JP2000008138A - リロール用熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 錆難く、介在物による表面欠陥がなく表面性
状が良好で冷間圧延性に優れるリロール用熱延鋼板提案
する。 【解決手段】 低炭素鋼であって、Ti：0.015 〜0.2 wt
％、Al：〜0.01wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下及びCa，RE
M の1 種又は2 種を合計で0.0005〜0.1 wt％を含み、粒
径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO, REM
酸化物の１種又は2 種を含有してなるリロール用熱延鋼
板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、大手鉄鋼メーカ
ーから、熱間連続熱間圧延設備を持たない中小の鋼材の
二次圧延メーカーに、熱間圧延後のホットコイルの段階
で出荷されるいわゆるリロール用熱延鋼板に関わるもの
である。

【０００２】

【従来の技術】鉄鋼製品の中には、大手鉄鋼メーカーか
ら、熱間連続圧延設備を持たない中小の鋼材の二次圧延
メーカーに、熱間圧延後のホットコイルの段階で出荷さ
れる、いわゆるリロール用熱延鋼板（又は冷延母板）と
いわれるものがある。従来はこのような二次圧延メーカ
ーで製造される冷間圧延鋼板は比較的低グレードのもの
が大半を占めていたため、大手鉄鋼メーカーが特にリロ
ール用熱延鋼板であることを意識して材料設計をするこ
とはなされていなかった。つまり、曲げ、切断、溶接、
プレスその他の二次加工用に販売する熱延鋼板と同等の
材料が提供されていた。

【０００３】しかしながら、近年、二次圧延メーカーに
おいても高級グレード品を生産することによって他社と
の差別化を図り市場競争を生き抜く努力がなされるに及
び、その原材料であるリロール用熱延鋼板に対しての品
質要求がなされるようになってきた。つまり、二次圧延
メーカーの既存の冷間圧延設備を用いても高圧下率、高
生産性かつ、高歩留まりで圧延できるような素材が求め
られているようになったのである。

【０００４】このリロール用熱延鋼板は、大手鉄鋼メー
カーのような強力かつ広範囲の加工能力を有する冷間圧
延設備による加工は期待できないので、二次圧延メーカ
ーの圧延能力によって十分な加工が可能であるように材
料設計される必要がある。また、市場に出てから最終的
に二次圧延メーカーの手に渡るまでに長期間を要した
り、複雑な経路をたどることも想定されるために、その
間に錆、その他の品質劣化がないことも要求される。し
かし、今まで、このような要求を特に意識したりリロー
ル用熱延鋼板というものは特に存在しておらず、従来の
熱延鋼板をそのまま二次圧延メーカーに納入していた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】このような従来の熱延
鋼板を、二次圧延メーカーの既存の冷間圧延設備を用い
て高圧下率で圧延した場合の最大の問題は、鋼中の介在
物ちよる圧延ロール寿命の低下である。従来の熱延鋼板
は製鋼段階でAlで脱酸されるため、鋼板中にアルミナを
主体とする介在物が存在する。このアルミナ介在物は溶
鋼段階で互いに凝集して時として100 μm 以上の粒径の
アルミナクラスターを形成し、これが熱延鋼板中に残存
し、二次圧延メーカーでの冷間圧延ロールを摩耗させる
要因の一つとなっていた。この発明は、このようなリロ
ール用熱延鋼板を、二次圧延メーカーで圧延した際にも
ロール摩耗の問題を生じずに、高加工が可能なリロール
用熱延鋼板を提案することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】発明者らは、上記の目的
を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸
化物系介在物の組成を制御し、これにより鋼中に存在す
る酸化物及び硫化物を制御することが、錆発生の抑制と
冷間圧延性の向上に有効であるとの結論に達した。すな
わち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して50μm
以下の大きさの介在物に微細分散化を図り、かつ、鋼中
のMnS の量を低減して、鋼中の全ての酸化物、硫化物を
微細化、非延性にすることにより、冷間圧延性に優れた
鋼板が得られることを見出した。

