JPS60228617A - Manufacture of nonaging cold rolled steel plate by continuous casting and continuous annealing method - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To manufacture a cold rolled steel plate having nonaging characteristic by continuous annealing by hot rolling and cold rolling a continuously cast slab of low carbon steel contg. specified quantities of Mn, P to a plate material, then heat treating said material under a specified condition. CONSTITUTION:The slab or steel contg., by weight 0.01-0.10% C, 0.05-0.3% Mn, 0.005-0.015% S, <0.1% P, 0.005-0.10% Al, <0.0030% N and if necessary, <0.0030% B is manufactured by continuous casting method. During said casting, the slab is cooled in 1,100-1,300 deg.C temp. range by 5-40 deg.C/min cooling rate, then reheated to <=1,150 deg.C, hot rolled, cold rolled, then recrystallization annealed continuously by the heat cycle indicated in the figure 1. Thereafter, said plate is cooled rapidly by >=30 deg.C/sec cooling rate, then over age treated at 230-400 deg.C for 2-10min. The cold rolled steel plate having nonaging characteristic is manufactured by continuous annealing.

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　（）　３１
４１８ＰＣ！Ｄ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。Detailed Description of the Invention (Technical Field of the Invention) The present invention relates to decarburization by vacuum degassing in steelmaking, Ti,
JIS () 31 without adding elements such as Nb
418 PCs! The present invention relates to a method of manufacturing a cold rolled steel sheet having properties of D or higher, particularly non-aging properties, by continuous annealing.

（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、この時効性はあってはならない。(Prior Art) Due to its good workability, soft cold-rolled steel sheets are used as final products after undergoing severe forming processes, mainly for automobiles. However, this workability may deteriorate over time, and this deterioration over time is called aging. Among soft cold-rolled steel sheets, those used for applications that undergo particularly severe forming should not have this aging property.

この時効性は、鋼中に侵入型に固溶したＯ　＋、　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った劣化を生ずるからである。This aging property is caused by the interstitial solid solution of O + and N in the steel fixing the mobile dislocations introduced during the final temper rolling process, which increases the yield point and decreases the elongation at break. ,
This is because deterioration such as yield point elongation occurs.

この時効性の原因である０、Ｎのうち、Ｎは微量故にア
ルミニウムキル１：′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Ｉ３添加により、窒化はう
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。Of the 0 and N that cause this aging property, N is a trace amount, so by using aluminum kill 1:' steel, it can be fixed in the form of aluminum nitride, or by adding I3, nitride can be fixed as boron. Therefore, the statute of limitations due to N can be avoided.

一方、固溶Ｏ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、
はとんど残留し々い。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、一般に連続焼鈍条
件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。On the other hand, solid solution O has an extremely small solid solubility limit in cementite at low temperatures, so if it is cooled over time as in box annealing,
It barely lingers. However, in continuous annealing, solid solution C remains due to cooling in a short time, resulting in large C aging. In order to reduce this solid solution C, generally the degree of supercooling is increased by cooling under continuous annealing conditions, and then a cementite precipitation treatment called overaging is performed.

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Ｍｎ５ｆサイトとする不均一核生成
全連続焼鈍の急冷−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。In the present invention, fine manganese sulfide (MnS) is produced during casting.
By generating this Mn5f site, heterogeneous nucleation is caused during rapid cooling-overaging of full continuous annealing,
This method aims at reducing solid solution carbon by promoting nucleation and growth, that is, cementite precipitation.

これに対して、焼鈍後の冷却速度を極めて大きくとれば
、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。On the other hand, it has been often reported that if the cooling rate after annealing is extremely high, fine cementite is generated within the crystal grains.

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ｐ　＋１　（１ｔ　ｏ
　。For example, "Tetsu to Hagane" No. 62 (1976) No. 624
p +1 (1t o
.

