JPH0421723A - 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造した後、熱間圧延
工程を省略もしくは簡略化し、冷延・焼鈍して製造され
る延性あるいは深絞り性の優れた冷延鋼板で、しかも成
形加工時に肌荒れの生じない冷延鋼板の製造方法に関す
るものである。

（従来の技術） 近年、薄板製造工程の大幅な短縮化を図るため、新しい
薄板製造プロセスとして溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造し、
熱延における粗圧延、あるいは熱延そのものを省略して
冷延鋼板を製造するといった方法が提案されている。し
かし、これらの方法には、従来の製造工程では問題にな
らなかった、冷延前における析出物の析出不足及び粗大
な結晶粒に起因して、冷延・焼鈍後の延性を従来工程の
ものに比べて劣化させるという欠点がある。中でも、熱
延工程を省略する工程では薄鋳帯の組織が粗大なため、
この工程で得られた冷延鋼板は成形加工すると肌荒れが
生ずる。この肌荒れを防止しかつ。

延性あるいは深絞り性を改善するためには鋳造後の組織
を微細化する必要があるが、その方法とし９９６３０及
び　（３）特開昭６３−６２８２２号公報に開示さＪ２
幻 れている。（１）は、Ｃａを添加して形成されるＣａＯ
やＣａＳをδフェライトの晶出核として利用し、凝固組
織を細かくしようとするものである。

しかし、こうした凝固組織の制御は鋼中ＯやＳ量、溶鋼
温度あるいは添加元素の添加時期など制約条件が多いた
め鋳造が困難である。また、鋳片の組織が不均一となり
やすく、その結果、冷延・焼鈍後の組織を不均一として
延性を劣化させる。一方、（２）及び（３）はインライ
ンでの再熱処理により鋳片の組織微細化を図るものであ
るが、いずれも凝固後の冷却条件については何ら規制さ
れたものではない。つまり凝固後の冷却条件を規制する
ことでさらに鋳片の組織を微細化し、冷延・焼鈍後の優
れた延性あるいは深絞り性を得る方法を開示した本発明
とは異なるものである。

（発明が解決しようとする課題） 成形加工後の肌荒れを防止しかつ、延性あるいは深絞り
性な改善するために直接薄ｔ４＄に鋳造された鋳片につ
いて、熱延工程を省略あるいは簡略した工程でも、冷延
前の組織が微細均一であり、また、冷延・焼鈍後の組織
も均一な冷延鋼板の製造工程を確立することが、本発明
の目的である。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、溶
鋼から薄鋳帯に鋳造後、第１図に示すような熱履歴で凝
固からフェライト域まで冷却し、再び加熱することでフ
ェライトからオーステナイトへの逆変態を伴う一回の繰
り返し熱処理と、その初期組織として粒内フェライトを
活用することで、冷延前の組織を微細均一化することを
見いだしたのである。すなわち本発明は、鋳造後オース
テナイト域からフェライト変態温度域までの冷却速度を
適切にとることで、粗大オーステナイトを粒内変態フェ
ライトにより不均一ながらも一度微細組織としておき、
その後、再度オーステナイト化することで、短時間でか
つ従来熱延材と同等の微細なオーステナイト組織を得る
ことを特徴としている。また本発明によれば、逆変態を
付加することにより、従来の粒内フェライト組織の形成
で問題点となっていた組織の不均一化を解消するととも
に、従来この不均一化を軽減するために製造上限定され
ていた成分条件・圧下条件等の緩和を図ることができる
。つまり、冷延前の組織を微細均一化することにより冷
延・焼鈍後の組織を均一化し、その結果、延性あるいは
深絞り性を改善しかつ、成形加工後の肌荒れの発生を防
止するものである。

