JP5586704B2

JP5586704B2 - 耐熱性に優れた加工用冷延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5586704B2
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Inventors: ジャイ−イクキム、; ソン−ジンキム、; デ−チュルベ、
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Description

本発明は、自動車、家電製品及びボイラーなどに使用される、加工性に優れた高耐熱冷延鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、鋼成分と工程条件を最適化することにより製造された、加工性及び耐熱性、又はこれらに加えて耐変色性に優れた加工用高耐熱冷延鋼板及びその製造方法に関する。

従来、自動車排気系、家庭用煙突、オーブン及びボイラーなどの製品部材には鋳鉄が使用されることが一般的であるが、数百度（℃）以上の高温環境下に持続的に晒されて高い耐熱特性が求められるので、このような高温特性を確保するためにアルミニウム溶融メッキ鋼板、ステンレス鋼板などを加工して使用することがある。

高温特性とは、加工された製品が高温環境で使用されるときの特性の一つであって、自動車排気系などの製品使用の際に局部的な温度上昇により製品の特性が劣化するおそれがあるので、高温特性、すなわち耐サグ性及び高温強度、またはこれに加えて耐変色性が求められる。その中で、耐サグ性は、鋼板が高温に反復的に晒されて材質の変化が起こって垂下する現象を防止する特性である。このような現象が発生すると、成形部の形状維持が困難になり、熱応力が特定の場所に集中する場合に高温耐性が低下して製品の形状が変形又は破壊することがあるので、形状凍結性の確保のために７００℃内外の高温で５５ＭＰａ以上の降伏強度を満足する必要がある。また、高温条件で鋼板の酸化を防止し、且つメッキの際にメッキ物質との密着性を確保するため、表面特性として耐変色性が求められることがある。

このような耐熱用途でステンレス鋼板が主に使用されてきたが、ステンレス鋼板はＣｒ、Ｎｉなどの高価な合金元素の多量添加により製造コストが高いうえ、高温加熱の際に結晶粒界のＣｒがＣと結合して粒界にクロムカーバイドが析出することにより生じたＣｒ枯渇層部位に粒界腐食が発生して耐食性が低下するという問題がある。

高温で耐酸化性を確保するために、アルミニウム溶融メッキ鋼板を使用することもできるが、このようなアルミニウム溶融メッキ鋼板は、４００℃以上の高温で加熱される場合には、ＦｅとＡｌの相互拡散反応による界面の合金層が成長して短時間で表面の光沢を失い、変色して耐熱特性が足りなくなることがあるので、適用可能な用途が制限されるという問題点がある。

また、自動車の排気系、家庭用煙突、オーブン及びボイラーなどの製品は、限定された空間に収容されるように製造され、多様な方法によって複雑な形状に成形されて、造管後には拡管或いは曲げ加工する加工工程が必要なので、上記高温特性以外にも常温加工性が求められる。

特許文献１では、鋼中のＡｌと固溶したＮの含量を調整した鋼板をアルミニウムメッキした後、熱処理して耐熱性及び加工性を向上させようとしているが、この鋼板は５５０℃以上の温度で使用される製品の部材として適用され難く、鋼成分の添加量の調整が容易ではなく、加工性の劣化及び時効による加工欠陥が懸念される。

また、特許文献２では、鋼板の表面に被覆層を形成することにより高温強度等に優れた溶融アルミニウムメッキ鋼板を製造しようとしているが、鋼板の特性改善よりはメッキ条件の改善方案を提案しており、メッキ層の成分変更の際にその調整が難しいうえ、目標とする耐熱性を得ることが難しいという問題がある。

特開平９−１７６８１６公報特開平８−３１９５４８公報

本発明者らは、かかる問題点を解決するために研究と実験を重ね、その結果に基づいて本発明に至った。本発明は、自動車排気系、家庭用煙突、オーブン及びボイラーなどのように高温特性及び常温加工性が同時に要求される用途で使用するために、高価な合金元素の添加を減らしながら鋼成分及び工程条件を最適化することにより、低コストで製造可能な加工性及び耐熱性、又はこれに加えて耐変色性に優れた加工用高耐熱冷延鋼板及びその製造方法を提供することにある。