１１ｃ）には、２０００℃／Ｓで７００’Ｃから水冷し
、次いで過時効処理を行った鋼板に、微細な炭化物が認
められる由が報告されている。炭化物密度が太きければ
、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。11c) reports that fine carbides are observed in a steel plate that has been water-cooled from 700'C at 2000°C/S and then subjected to over-aging treatment. If the density of carbides is thick, the diffusion distance required for their growth will be shortened, and the reduction of solute carbon will proceed quickly. However, due to precipitation hardening and dispersion hardening caused by these fine carbides, the steel itself will become hard and have low ductility. becomes.

従って、この粒内炭化物密度は、ある適当彦範囲にコン
トロールする必要があるが、上記報告ではそのことに考
慮を払っていない。また、２０００’Ｃ／　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ｔで冷却の後、過時効温度まで舛混しなけれ
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。Therefore, it is necessary to control the intragranular carbide density within a certain appropriate range, but the above report does not take this into account. In addition, rapid cooling at 2000'C/s has the disadvantage that the shape of the steel sheet collapses due to quenching distortion.Furthermore, such rapid cooling requires water cooling, so after cooling at water temperature t, the steel plate is allowed to swell to the overaging temperature. However, there remains the problem of thermal energy loss and surface oxidation due to water cooling.

捷た、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」−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Ｍｎ　Ｓの作用は示唆程度にとど
まっており（同公報第７欄２５行以下）、捷りその作用
効果も主としてランクフォード値（７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
なっていて、本願発明の再加熱熱延（直接熱延：ダイレ
クトローリング〕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
柱となっているのに対し、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。As a prior art that utilizes MnS to improve the properties of cold rolled steel sheets by continuous annealing as in the present invention,
There is an invention described in Japanese Patent Publication No. 56-8891. However, in this invention, the effect of MnS is only suggested (column 7, line 25 and below) of the same publication, and the effect of the sliver is mainly an improvement in the Lankford value (7 values).
There is no consideration given to carbon aging suppression as in the present invention. In this prior art, low-temperature heating hot rolling is an important component and is similar to the case of reheating hot rolling (direct hot rolling: direct rolling) of the present invention, but as described above, its purpose is Therefore, continuous casting conditions and continuous annealing conditions are important constituent elements in the present invention, whereas these cannot be found in this prior art.

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５１−９
０１６号公報および特公昭５６−１１７３２号公報記載
の発明がある。しかし々か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（窒化はう素〕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伺与に
対しては何ら触れていないに等しい。Similarly, as a prior art technology that aims to improve the material quality of continuously annealed cold-rolled steel sheets through low-temperature heating and hot rolling, JP-A-51-9
There are inventions described in Publication No. 016 and Japanese Patent Publication No. 56-11732. However, the former does not mention aging at all, and the latter presents conditions for effective use of BN (boron nitride), and the purpose of the present invention is that aging is only hinted at at the end. It is as if there is no mention of non-prescription claims.

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−Ｅｌｌ　）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Ａ
Ｉで３　Ｋ９ｆ　／ｍ、ｒｎ　’以下、かつＹｐＥ７　
で０．４係以下、好ましくはＡＩで２ＫＬｉｆ／ｒｎ謂
２以下かつＹｐ−Ｅｌで０でなければならない。Aging property is often indicated by aging index (AI) or yield point elongation (Yp-Ell) after accelerated aging at 100°C for 60 minutes, but in order to be considered as non-aging property, at least A
3 K9f/m, rn' or less in I, and YpE7
The ratio should be 0.4 or less, preferably 2KLif/rn, ie, 2 or less, for AI and 0 for Yp-El.

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、す々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＋ｔ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　Ｆ
ｒｅｅ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リＣを５０　ｐｐｍ程度以下まで低
め、さらにＴｉやＮｂなとの強力な炭窒化物形成元素を
Ｃ，Ｈの化学量論酌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。［２かしながらこのＩ　Ｆ
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」−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。However, when using so-called ordinary steel, it is necessary to make it non-aging by continuous annealing, that is, to reduce the solute carbon (in order to reach the above level, the solute carbon needs to be reduced to 1 to 2 ppm+t or less). It is extremely difficult to produce continuous annealed, truly soft, non-aging cold rolled steel sheets, so-called IF steel (Interstitial F steel).
There is only one called ree steel. IF steel is manufactured by reducing the carbon content to below 50 ppm through vacuum degassing during steel manufacturing, and adding strong carbonitride-forming elements such as Ti and Nb to more than the stoichiometric amount of C and H. This steel is completely unaged. [2 However, this I F
The production of steel requires special steelmaking equipment and operations as mentioned above, and has the economic disadvantage of high production costs due to the use of expensive alloys.