【０００７】上記知見に立脚するこの発明は、Ｃ：0.01
〜0.10wt％、Si：0.5 wt％以下、Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.15wt％以下、Ti：0.015 〜0.2 wt％、Al：0.01wt
％以下、Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種
を合計で0.0005〜0.1 wt％を含み、残部はFe及び不可避
的不純物の組成になり、粒径（最大径；以下同様）1 〜
50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化
物の1 種又は2 種を含有してなることを特徴とする表面
性状が良好で冷間圧延性に優れる引張強度が439 MPa 以
下のリロール用熱延鋼板、及びＣ：0.01〜0.10wt％、S
i：0.5 wt％以下、Mn：1.0 wt％以下、Ｐ：0.15wt％以
下、Ti：0.015 〜0.2 wt％、Al：0.01wt％以下、Ｎ：0.
02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005
〜0.1 wt％を含み、かつ、Ni：0.005 〜1.0 wt％、Cr：
0.005 〜1.0 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0100wt％の1 種又は
2 種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成
になり、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及
びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有してなること
を特徴とする表面性状が良好で冷間圧延性に優れる引張
強度が439 MPa 以下のリロール用熱延鋼板である。

【０００８】この発明の鋼板においては、粒径1 〜50μ
m の酸化物系介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以
下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以
上40wt％以下、Al₂O₃ ：40％以下（Ti酸化物、CaO ，RE
M 酸化物の1 種又は2 種、Al₂O ₃ の合計は100 ％以下）
であることをが、より好適である。

【０００９】また、この発明のリロール用熱延鋼板の製
造方法は、Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.5 wt％以下、M
n：1.0 wt％以下、Ｐ：0.15wt％以下、Ti：0.015 〜0.2
wt％、Al：0.01wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下及びCa，R
EM の1 種又は2 種を合計で0.0005〜0.1 wt％を含み、
粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，
REM 酸化物の1種又は2 種を含有する鋼スラブを1200℃
以下の温度に加熱後、仕上圧延温度を850 ℃以下とする
熱間圧延を施し、600 ℃以上で巻取ることを特徴とす
る。

【００１０】

【発明の実施の形態】以下、この発明の基礎となった研
究結果を述べる。発明者らが知見したところによれば、
リロール用熱延鋼板を二次圧延メーカーで高圧下率、高
生産性の条件で圧延した際に発生するロール摩耗は、前
述したように、鋼板中のアルミナクラスターに起因す
る。したがって、鋼板中の介在物を微細化することが、
この問題を解決する最も有効な手段と考えた。

【００１１】なお、製鋼段階で鋼中の脱酸生成物である
介在物を微細化する技術としては、特開平８−２３９７
３１号公報に、脱酸剤としてAlの代わりにTiを用いるこ
とが開示されている。しかし、Tiによる脱酸生成物は溶
鋼を連続鋳造する際に連続鋳造設備の浸漬ノズル内面に
付着し易く、熱延鋼板を製造するための素材である連鋳
スラブを現実に安定して生産することが困難である。そ
こで、発明者らは、Tiによる脱酸に変えて溶鋼をCa及び
／又はREM によって処理することによって、介在物を微
細化しつつ、ノズル詰まりのない介在物とすることを想
到した。

【００１２】また、冷間圧延性の向上のためには、１）
鋼中の酸化物を粗大化させないこと及び、２）鋼板表面
に酸化物を粗大化させない、あるいは生じさせないこと
が重要である。上記１）及び２）の酸化物については、
Alが0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ｓ又
はREM が0.0005wt％以上の条件を満たすことで、酸化物
系介在物を上述したTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化
物−Al₂O₃ −SiO₂系の酸化物（Alを含有しない場合には
Ti酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO₂系の酸化
物）とする。かくして、Al₂O₃ の生成が抑制されアルミ
ナクラスターの発現を防止できる。また、この酸化物系
介在物は、鋼中でも鋼板表面も粗大化しないので、冷間
圧延性の向上に有利である。

【００１３】更に、上述した酸化物系介在物は、融点が
低いため、鋳造時の浸漬ノズルなどに付着して成長する
ことがほとんどなく、該ノズルの閉塞を招くことがな
い。したがって、浸漬ノズルなどの内部にArガスやN₂ガ
スを吹き込む必要がほとんどないことが確認された。