上記目的を達成するために、本発明のある観点によれば、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなる、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板を提供する。

また、本発明の他の観点によれば、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなる、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板を提供する。

また、本発明において、前記Ｎｂ及びＣｏに対するＣの有効添加比（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６〜３．０であってもよく、前記冷延鋼板は（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物が形成されてもよく、前記冷延鋼板は等軸状フェライトと針状フェライト組織からなってもよい。

また、本発明において、前記針状フェライト分率は５〜１５％であってもよく、前記冷延鋼板の表面にＳｎ系酸化層が形成されてもよく、前記Ｓｎ系酸化層はＳｎ_２Ｏ_３層であってもよい。

また、本発明の別の観点によれば、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなる鋼スラブを加熱した後、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、冷間圧延された鋼板を８００℃以上の温度で焼鈍処理し、焼鈍処理された鋼板に対して３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法を提供する。

また、本発明のさらに別の観点によれば、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなる鋼スラブを加熱した後、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、冷間圧延された鋼板を８００℃以上の温度で焼鈍処理し、焼鈍処理された鋼板に対して３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法を提供する。

また、本発明において、前記鋼スラブは前記Ｎｂ及びＣｏに対するＣの有効添加比（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６〜３．０であってもよく、前記熱間圧延は９００〜９５０℃で仕上げ圧延してもよく、前記熱間圧延は熱間圧延された熱延板を２０〜８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する段階を含んでもよい。

また、本発明において、前記巻取りは５６０〜６８０℃で行われてもよく、前記焼鈍処理は８００〜９００℃で行われてもよい。

上述したように、本発明によれば、既存のステンレス鋼板に比べて低コストで製造可能であり、伸びフランジ性、曲げ性及び深絞り性の多様な加工特性を持っており、常温加工性に優れ、固溶元素の析出により耐時効性が増加して降伏点延伸現象が発生しないため成形性に優れるうえ、高温強度が優れて高温適用製品の形状凍結性の確保により設備寿命が延長され、高温での耐変色性に優れた加工用高耐熱冷延鋼板を製造することができる。

実施例−１の発明材３と比較材１０の微細組織を比較した写真である。実施例−２の発明材３と比較材６の微細組織を比較した写真である。

以下、本発明の冷延鋼板について詳細に説明する。

本発明者らは、低コストで伸びフランジ性、曲げ性、深絞り性などの多様な加工特性とともに、耐時効性、耐食性を満足しながら、７００℃で５５ＭＰａ以上の降伏強度、またはこれに加えて高温での耐変色性を同時に確保するための研究及び実験を重ね、本発明を完成させた。

その結果、本発明の一つは、鋼成分中に極低炭素量を含有し、Ｎｂ、Ｃｂの添加量及び添加比を制御して微細な（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系の炭化複合析出物を形成させ、焼鈍及び冷却条件を最適化して針状フェライト組織の体積分率を確保することにより、高温での耐熱性・耐食性と常温での耐時効性・加工性に優れて、自動車排気系、家庭用煙突、オーブン及びボイラーなどの製品部材として適した加工用高耐熱冷延鋼板を製造することにその特徴がある（以下、「第１発明」）。

また、本発明のもう一つは、鋼成分中に極低炭素量を含有し、Ｎｂ、Ｃの添加量及び添加比を制御して微細な（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物を形成させ、焼鈍及び冷却条件を最適化して針状フェライト組織の体積分率を確保し、Ｓｎを添加して鋼板の表面にＳｎ系酸化層を形成することにより、高温での耐熱性・耐食性・耐変色性及び常温での耐時効性・加工性に優れて、自動車排気系、家庭用煙突、オーブン及びボイラーなどの製品部材として適した加工用高耐熱冷延鋼板を製造することにその特徴がある（以下、「第２発明」）。