（発明の目的） 本発明は」−記欠点を解消し、特殊々製鋼設備やントロ
ールに」＝り適当な大きさ、および分散状態のＭ　ｎ　
Ｓ分布を得、この分布を維持し々がら熱延を終え、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
」＝うとするものである。(Objective of the Invention) The present invention solves the above-mentioned drawbacks and is suitable for special steel manufacturing equipment and controls.
After obtaining the S distribution and completing hot rolling while maintaining this distribution, heterogeneous nucleation of cementite is caused on this MnS under specific continuous annealing conditions, and cementite precipitation and growth.
In other words, it aims to promote the reduction of solid solution carbon and achieve non-aging.

（発明の構成） 本発明の要旨とするところは、ＣＯ，０１〜０．１０ｗ
ｔ　％　、Ｍｎ０．０５−０．３ｗｔ％、Ｓｏ、００５
−０．０１５　ｗｔ　％　、　Ｐ　Ｏ，１，ｗｔ　％以
下、Ａ−Ｉ　Ｏ，００５−０，１００ｗｔ　％　、　Ｎ
　Ｏ，００３０ｗｔ％以下、必要に応じてＢ　Ｏ，００
３０ｗｔ　％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〜ｂ 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’Ｃ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一連続焼鈍法による非
時効性冷延鋼板の製造方法である。(Structure of the Invention) The gist of the present invention is that CO, 01 to 0.10w
t%, Mn0.05-0.3wt%, So, 005
-0.015 wt%, PO,1,wt% or less, A-IO,005-0,100wt%, N
O,0030wt% or less, as necessary B O,00
Steel containing 30 wt % or less and the balance Fe and unavoidable impurities is continuously cast into a slab in the temperature range of 1100 to 1300°C to a temperature of 5 to 100°C, and then directly cast into cold pieces or hot pieces. After heating to 1150'C or less, hot rolling, then cold rolling, followed by short recrystallization annealing at 30°C/S.
This is a method for producing a non-aging cold rolled steel sheet by continuous casting and continuous annealing, which comprises cooling at the above cooling rate and overaging at 230 to 400°C for 2 to 10 minutes.

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。Hereinafter, the constituent elements of the present invention will be explained and the numerical limitation conditions thereof will be described.

Ｏは通常の低炭素の範囲として０．０１〜０．］Ｏｗｔ
％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
び々どの加工性を劣化させるので、これを補う意味でＣ
を０゜０３　ｗｔ％未満とすることは好捷しい。Ｃが０
．０１　ｗｔ　％　未満では連続焼鈍時にＯの過飽和度
が高捷らないので不適である。O is in the normal low carbon range of 0.01 to 0. ]Owt
%. In the present invention, carbon precipitation is promoted by quench aging in continuous annealing, but the intragrain carbides generated in this way gradually deteriorate workability compared to the case of only grain boundary carbides. Therefore, to compensate for this, C
It is preferable to make it less than 0°03 wt%. C is 0
．． If it is less than 0.01 wt %, the degree of O supersaturation will not be high during continuous annealing, which is unsuitable.

ＭｎおよびＳはそれぞれ０．０５−０．３　ｗｔ％。Mn and S are each 0.05-0.3 wt%.

０．００５〜０．０１５　ｗｔ％とする必要がある。本
発明ではＭｎＳを活用するので、Ｓは０．００５．ｗｔ
％以上必要である。Ｓが０．０１５　ｗ＋係超では介在
物状の大きなＭｎＳが増し１．特性を悪くする。Ｍｎが
下限未満ではＦｃＳが生成し、熱間脆性を生じる。It is necessary to set it to 0.005-0.015 wt%. In the present invention, since MnS is utilized, S is 0.005. wt
% or more is required. When S exceeds 0.015 w+, large MnS in the form of inclusions increases.1. make the characteristics worse. When Mn is less than the lower limit, FcS is generated and hot embrittlement occurs.