【００１４】しかも、この発明では、鋼中の含有量につ
きAlが0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca
及び／又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たすこと
で、錆の少ない鋼板とすることができる。このとき、介
在物はTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al₂O₃ −
SiO₂系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−Ca
O 及び／又はREM 酸化物−SiO₂系の酸化物）となってお
り、介在物を起点とした発錆が抑制される。更に、その
介在物中のCa濃度が40wt％以下であると、錆の起点とな
ることがなく、表面性状も良好である。一方、Alの量が
0.01wt％を超えると、介在物はAl₂O₃ −CaO 系となるの
で、介在物中のCaO 濃度が50％程度となり、錆の起点と
なって耐食性を劣化させる。

【００１５】発明者らは以上の実験結果をもとに種々検
討した結果、以下のようにこの発明を限定した。以下、
各々の成分について限定理由を示す。

【００１６】（Ｃ：0.01〜0.10wt％）この発明は、冷間
圧延を行うリロール用鋼板に関するものであり、鋼板の
強度はより低いことが好ましい。Ｃは鋼を固溶強化、あ
るいは炭化物により微細化強化、析出強化する作用があ
るため、極力低減することが望ましい。好ましい上限値
は0.10wt％であり、0.05wt％以下であればより好まし
い。しかかしながら、Ｃが極めて少ない場合は結晶粒径
が粗大化し、成形時に肌荒れ現象を生じて成形性が低下
する。以上のことから好ましい下限値は0.01wt％であ
り、0.001 wt％以上であればより望ましい。

【００１７】（Si：0.5 wt％以下（0 を含まない））Si
は、溶製時の脱酸に必要な成分である。ただし、多過ぎ
ると加工硬化が顕著となり、熱間圧延性及び冷間圧延性
が大幅に低下するので、0.5 wt％を上限とした。また、
好ましい上限値は0.05wt％であり、0.02wt％以下であれ
ばより好ましい。

【００１８】（Mn：1.0 wt％以下）Mnは、Siと同様、溶
製時の脱酸に有効である。概ね0.05wt％以上の添加が望
ましい。一方、この発明は熱間圧延後に冷間圧延を行
う、いわゆるリロール用鋼板に関するものであり、鋼板
の強度、特に冷間の変形抵抗はより低いことが望まし
い。Mnは鋼を固溶強化するため、極力低減することが望
ましい。1.0 wt％以下であれば、その強化による延性の
低下量は小さい。したがって、Mnは1.0 wt％を上限とし
た。0.7 wt％以下であればより望ましい。

【００１９】（Ｐ：0.15wt％以下）Ｐは鋼を脆化させる
成分であるが、この発明が対象とする冷間圧延工程にお
いても鋼の変形抵抗を増加させる元素として働くため極
力低減することが望ましい。その添加量が0.15wt％以下
であればほぼ問題のないレベルを達成することができ
る。0.04wt％以下であれば更に好適である。下限につい
ては特に規定するものではなく、脱燐に必要な製造コス
トのアップ代と特性改善効果とのバランスで決定され
る。

【００２０】（Ti：0.015 〜0.2 wt％）Tiはこの発明に
おいて重要な成分であり、Ti脱酸により、50μm 以下の
サイズの微細酸化物系介在物を形成させ、冷延−焼鈍時
の粒成長性を制御して、強度伸びバランスを向上させ
る。さらに、微細酸化物は、熱延板の微細化にも有効で
あること、Al脱酸が不要になって通常のアルミ脱参考で
は不可避的に混入する粗大なアルミナ粒が存在しなくな
るため、冷間圧延時にロールに対する負荷を顕著に軽減
することができ、このためにロールの摩耗による寿命を
顕著に延長することが可能ある。その添加量が0.015 wt
％未満では、添加効果すなわち微細酸化物の量が少なす
ぎるため、所望の効果が得られないため、0.015 wt％以
上と限定した。製造条件の変動に対して安定した特性と
するためには0.025 wt％以上添加することが望ましい。
しかしながら、Tiが0.2 wt％を超えて添加された場合は
熱間圧延時の変形抵抗が顕著に増大するため熱間圧延が
困難になる。