まず、本発明の第１発明の成分限定理由について説明する（本明細書全体にわたって、重量％は簡単に％で表記する）。

炭素（Ｃ）は、鋼板の強度向上のために添加される元素であって、本発明ではＮｂ炭化物系析出物形成のためのＮｂとの反応によって主に消費される。Ｃの添加量が増加するほど引張及び降伏強度は増加するが、過剰添加されると加工性が低下するので、その上限は０．００５％が好ましい。但し、０．００２％未満であれば、充分な（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系の複合析出物の強化効果を得ることができず、結晶粒のサイズが増加して材質の急激な変化が発生するので、Ｃの含量は０．００２〜０．００５％に限定する。

マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化元素であって、鋼の強度を高め且つ熱間加工性を向上させるが、ＭｎＳの形成によって軟性及び加工性を阻害する元素である。よって、Ｍｎが過剰添加されると、軟性が低下し、合金元素の多量添加による経済性低下及び中心偏析の発生要因となるので、上限は０．３５％が好ましい。但し、０．１０％未満であれば、加工性は改善されるが、目標とする強度の確保が困難なので、Ｍｎの含量は０．１０〜０．３５％に限定する。

アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼の脱酸のために添加される元素であって、鋼中の固溶元素と結合して時効特性を改善するので、０．０２％以上含有されることが好ましい。但し、０．０８％を超過して過剰添加されると、鋼中の介在物の量を増加させて表面欠陥を誘発し、加工性が低下するので、Ａｌの含量は０．０２〜０．０８％に限定する。

リン（Ｐ）は、鋼の強度及び耐食性を向上させる元素であって、これら特性の確保のためには０．００３％以上含有されることが好ましいが、その含量が０．０２０％を超過すると、鋳造の際に中心偏析を引き起こし且つ加工性が低下するので、Ｐの含量は０．００３〜０．０２０％に限定する。

窒素（Ｎ）は、鋼の内部に固溶状態として存在しながら材質の強化に有効な元素であって、０．００２％未満で含有すると、充分な剛性を得ることができず、析出物形成サイトが減少し、その含量が０．００６％を超過すると、固溶元素の過多で時効の原因になって硬化が起こり成形性を悪化させる主原因となるので、Ｎの含量は０．００２〜０．００６％に限定する。

硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合して腐食開始点の役目を果たす非金属介在物を形成し、赤熱もろさの要因となるので、出来る限りその含量を低減させることが好ましいので、Ｓの含量は０．０１５％以下に限定する。但し、この効果を確実に確保するためには０．０１０％以下に管理することが好ましい。

ニオビウム（Ｎｂ）は、鋼板の強度上昇と結晶粒の微細化に有効な元素であって、本発明では、鋼中の固溶したＣと結合して（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物を形成して時効性及び成形性を改善し、このような（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の形成によって強度が増加し、高温でのフェライト結晶粒の成長を抑制してフェライト粒子を微細化する効果を提供するので、０．０２％以上含有されることが好ましいが、その含量が０．０６％超過であれば、材質が硬化し、連続焼鈍処理の操業性の低下をもたらし、鋼板の表面特性を劣化させるので、Ｎｂの含量は０．０２〜０．０６％に限定する。

コバルト（Ｃｏ）は、鋼内部への析出物形成を促進して強度を増加させ且つ耐食性を向上させる元素であって、このような効果を得るためには０．０２％以上含有されることが好ましいが、その含量が０．２０％を超過すると、鋼の延伸率が減少し、析出促進に寄与する効果より高価の合金元素の多量添加によって製造コストの上昇要因として作用するので、Ｃｏの含量は０．０２〜０．２０％に限定する。

ＮｏとＣｏの場合、単独で管理することも重要であるが、ＮｂとＣｏに対するＣの有効重量添加比（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃを一定の範囲に維持して常温耐時効性、加工性及び高温強度を同時に確保することも重要である。