また、Ｍｎが３．３　ｗｌ　％を越えると、やはり加工
性全損々う。Moreover, when Mn exceeds 3.3 wl %, workability is completely lost.

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’ｉ５０．１ｗｔ％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。The present invention can be applied to a phosphorus-added high-strength cold-rolled steel sheet, and in that case, the upper limit of P is 50.1 wt%. If this value is exceeded, the steel becomes brittle and its workability deteriorates.

通常の軟鋼板に適用する場合は０．０．２　ｗｌ　％　
以下でよい。特に、良加工性を必要とする場合には０．
０１．　ｗｔ％未満の低濃度とすることが好ましい。0.0.2 wl % when applied to normal mild steel plate
The following is fine. In particular, when good workability is required, 0.
01. Preferably, the concentration is low, less than wt%.

ｋｌは脱酸およびＮ　ｉ　ＡｌＮ　として固定するため
に０．００５　ｗｉ　％は必要であるが、０．１　ｗｔ
％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Ｖこは、Ａｌよ
りもつとＮに対する親和力の強いＢを脆化等の害を及は
さない０．００３０ｗｉ％　以内で添加することが好ま
しい。0.005 w % of kl is required for deoxidation and fixation as N i AlN, but 0.1 wt
Addition exceeding % will increase inclusions and worsen processability. In this sense, N is a harmful element, and the upper limit is set at 0.0030 wt%. In order to more thoroughly fix N, it is preferable to add B, which has a stronger affinity for N than Al, in an amount within 0.0030wi% that does not cause any harm such as embrittlement.

次に本発明にとって重要な連続鋳造条件について述べる
。Next, continuous casting conditions important to the present invention will be described.

００．０２　ｗｔ％、　Ｍｎ　０．１　ｗｔ％、　Ｓ　
Ｏ，０１ｗｔ％。00.02 wt%, Mn 0.1 wt%, S
O.01wt%.

Ｐ　Ｏ，００５ｗｔ％、　ＡｌＯ，’０４　ｗｔ　％　
、　Ｎ　Ｏｏｏ　１．５ｗｔ係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℃丑で
の平均値で示すが、実測表面温度をもとに伝熱！Ｎ算に
よりめた。その後、１．．０８０℃に加熱後任」−終了
湯度が８９０℃に彦るように熱延し、７００℃の巻取処
理を行った。さらにこの熱延板を８０係冷延して０．８
龍厚とした後、第１図に示すヒートザイクルで焼鈍を行
った。ただし、均熱条件は８２０℃、１分かつ冷却速度
Ｖは１００　’Ｃ／　ｓであった。PO,005wt%, AlO,'04wt%
A large number of steels with a target composition of 1.5wt N Ooo were melted and cooled to various cooling rates depending on the combination of thickness, cooling from the surface, and retention to form slabs. The cooling rate is that of the center layer, and is shown as an average value from 1300℃ to 1100℃, but heat transfer is based on the measured surface temperature! I determined it by calculating N. After that, 1. ．． After heating to 080°C, hot rolling was carried out so that the final hot water temperature reached 890°C, and winding treatment was performed at 700°C. Furthermore, this hot-rolled sheet was cold-rolled by 80% to obtain a 0.8
After making it thick, it was annealed using a heat cycle shown in FIG. However, the soaking conditions were 820°C for 1 minute and the cooling rate V was 100'C/s.

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めた固溶
炭素量とを対比して示した。Table 1 shows a comparison of the above cooling rate, the density of cementite grains in the final annealed plate, and the amount of solid solute carbon determined by the AI and internal friction methods.