つまり、本発明は次のように構成したものである。

Ｃ：　０．０２〜０．２ｗｔ％以下、Ｓ　ｉ　：　２．
（ｈｔ％以下、Ｍｎ：　０．１−３．０ｗｔ％、　Ｐ　
：　０．１５ｉｉｔ％以下、Ｓ　：　０．０２ｗｔ、％
以上、Ａ　Ｑ　：　０．０１〜０．１ｗｔ％を含み、残
部鉄及び不可避的不純物よりなる溶鋼を連続鋳造にて薄
鋳帯に鋳造後、凝固からオーステナイト域までを平均冷
却速度＝３０℃／ｓ以下で、さらにオーステナイト域か
ら平均冷却速度：５℃／ｓ以上で（１）式を満たす温度
Ｔユ以下まで冷却してフェライト変態を終了させ、続い
て平均昇温速度５℃／ｓ以上の昇温速度で再びＡｅ、変
態点以上の温度域まで加熱して再び完全にオーステナイ
トへ変態させ、再度冷却した後、通常の方法で冷間圧延
を施し、連続焼鈍さらに調質圧延を行なって得られる冷
延鋼板の製造方法。

Ｔ、（”Ｃ）＝Ａｅ、−２０００Ｘ（Ｃｗｔ％）　　　
（１）まず、本発明における化学成分の限定理由につい
て述べる。

Ｃは、鋼の強度を決める重要な元素であるとともにオー
ステナイトからフェライトへの変態において、その組織
形態を決定する最も重要な元素である。過度の添加は溶
接性を劣化させるため上限を０．２ｗｔ％とする。また
、本発明のように初期の変態組織としてウィツトマンシ
ュテラテンフェライトとするためには０．０２　％以上
の添加が必要である。

Ｓｉは、鋼の強度−延性バランスをくずさずに高強度化
する場合に添加するとともに、変態点をあげてフェライ
トの析出を促進させるために添加する。しかし、過度の
添加は延性及び表面性状の劣化をきたすため、上限を２
　、　０ｗｔ％とする。

ＭｎはＣと同様、鋼の高強度化を目的に添加される元素
であるとともに、粒内フェライト組織形成のために必要
不可欠な元素である。すなわちこれは後述するＳと鋼中
でＭｎＳを形成し、鋼中の不可避的成分により形成され
る酸化物上に析出することでフェライトの変態核となる
。このため添加量としてはこの効果が明瞭に現われる　
０．１％以上とし、また上限については製鋼工程におけ
る組成制御のコストが低く抑えられ、また、加工性を劣
化させないように３．０％以下と限定する。

Ｐも鋼を高強度化するために添加する元素であるが、過
度の添加は延性及び溶接性を劣化させるため、上限を０
．１５ｗｔ％とする。

ＳはＭｎと同様、本発明において重要な役割を果たすＭ
ｎＳの構成元素である。　しかし過剰の添加は熱間割れ
の原因となるため０．０２ｗｔ％以下とするが、脱硫コ
ストの上昇などの問題から０．００３ｗｔ％以上が好ま
しい。

Ａｌ１は鋼の脱酸のために必要であり、　０．０１ｗｔ
％以上必要である。一方、過剰の添加はコストアップと
なるとともに鋼中に介在物を残すことになるため、上限
は０　、１　ｗｔ％とする。

なお本発明においては、前記した以外の成分は原則とし
て低く抑えられるべきであるが、他方、製品の強度を高
める等を目的として、必要に応じて適宜量のＴｉ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ　等を添加シテもよく、特にＴｉ、Ｖな
どは粒内フェライト変態を促進させる元素として添加さ
れることがあるが、本発明はこれによって何ら制限を受
けるものではない。

次に製造方法について述べる。

本発明においては、以上述べたような成分の鋼を鋳造後
、オーステナイト域で全圧下量で８０％以下の加工を施
してから最初のフェライト変態を行なわせてもよい。こ
こで加工量に上限を設けたのは、これ以上の圧下を行な
うことは、従来の熱延工程と冶金組織学的にもまた製造
コスト上からも何ら差異はなくなるためである。一方、
鋳片の表面性状を整える等の目的で行なわれる１５％以
下の軽圧下もこの中に含まれる。