すなわち、（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６〜３．０の場合には、（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の形成により鋼中の固溶元素Ｃが固着されて常温耐時効性及び加工性を確保することができ、焼鈍及び冷却条件を適切に制御することにより微細な（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の形成によって高温での結晶粒の成長を抑制し、フェライト微細組織を制御することにより優れた高温特性を確保することができる。

ところが、（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６未満の場合には、鋼中の固溶元素過多で常温の耐時効性及び加工性が劣化する問題があり、（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の量が微々たるものであるため、優れた高温強度を確保することができない。また、その値が３．０超過であれば、材質が硬化し、再結晶の温度を急激に上昇させ、表面特性が劣化して後工程の作業性を低下させる問題があるので、（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値は０．６〜３．０に限定する。

また、本発明の第２発明を実現するためには、錫（Ｓｎ）がさらに添加される。Ｓｎは、鋼の内部に固溶状態として存在して高温特性及び耐食性を向上させる元素であって、熱処理によって加熱及び酸化されて鋼板の表面にＳｎ_２Ｏ_３などのＳｎ系酸化物を形成することにより、鋼板の表面に合金化層の形成を抑制して耐食性と耐変色性を向上させる。このような効果を得るためには０．０５％以上添加することが好ましいが、その含量が０．２５％超過であれば、耐食性及び耐変色性の向上に対する寄与効果よりは製造コスト上昇の原因となるので、Ｓｎの含量は０．０５〜０．２５％に限定する。

本発明の冷延鋼板は、上記成分を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなる。そして、必要に応じて、本冷延鋼板の特性向上のために合金元素がさらに添加でき、本発明の実施例で明らかにしていない合金元素が添加されたとしても本発明の範囲から除外されるものとは解釈されない。

一方、本発明の冷延鋼板は、等軸状フェライトと針状フェライト組織からなることを特徴とするが、上記針状フェライト組織は、変態前にオーステナイトの粒内で核生成されて成長する一種のベイナイトであって、鋼中に分散している微細な非金属介在物から核生成されて成長するため、変態完了時点でみれば、フェライトラスが互いに高傾角粒界を成す無秩序な構造を持つ特徴により軟性又は靱性に相対的に優れる組織である。

本発明は、焼鈍及び冷却工程の条件を適切に制御することにより、このような針状フェライト組織の体積分率を５〜１５％に確保して高電位密度型微細組織を形成することにより、高温での結晶粒の異常成長を抑制して高温強度を確保し、これにより耐熱性を向上させることができる。上記針状フェライト組織の体積分率が５％未満の場合には、高温強度の確保が困難であって、目標とする耐熱性を得ることが難しく、針状フェライト組織の体積分率が１５％超過の場合には、材質硬化によって加工性が劣化する問題があって、針状フェライトの体積分率を５〜１５％に限定する。

以下、本発明の耐熱性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法について詳細に説明する。

上記の組成を有する鋼スラブを再加熱した後、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、８００℃以上の温度で焼鈍処理された鋼板に対して３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して加工性及び耐熱性、又はこれに加えて耐変色性に優れた加工用高耐熱冷延鋼板を製造することができる。

上述した成分系のように組成される鋼スラブを通常の温度で再加熱した後、熱間圧延する際に、仕上げ圧延温度は９００〜９５０℃であるが、この仕上げ圧延温度が９００℃未満であれば、相対的に低温の領域で熱間圧延が終了することにより、最終形成された結晶粒の混粒化が発生して加工性及び圧延性が低下し、この仕上げ圧延温度が９５０℃超過であれば、厚さ全般にわたって均一な熱間圧延が行われないため結晶粒の微細化が不十分になり、これにより結晶粒の粗大化に起因して衝撃靱性が低下するので、仕上げ圧延温度は９００〜９５０℃に制限する。

上記熱間仕上げ圧延を行った後には、ランアウトテーブルで熱間圧延された鋼板を２０〜８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却するが、この冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満であれば、結晶粒成長の促進により相対的に粗大結晶粒が形成されて強度及び加工性低下の要因になるおそれがあり、冷却速度が８０℃／ｓｅｃ超過であれば、幅方向の冷却不均一による材質の偏差発生要因として作用するためである。