１ ２ なお、　ＡＩは１０チ予歪後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った
後、走査型電子顕微鏡で３０００倍の写真を取り、０．
３π８以上（実際の大きさ０．３μｍ以上以上上メンタ
イトの個数を測定してめた。第１表かられかるように、
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。1 2 Note that AI is determined by aging at 100° C. for 60 minutes after prestraining 10 chips, and is expressed as the increase in yield point before and after aging. In addition, the cementite density was measured by taking a photograph at 3000x magnification with a scanning electron microscope after performing cementite exposure etching.
3π8 or more (actual size of 0.3 μm or more) The number of mentites was measured.As can be seen from Table 1,
When the cooling rate in continuous casting is within a certain range, the number of cementite in the annealed plate increases, solute carbon decreases, and AI
will also become smaller. In other words, it approaches non-aging.

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った。これに
よって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℃／　Ｉｌｌ＃ｌにそれぞれ対応して５
．３　Ｘ　１０５．１．５　Ｘ　１０’　、　８．３　
Ｘ１０６個／關２であった。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太きすぎては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、個数が少なく々リサイトの絶
対数が不足すると云うように説明できる。In order to investigate why the cooling rate of continuous casting has such an effect, we conducted a transmission electron microscopy observation of a sample of an annealed plate that had been subjected to cementite dissolution heat treatment and then rapidly cooled. When the number of MnS with a size of 0.01 μm or more was measured using this method, the cooling rate of continuous casting was 2.1 and 20.2.
, 100.1℃/5 corresponding to Ill#l, respectively.
．． 3 x 105.1.5 x 10', 8.3
It was 106 pieces/2 units. From this, MnS of a certain size or more becomes a cementite nucleation site.
If the cooling rate of continuous casting is too fast, the MnS will be too fine and will not become sites, and if the cooling rate of continuous casting is too slow, the MnS will be large and the absolute number of resites will be insufficient even if the number is small. I can explain.

このように本発明にあっ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〜ｂ℃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＜１１
００℃未満では溶質元素の拡散が十分でなく、やけＪＭ
ｎＳ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５朋を除く中
心層のものとする。何故々ら表層部は水冷や、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。Thus, in the present invention, the cooling rate of continuous casting is extremely important, and as shown in Table 1, the cooling rate must be within the range of 5 to b°C. At temperatures above 1300°C, there is little precipitation of MnS, and the cooling rate in this area has no meaning. Same <11
Below 00℃, the diffusion of solute elements is insufficient, resulting in burnt JM
Precipitation of nS is less likely to occur. Note that the cooling rate of continuous casting in the present invention is that of the central layer excluding the surface layer 5 of the continuous casting slab. This is because the surface layer shows complicated temperature changes due to water cooling, roll contact, etc., and must be excluded.

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　′Ｃ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。It is necessary to prevent the MnS produced in this way from becoming coarse. Therefore, it must not be reheated above 1150°C. Normally, this is the heating temperature for hot rolling, so it is necessary to keep the hot rolling heating temperature below 1150°C (preferably above 1000'C) or to perform direct rolling without heating. .

熱延−冷延条件は通常でよく、仕上終了湯度はＡ　ｒ　
３変態点以上、冷延率は４０〜９０％でよい。The hot-rolling/cold-rolling conditions may be normal, and the finishing hot-rolling temperature is A r
3 transformation points or more, the cold rolling rate may be 40 to 90%.

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、７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。High-temperature winding treatment at 650 to 750° C. and high cold rolling reduction at 70 to 90%, which are often used in continuous annealing, are preferable conditions because they improve the 7 value and promote grain growth.

こうして得られ；／（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
ない限り例ら効果は々い。焼鈍後の３０℃／Ｓ以上（好
ましくは５０〜２００　℃／ｓ　）の急冷と２３０〜４
００℃での保定である。これはＭｎＳへの不均一核生成
と天えと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ｆ？：、２分未満では成長が十分でなく、
１０分で効果は飽和する。In this way, the dispersed state of MnS is not effective unless conditions are adopted to cause appropriate heterogeneous nucleation on MnS during the cooling-overaging process of continuous annealing, which is a process to reduce solid solution carbon. Fast.Quick cooling at 30℃/s or more (preferably 50 to 200℃/s) after annealing and 230 to 4
It is retained at 00°C. This is because nucleation does not occur unless there is heterogeneous nucleation into MnS and a considerable degree of carbon supersaturation. The conditions to achieve this are first 30℃/
Rapid cooling of S or higher is required. 230-400℃, where carbon is relatively easy to diffuse if a certain degree of supersaturation is maintained.
Sufficient nucleation occurs by retaining the material at a certain temperature, and then during the remainder of the retention time sufficient nucleation occurs, or in other words, a reduction in solid solution carbon is achieved. If it is below 230°C or above 400°C, nucleation is not sufficient, and the temperature is too low. :, If it is less than 2 minutes, the growth is not sufficient,
The effect is saturated in 10 minutes.

