| JPS6326179B2 true JPS6326179B2 (ja) | 1988-05-28 |
Family
ID=16181857
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18607082A Granted JPS5976828A (ja) | 1982-10-25 | 1982-10-25 | 連続焼鈍による冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5976828A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61238919A (ja) * | 1985-04-15 | 1986-10-24 | Kawasaki Steel Corp | 面内異方性の小さい絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| CN104046916B (zh) * | 2014-06-23 | 2016-02-03 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种高强度冷轧电镀锌捆带及其生产方法 |
-
1982
- 1982-10-25 JP JP18607082A patent/JPS5976828A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5976828A (ja) | 1984-05-02 |
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