上記ランアウトテーブルで冷却した後、上記熱延鋼板は５６０〜６８０℃の温度で巻取りが行われる。この巻取り温度が５６０℃未満であれば、熱間圧延材の材質が多少硬化して後続工程の冷間圧延工程における負荷が大きくなって圧延性の確保が難しく、幅方向温度の不均一の度合いが増加して低温析出物の生成挙動差により材質の偏差が誘発されることにより加工性が低下し、高温特性が悪化するという問題がある。また、巻取り温度が６８０℃超過であれば、最終製品の組織が粗大に生成されて加工性及び耐食性が低下するという問題があるため、巻取り温度は５６０〜６８０℃に制限する。

上記巻取り済みの鋼板は、酸洗処理及び目標厚さへの冷間圧延段階を経た後、再結晶及び微細組織の制御のために温度８００℃以上での連続焼鈍工程を経る。この８００℃以上の焼鈍温度は針状フェライト組織の変態駆動力を充分に確保するための温度に該当する。焼鈍温度が８００℃未満であれば、目標とする鋼板の微細組織に存在する針状フェライト組織の体積分率を得ることができないため、優れた高温特性の確保が困難であるという問題がある。但し、高温焼鈍の際に鋼板の表面欠陥が増加しうるので、焼鈍温度は９００℃以下に管理することが好ましい。

上記焼鈍処理された鋼板は、冷却工程を介して、目標とする針状フェライト組織の体積分率を確保することができるが、このためには冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以上に維持する。これは、この冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満であれば、徐冷により、目標とする針状フェライト組織の体積分率を得ることが難しいためである。

以下、実施例によって本発明についてより具体的に説明する。

［実施例−１］
下記表１に示す組成で溶解して製造した発明鋼１、２と比較鋼１〜５を、下記表２に示す工程条件の下で作業して、冷延鋼板の発明材１〜４と比較材１〜１０を製造した。その後、上記製造された各冷延鋼板素材に対して針状フェライト組織の体積分率及び常温と高温での特性を評価した。これを表３に示す。

表３に示す特性のうち、降伏点延伸現象は、降伏点延伸率を測定し、延伸が発生した場合には「発生」、延伸が発生していない場合には「未発生」と表示した。また、耐折性試験は、鋼板加工の後に表面の折り曲げが発生する度合いによって区分し、これを表現する折り曲げ指数を５段階に分け、比較的折り曲げ現象が微々たる１〜２段階を「良好」、肉眼観察が可能な程度に折り曲げ現象が発生した３〜５段階を「不良」と判定した。

また、耐サグ性試験は、全長２５０ｍｍ、幅３０ｍｍの素材を熱処理設備を用いて７００℃で１００時間加熱した後、鋼板の垂下を測定して、その垂下程度が５ｍｍ以上の場合に「不良」と判定した。高温降伏強度試験は、７００℃での降伏強度が５５ＭＰａ未満であれば「不良」、それ以上であれば「良好」と判定した。加工性試験は常温加工の際に加工亀裂が発生する場合に「不良」と判定した。

上記表３に示すように、鋼成分などが本発明の範囲を満足する発明材１〜４は、降伏点延伸現象が発生しておらず、耐折性が良好であって耐時効性に優れた。（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の生成及び針状フェライト組織の体積分率の最適化によって高温での降伏強度及び熱処理後の垂下程度（耐サグ性）が良好であり、常温加工の際に加工欠陥が発生しないため常温加工性にも優れた。

これに対し、表１の鋼成分などが本発明の範囲を満足する発明鋼であるが、表２の工程条件中の一部が本発明の範囲を外れる比較材１〜５は、大部分が針状フェライト組織の体積分率が低くて優れた高温特性を持っておらず、加工性及び耐時効性も不良な場合が多かった。

また、表２の工程条件は本発明の範囲を満足するが、表１の鋼成分Ｃ、Ｎｂ、Ｃｏなどが本発明の範囲を外れる比較材６〜１０は、針状フェライト組織の体積分率が低く、常温及び高温特性が不良な場合が多かった。