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
Ｃに５Ｏ−１００Ｃ加熱後、残時間をついやして２３０
〜３００℃に冷却するザイクルをとることが好ましい。In order to carry out these processes more thoroughly, the first
As shown in the figure, the cooling rate V is set to 70 °C/s or more,
300-400 after holding at 230-350℃ for 0.5-2 minutes
After heating at 5O-100C, leave the remaining time at 230C.
It is preferable to take a cycle of cooling to ~300°C.

その他、再結晶条件としては通常採られているも＋７）
テよく、５ＰＯＤ級では７３０−８２０℃、５ＰＯＥ級
では７６０〜８５０℃程度であり、　また時間も０．５
〜３分程度である。Other recrystallization conditions that are usually adopted are +7)
Generally, the temperature is 730-820℃ for 5POD class, and 760-850℃ for 5POE class, and the time is 0.5℃.
It takes about 3 minutes.

また、最後に調質圧延を行うが伸び率で０．６〜２．０
％である。Finally, temper rolling is performed, but the elongation rate is 0.6 to 2.0.
%.

連続焼鈍の冷却速度は既述のごとく太きすぎると種々の
問題が生ずるので５００℃／Ｓを上限とする。The cooling rate for continuous annealing is set at an upper limit of 500° C./S, as various problems will occur if the thickness is too high as described above.

（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。(Example) Steel having the composition shown in Table 2 was melted in a converter, and continuously cast and hot rolled under the conditions also shown in Table 2.

これら熱延銅帯を酸洗後８０％冷延して０．８工厚冷延
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表において符号り、Ｅの鋼は、引張強度３５　Ｋｑ
ｆ／ｒｒｕｎ’級のシん添加高強度冷延鋼板の例である
。These hot rolled copper strips were pickled and then cold rolled by 80% to obtain cold rolled steel strips with a thickness of 0.8 mm, and subsequently subjected to continuous annealing. The conditions and 1
, 2% mechanical properties after temper rolling are shown in Table 3. In addition,
In Table 2, steel with code E has a tensile strength of 35 Kq.
This is an example of a f/rrun' grade high-strength cold-rolled steel sheet with thinning added.

ｏ　４ −１１２− い　冨 オ　Ｑ 刹　φ ＝　ニ ー　ＯＯ １：ｌＯ：Ｏ 州 第３表から明らかなように、本発明に従った鋼は、人工
時効後で軟質材では降伏点強度１９　Ｋｑｆ／鰭２以下
２以下４６％以上、高強度鋼板ではそれぞれ２５　ＫＬ
ｉ、７”／ｒｎ−以下、４０係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Ａ
Ｉで３　Ｋｑｆ／ｍｘ″以下と極めて良好である。o 4 -112- I Tomio Q 刹 φ = Knee OO 1:lO:O As is clear from Table 3, the steel according to the invention has a yield point strength of 19 Kqf/ in soft material after artificial aging. Fin 2 or less 2 or more 46% or more, high strength steel plate 25 KL each
i, 7"/rn- or less, exhibits good workability of 40 modulus or more, and has aging resistance of 0.2% or less in Yp-El, and A
I is 3 Kqf/mx'' or less, which is extremely good.

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。On the other hand, when the conditions of the present invention are not met, the mechanical test values of both soft materials and high-strength materials are significantly inferior.