次に本発明で最も重要な薄鋳帯の冷却及び加熱条件につ
いてであるが、凝固後オーステナイト域、好ましくはＡ
ｒ、変態点直上までの温度域は比較的緩やかに冷却し、
粒内ライラドマンシュテラテンフェライトの変態核とな
るＭｎＳを十分に析出させる必要がある。そのためこの
範囲の冷却速度を３０℃／ｓ以下とする。これ以上の冷
却速度をとるとＭ　ｎ　Ｓの析出が不十分となるため、
　次の冷却過程においてオーステナイト粒界からフェラ
イトが析出するようになり、粒内ライラドマンシュテラ
テンフェライトの析出が少なく不均一な組織となる。そ
のため、冷延・焼鈍後の組織も不均一なものとなり、成
形加工時の肌荒れや延性の劣化を招く。続いてオーステ
ナイト域、好ましくはＡｒ３変態点直上から平均冷却速
度：５℃／ｓ以上で（１）式を満たす温度Ｔ２以下まで
冷却する必要がある。

Ｔ１以下の温度まで冷却されない場合は、後述するよう
にＡｅ、意思上の温度域まで再加熱し冷却してもポリゴ
ナルフェライトが得られない。（１）式によって限定さ
れたＴ１という温度からＡｅ、までの温度範囲は、通常
の熱延工程においてオーステナイト粒界からフェライト
が析出する温度であるが、この温度範囲を５℃／ｓ以下
の冷却速度で徐冷するとこの間にオーステナイト粒界か
ら粗大なフェライトが析出し、後の逆変態においても微
細なオーステナイト組織とすることが困難となる。その
ため、前述したように冷延・焼鈍後、成形加工時の肌荒
れ発生の原因となるとともに、やはり延性の劣化を招く
。なお、粒内ライラドマンシュテラテンフェライトの効
率的な形成はＴ１温度以下に冷却後数分間保持すること
で容易に達成される。

次に本発明においては、このようにして形成されたフェ
ライト組織を再度オーステナイト化する際、その昇温速
度を５℃／ｓ以上としなければならない。なぜならばこ
の加熱速度が遅いと生成したオーステナイトが粗大化す
るためである。また限定はしないが、これと同等の理由
により加熱温度やその温度での保定は、組織が完全にオ
ーステナイト化する範囲でできるだけ低くかつ短くする
ことが望ましい。また、このオーステナイトの状態で圧
延を加えることは細粒化により好ましいので。

本発明の趣旨を損ねるものではない。

なおこの状態でオーステナイト粒径は、従来熱延工程に
おける圧延終了時の粒径と同等であり、この後の冷却条
件は特に従来工程と異なるものではない。すなわちここ
での冷却条件を適宜選ぶことにより、微細なポリゴナル
フェライト組織とすることはもちろん、必要に応じてフ
ェライトとベイナイトやマルテンサイトやパーライトな
どの混合組織を形成することも可能である。

冷間圧延及び焼鈍工程は通常行なわわれる方法で良く、
とくに焼鈍は箱焼鈍あるいは連続焼鈍で過時効処理を行
なっても何らさしつかえない。

このように本発明法によれば、薄鋳帯からでも従来材と
同等の組織の作り分けができる。さらに薄鋳帯を出発と
するため偏析が少なく、しばしば従来の熱延材に生じる
バンド状の不均一組織が全く形成されず、完全に等方的
な組織を得ることができる。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：　０．１０ｗｔ％、　Ｓｉ：０．１ｗｔ％、　Ｍｎ
　：　１．２ｖｔ％、　Ｐ　：０．０１１ｗｔ％、　Ｓ
　：　０．００９ｗｔ％、　Ａ　Ｑ　：　０．０２５ｖ
ｔ％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出
鋼し、連続鋳造にて薄鋳帯とした。次いで第１図に示す
ような熱履歴で、第１表に示すような圧下、冷却及び加
熱を行ない、鋳片の板厚を４閣とし、最終冷却終了後、
６００℃で巻取った。酸洗後８０％の冷間圧延を施した
後、７５０℃で１分の連続焼鈍を行ない、続いて１％の
調質圧延をした。その後ＪＩＳ　Ｚ　２２０１，５号試
験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって
引張試験を行なった。第２表にその結果を示す。