【００２１】（Al：0.01wt％以下）Alはこの発明におい
て含有量が特性に重大な影響を及ぼす成分であり、Al含
有量が0.01wt％を超えると、Al脱酸になり、巨大Al₂O₃
クラスターが多量に生成し、表面性状を劣化させるとと
もに、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御できる50μm以下
の微細酸化物が少なくなるため、強度伸びバランスが低
下する。したがって、0.01wt％以下と限定した。更に重
要なことは、Al量が多いと介在物組成がAl₂O ₃ −CaO 又
はAl₂O₃ −REM 酸化物系となって、錆の起点となり、耐
食性を劣化させることである。この観点からもAlの上限
は0.01wt％とする。なお、Alは、必ずしも添加すること
を要せず、Ti脱酸などを行うことによって脱酸剤として
もAlは必須ではない。

【００２２】（Ｎ：0.02wt％以下（0 を含まない））Ｎ
は、固溶強化成分として寄与するため、この発明のごと
くリロール用熱延鋼板の使途に用いる場合は冷間圧延性
の低下につながるため、極力低減することが望ましい。
しかし、窒化物形成元素と結合析出してオーステナイト
結晶粒を微細化し、ひいてはフェライト結晶粒を微細化
することにより冷間圧延性を向上させるのに有効な成分
である。ただし、0.02wt％を超えて添加しても効果が飽
和するので0.02wt％を上限とした。なお、好ましい下限
値は特に限定するものではないが、侵窒を防止するため
の製造コストアップと機械的特性の変化を勘案すれば0.
001 wt％である。また、好ましい上限値は0.005 wt％で
あり、0.003 wt％以下であればより好ましい。

【００２３】（Ca及び／又は金属REM ：0.0005〜0.1 wt
％）Ca及び金属REM （La、Ceなどの希土類元素をいう）
は、この発明において重要な成分であり、Ca及びREM の
いずれか１種又は２種を0.0005wt％以上添加する必要が
ある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005wt％以上
になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加
して、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸化物：20wt％以上90
wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM
酸化物：５wt％以上、好ましくは８wt％以上40wt％以
下、Al₂O₃ が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物
とする。そうすると、連続鋳造時に、地金を含んだTi酸
化物のノズルへの付着を有効に防止でき、ノズルの閉塞
を防止できる。さらに、CaO 及び／又はREM 酸化物は、
微細な粒子として鋼中に存在し、熱延板の細粒化に寄与
できる。また、生成したこれらの粒子は通常のアルミキ
ルド鋼で主として生成するアルミナと異なって、冷間圧
延ロール表面に対する負荷が極めて軽微であり、これが
ために圧延ロールの摩耗が軽減され、ロール寿命の大幅
延長が可能である。これらのことから、Ca，REM の1 種
又は2 種を合計で0.0005wt％以上含有させるが、合計量
が0.1 wt％を超えると溶製上の困難なことに加えて、耐
食性の劣化を引き起こすことから、上限は0.1 wt％に限
定した。

【００２４】（Ｏ：0.010 wt％以下）Ｏは不可避的混入
成分であり、特に限定するものではないが、微細な酸化
物を生成させるために必要な成分である。0.010 wt％を
超えて含有させると粗大なAl ₂O₃ を多量に生成させて冷
間圧延性が低下するので、0.010 wt％を上限とした。な
お、好ましい上限値は0.007 wt％であり、0.005 wt％以
下であればより望ましい。

【００２５】（Ni：0.005 〜1.0 wt％） （Cr：0.005 〜1.0 wt％）Ni及びCrは、鋼板を固溶強化
することなく組織を微細化すること、あるいは低温・高
歪み速度環境での変形を容易化することで、この発明が
目標とする冷間圧延性の改善が可能である。したがっ
て、この発明では必要に応じてNi，Crの1 種又は2 種を
添加することができる。Ni，Crのいずれも0.005 wt％以
上の添加で顕著な効果を発揮し、複合して添加した場合
でもこの効果は相殺されることはない。しかし、1.0 wt
％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるた
め、いずれも上限を1.0 wt％とした。材質の安定化とい
う観点では0.01〜0.5 wt％の範囲が更に好適である。

【００２６】（Ｂ：0.0002〜0.0100wt％）Ｂは、鋼板の
冷間圧延性の改善に極めて有効である。0.0002wt％の添
加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.01wt％を超えて
添加してもその効果は飽和する傾向になる反面、冷間圧
延の変形抵抗が顕著に増大する。したがって、Ｂ量は0.
0002〜0.0100wt％の範囲で添加する。材質の安定化とい
う観点では、0.0010〜0.0050の範囲が更に好適である。