〔発明の効果〕〔Effect of the invention〕

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ＩＰ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った。Continuous manufacturing processes are the trend of the times. In particular, the fact that continuous annealing can be performed using continuous casting on cold-rolled steel sheets is
It has an extremely large effect. However, conventionally, continuous annealing has only been able to produce high-grade cold-rolled steel sheets using expensive IP steel, and for this reason, switching to continuous annealing for all cold-rolled steel sheets has been considered nothing more than a dream.

本発明によシこれが現実となったわけで、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。With the present invention, this has become a reality, and furthermore, warm piece charging and direct rolling do not pose any problem, and in fact, these advancing technologies can be incorporated as preferred forms, and the economic benefits of the present invention. It can be said that the technical significance is extremely large.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]

第１図は本発明の好ましい連続焼鈍条件における温度一
時間関係（ヒートサイクル）を示す図である。 代理人　弁理士　秋　沢　政　光 他２名 昭和５９年　６月　ｔｔ１ヨ 特許庁長官　殿 １、事件の表示 特願昭５９−第８３５０５　号 ２、発明の名称 連続鋳造一連続焼鈍法による非時効性冷延鋼板の製造方
法３、補正をする者 事件との関係　出　願　人 住所（居所）東京都千代田区大手町２丁目６番３号氏名
（名称）　（６６５）新日本製鐵株式会社４、代　理　
人 居　所　東京都中央区日本橋兜町１２番１号大洋ビル”
　”：ｉ＃Ｐ＝：；；ＩＩ島　の日付昭和　年　月　日
（発送）補正の内容 １、明細書第５ページ第１１〜１２行記載の［（直接熱
延：ダイレクトローリング）」を削除する。 １−FIG. 1 is a diagram showing a temperature-hour relationship (heat cycle) under preferable continuous annealing conditions of the present invention. Agent Patent attorney Masamitsu Akizawa and 2 others June 1980 tt1 Director of the Japan Patent Office 1. Indication of the case Patent Application No. 83505 of 1983 2. Name of the invention: Continuous casting - Non-aging property due to continuous annealing method Manufacturing method for cold-rolled steel sheets 3, relationship with the amendment case Applicant Address (residence) 2-6-3 Otemachi, Chiyoda-ku, Tokyo Name (665) Nippon Steel Corporation 4; Agent
Residence: Taiyo Building, 12-1 Nihonbashi Kabutocho, Chuo-ku, Tokyo”
”:i#P=:;;II Island date Showa year month day (shipment) Contents of amendment 1. Delete [(direct hot rolling: direct rolling)” written in lines 11 to 12 on page 5 of the specification. . 1-

Claims (1)

【特許請求の範囲】 （１１００，０１〜０．１０　ｗｔ　％　。 Ｍｎ　０．０５〜０．３　ｗｔ％。 Ｓｏ、００５〜０．０１５ｗｔ％。 Ｐ　０．１　ｗｔ係係上下 ＡｌＯ，００５〜０．１００　ｗｔ％。 Ｎ　Ｏ，００３０ｗｔ　％以下。 必要に応じてＢｏ、００３０ｗｔ％以下全含み残部Ｆｅ
および不可避的不純物から成る鋼を、連続鋳造時１１０
０〜１３００℃の温度域を５〜ｂ 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〜ＩＯ分過時効することからなる
連続鋳造一連続焼鈍法による非時効性冷延鋼板の製造方
法。[Claims] (1100,01-0.10 wt%. Mn 0.05-0.3 wt%. So, 005-0.015 wt%. P 0.1 wt Upper and lower AlO, 005-0 .100 wt%. N O, 0030 wt % or less. If necessary, Bo, 0030 wt % or less, balance Fe
and unavoidable impurities during continuous casting.
A slab is prepared in the temperature range of 0 to 1,300°C for 5 to 50 minutes, and then directly or after heating a cold or hot piece to 1,150°C or less, hot-rolled, then cold-rolled, and then recrystallized for a short time after annealing for 30 minutes. A method for producing a non-aging cold rolled steel sheet by a continuous casting and one continuous annealing method, which comprises cooling at a cooling rate of at least C/S and overaging at 230 to 400 C for 2 to IO minutes.