鋳造後の圧下及び熱履歴が本発明の範囲にしたがった＆
１，２，３，８，９及び１ｏでは、冷延前（鋳片）の組
織が均一なボリゴナルフェライト組織となり、それに伴
って冷延・焼鈍後の組織も均一である。そのため、引張
試験を行なっても肌荒れが発生せず、延性が優れている
。一方、冷却終了温度（Ｔ　ｒ）がＴ１よりも高くはず
れた尚４では、冷却途中でライラドマンシュテラテンフ
ェライトとならないため、最終冷却後の冷延前組織がラ
イラドマンシュテラテンフェライトとなり冷延焼鈍後の
組織が不均一で材質が硬質化し、延性が低い。

また、鋳造後の冷却あるいは再加熱速度が本発明の範囲
からはずれたＮａ５，６及び７でも冷延前の組織は不均
一あるいは粗大なポリゴナルフェライト組織であるため
、冷延・焼鈍後の組織が不均一で延性の劣化を招いてい
る。とくに冷延前の組織が粗大なポリゴナルフェライト
であったＮＯ３及び７では肌荒れが生じている。

実施例２ 第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造に
て３閣の薄鋳帯に鋳造後した。次いでｌＯ℃／ｓで９０
０℃まで冷却し、続いて１０℃／ｓで５００℃まで冷却
後ただちに１０℃／ｓで１０００℃に加熱した。さらに
５０℃／ｓで６００℃まで冷却しその温度で巻取った。

酸洗後７３％の圧下率で冷間圧延を施した後、第３表に
示した条件で１分の連続焼鈍を行ない、１％の調質圧延
をし、実施例１と同じ方法にて引張試験を行なった。第
４表にその結果を示す。

本発明の方法にしたがったＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ。

Ｆ及びＧ鋼は、冷延・焼鈍後に肌荒れが生じることなく
優れた延性あるいは深絞り性を示している。

ＣあるいはＭｎ量が低くはずれたＨ及び１鋼では鋳片で
の組織が冷却途中でウィンドマンシュテラテンフェライ
ト組織とならないことに起因し不均一なため、冷延・焼
鈍後の組織も不均一となる。

そのため、延性及び深絞り性が悪い。

（発明の効果） 本発明によれば、薄鋳帯に鋳造しても冷延前の組織が微
細均一化し、その結果、冷延・焼鈍後の組織も均一なも
のとなり、成形加工時の肌荒れを防止できると同時に、
延性あるいは深絞り性を確保るすることができる。つま
り、熱延工程を省略した工程においても従来工程での材
質と同等以上の冷延鋼板を製造することが可能となり、
従来工程に比べて大幅なコストダウンが図れる。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋳造後の熱履歴を示したものである。 代理人　弁理士　　吉　島　　　車 箱 図 壇紅 Ｔ千・二ぐｔＰ終Ｅ　：ＬＬ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０２〜０．２ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下
   、Ｍｎ：０．１〜３．０ｗｔ％、Ｐ：０．１５ｗｔ％以
   下、Ｓ：０．０２ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１
   ｗｔ％を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる溶鋼
   を連続鋳造にて薄鋳帯に鋳造後、凝固からオーステナイ
   ト域までを平均冷却速度：３０℃／ｓ以下で、さらにオ
   ーステナイト域から平均冷却速度：５℃／ｓ以上で（１
   ）式を満たす温度Ｔ＿１以下まで冷却してフェライト変
   態を終了させ、続いて平均昇温速度５℃／ｓ以上の昇温
   速度で再びＡｅ＿３変態点以上の温度域まで加熱して再
   び完全にオーステナイトへ変態させ、再度冷却した後、
   通常の方法で冷間圧延を施し、連続焼鈍さらに調質圧延
   を行なって得られる冷延鋼板の製造方法。 Ｔ＿１（℃）＝Ａｅ＿３−２０００×（Ｃｗｔ％）（１
   ）