その中でも、比較材６は、降伏点延伸現象が発生せず、耐折性が良好であって耐時効性及び加工性は良好であったが、高温特性に該当する耐サグ性及び高温強度は不良であった。これはＣｏ成分の未添加により（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の形成及び助長効果が減少したためである。そして、比較材７〜１０は鋼中の固溶炭素量が多くて加工性及び耐時効性が不良であったうえ、Ｎｂ、Ｃｏ又はその添加比が低くて（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の量が微々たるものであり、針状フェライト組織の体積分率も低くて高温特性が不良であり、加工性と高温特性を同時に満足することが困難であった。

一方、図１は発明材３と比較材１０の微細組織を比較した写真である。図１（ａ）の発明材３では、多角形に近い形状のフェライトが等軸状フェライト組織を示し、長く延伸された形状のフェライトは針状フェライト組織を示す。上記発明材３の針状フェライト組織の体積分率は７．９％であって、常温及び高温の特性評価が全て良好であったが、図１（ｂ）の比較材１０は、針状フェライト組織なしで等軸状フェライト組織のみからなり、耐時効性、加工性及び耐熱性が不良であることを表３から確認することができる。

結果として、鋼の成分条件と製造工程の条件（特に、焼鈍及び冷却条件）を最適化して、微細な（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物を形成し、針状フェライト組織の体積分率を制御することができ、これを用いて低コストで高温特性と加工性を同時に満足させる加工用高耐熱冷延鋼板を製造することができた。

［実施例−２］
下記表４に示す組成で溶解して製造した発明鋼１、２と比較鋼１〜５を、下記表５に示す工程条件の下で作業して、冷延鋼板発明材１〜５と比較材１〜１０を製造した。その後、上記製造された各冷延鋼板素材に対して針状フェライト組織の体積分率及び常温と高温での特性を評価した。これを表６に示す。

降伏点延伸現象は、降伏点延伸率を測定し、延伸が発生した場合には「発生」、延伸が発生していない場合には「未発生」と表示した。耐折性試験は鋼板加工後に表面折り曲げが発生する度合いによって区分した。これを表現する折り曲げ性指数を５段階に分け、比較的折り曲げ現象が微々たる１〜２段階を「良好」、肉眼観察が可能な程度で折り曲げ現象が発生した３〜５段階を「不良」と判定した。

また、耐サグ性試験は、全長２５０ｍｍ、幅３０ｍｍの素材を熱処理設備を用いて７００℃で１００時間加熱した後、鋼板の垂下を測定し、その垂下程度が５ｍｍ以上の場合に「不良」と判定した。高温降伏強度試験は、７００℃で降伏強度が５５ＭＰａ未満であれば「不良」、それ以上であれば「良好」と判定した。高温耐変色性試験は、鋼板を５００℃の温度で４８時間を維持した後、表面光沢度が３０％以上低下すると、「不良」と判定した。加工性試験は、常温加工の際に加工亀裂が発生する場合には「不良」と判定した。

上記表６に示すように、鋼成分及び工程条件が本発明の範囲を満足する発明材１〜５は、降伏点延伸現象が発生しておらず、耐折性が良好であって耐時効性に優れ、（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物の生成及び針状フェライト組織の体積分率の最適化によって高温での降伏強度及び熱処理後の垂下程度（耐サグ性）が良好であり、高温での表面光沢度の低下率が３０％未満であって耐変色性が良好であり、常温加工の際に加工亀裂などが発生しないため常温加工性にも優れた。

これに対し、表４の鋼成分が本発明の範囲を満足する発明鋼であるが、表５の工程条件中の一部が本発明の範囲を外れる比較材１〜５は、大部分、針状フェライト組織の体積分率が低くて良好な高温特性（耐サグ性、高温強度、耐変色性）を持っておらず、加工性及び耐時効性（降伏点延伸現象、耐折性）も不良な場合が多かった。

また、表５の工程条件は本発明の範囲を満足するが、表４の鋼成分などが本発明の範囲を外れる比較材６〜１０は、製造後の特性を評価した結果、針状フェライト組織の体積分率が存在しないか低く、常温及び高温特性が不良な場合が多かった。その中でも、比較材７は、降伏点延伸現象が発生せず、耐折性及び加工性は良好であったが、高温特性に該当する耐サグ性、高温強度、耐変色性は不良であった。これはＣｏ成分の未添加により（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系複合析出物の形成及び助長効果が減少したためである。そして、比較材８〜１０は、鋼中の固溶炭素量が多くて加工性及び耐時効性が不良であり、Ｎｂ又はＣｏが添加されないか或いはその添加比が低くて析出物の析出量が微々たるものであり、針状フェライト組織の体積分率も低いため耐サグ性、高温降伏強度が不良であり、耐変色性も不良な場合が多くて常温加工性と高温特性を同時に満足することが困難であった。

一方、図２は発明材３と比較材６の微細組織を比較した写真である。図１（ａ）の発明材３では、多角形に近い形状のフェライトが等軸状フェライト組織を示し、長く延伸された形状のフェライトは針状フェライト組織を示す。上記発明材３の針状フェライト組織の体積分率は７．９％であって、常温・高温特性の評価ともに良好であったが、図１（ｂ）の比較材６は針状フェライト組織なしで等軸状フェライト組織のみからなり、常温・高温特性ともに不良であることを表６から確認することができる。

結果として、鋼の成分条件と製造工程の条件（特に、焼鈍及び冷却条件）を最適化して微細な（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物を形成し、針状フェライト組織の体積分率を制御することができ、鋼板の表面にＳｎ系酸化層を形成して耐変色層に優れて低コストで加工性、耐熱性及び耐変色性を同時に満足させる加工用高耐熱冷延鋼板を製造することができる。

上記実施形態は、一つの例示に過ぎず、本発明を限定するものではない。本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一の構成をもって同一の作用効果を示すものはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

Claims

重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、
前記Ｎｂ及びＣｏに対するＣの有効添加比（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６〜３．０であり、前記冷延鋼板が等軸状フェライトと針状フェライト組織からなり、前記針状フェライト組織の体積分率が５〜１５％である、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板。
前記冷延鋼板は（Ｎｂ、Ｃｏ）Ｃ系炭化複合析出物が形成された、請求項１に記載の耐熱性に優れた加工用冷延鋼板。
前記冷延鋼板の表面にＳｎ系酸化層が形成された、請求項１に記載の耐熱性に優れた加工用冷延鋼板。
前記Ｓｎ系酸化層がＳｎ_２Ｏ_３層である、請求項３に記載の耐熱性に優れた加工用冷延鋼板。
重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、前記Ｎｂ及びＣｏに対するＣの有効添加比（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６〜３．０である鋼スラブを加熱した後、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、冷間圧延された鋼板を８００℃以上の温度で焼鈍処理し、焼鈍処理された鋼板に対して３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するが、
前記熱間圧延は９００〜９５０℃で仕上げ圧延する段階及び前記仕上げ圧延段階で熱間圧延された熱延板を２０〜８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する段階を含み、前記巻取りは５６０〜６８０℃で行われ、前記焼鈍処理は８００〜９００℃で行われる、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法。
重量％で、Ｃ：０．００２〜０．００５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｏ：０．０２〜０．２０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、前記Ｎｂ及びＣｏに対するＣの有効添加比（Ｎｂ×Ｃｏ）／Ｃの値が０．６〜３．０である鋼スラブを加熱した後、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、冷間圧延された鋼板を８００℃以上の温度で焼鈍処理し、焼鈍処理された鋼板に対して３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するが、
前記熱間圧延は９００〜９５０℃で仕上げ圧延する段階及び前記仕上げ圧延段階で熱間圧延された熱延板を２０〜８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する段階を含み、前記巻取りは５６０〜６８０℃で行われ、前記焼鈍処理は８００〜９００℃で行われる、耐熱性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法。