【００２７】以上の成分組成範囲を満足する鋼におい
て、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCa
O ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物である
ことが、この発明では特に重要である。かかる脱酸生成
物としての介在物が、Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の
1 種又は2 種を含有するもの、より詳しくは、Ti酸化物
−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al₂O₃ −SiO₂系の酸化物
（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はRE
M 酸化物−SiO₂系の酸化物）系の介在物になることによ
り、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化が
ほとんどなく、かつ、クラスター状介在物による表面欠
陥がなく、しかも地金を含んだTi酸化物のノズルへの付
着がない、この発明で所期した高張力鋼板となる。な
お、この発明で規定する酸化物系介在物を粒径1 〜50μ
m のものに限定しているのは、かかる範囲の介在物が脱
酸により生成した介在物と見なすことができるからであ
り、粒径が50μm を超える介在物は一般に、スラグかモ
ールドパウダーなどの外来性の介在物が主因である。

【００２８】上述の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物の
組成は、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM
酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、
Al₂O ₃ ：40％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種
又は2 種、Al₂O₃ の合計は100 ％以下）であることが、
より好ましい。

【００２９】上記介在物のTi酸化物が20wt％に満たない
場合はTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al₂O₃ 濃度
が高まるために冷間圧延におけるロールの摩耗を引き起
こすとともに、製鋼段階で連続鋳造時の注湯ノズル詰ま
りが発生する。また、CaO, REM酸化物濃度が高くなると
発錆性が著しくなるため、Ti酸化物濃度は20％wt％以下
とする。一方、Ti酸化物濃度が90wt％を超えると、CaO,
REM酸化物の割合が少なくなって、却ってノズル詰まり
が発生することから、Ti酸化物濃度は20wt％以上90wt％
以下とする。より好ましくは30wt％以上80wt％以下とす
る。

【００３０】また、上記介在物中のCaO ，REM 酸化物の
1 種又は2 種の合計が10wt％に満たないと、介在物を低
融点化できず、また、溶鋼との濡れ性が悪くなって、介
在物がクラスター化して粗大化する。一方、40wt％を超
えると介在物を起点として錆を生じ、耐食性を劣化させ
る。

【００３１】また、上記介在物中のAl₂O₃ については、
40wt％を超えると高融点組成となるためにノズル閉塞が
起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状にな
り、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。な
お、鋼中にAlがほとんど含有していない場合には、介在
物中のAl₂O₃ もほとんど無視し得るだけの濃度になる。

【００３２】なお、上記酸化物系介在物中には、上掲し
たもの以外の酸化物が混入する場合もあり、その場合に
上掲したもの以外の酸化物の量については、特に限定す
るものではないが、SiO₂については、30wt％以下、MnO
については、15wt％以下に制御するのが好ましい。この
理由は、これらがそれぞれの量を上回ると、この発明で
対象とするチタンキルド鋼とはいえないし、こうした組
成のもとでは、Ca添加を行わなくてもノズル詰まりはな
く、発錆の問題も無くなるためである。しかも、前述し
たように、介在物中にSiO₂, MnO を含有させるために
は、溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti＞50にす
ることが好ましいのであるが、この場合、鋼の硬質化、
表面性状の劣化などを招く。

【００３３】この発明の鋼板は、その後に冷間圧延が施
されるリロール用熱延鋼板に関するものであり、冷間圧
延の際に、加工し易いことが望まれているため、引張強
度は439 MPa 以下の軟質な鋼板である。

【００３４】次に、この発明の鋼の製造方法について説
明する。この発明において、調整成分としてのTiを、T
i：0.015 wt％以上とする理由は、Tiが0.015 wt％未満
では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度が高くな
り、伸び、絞りなどの材料特性が悪化するためである。
この場合、Si, Mnの濃度を高めて脱酸力を増加すること
も考えられるが、Tiが0.015 wt％未満ではSiO₂又はMnO
含有介在物が大量に生成し、鋼材質の硬化やめっき性の
劣化を招く。これを防ぐには (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜10
0 とするようにTiを含有させることが必要となる。その
場合、介在物中のTi酸化物濃度は20％以上となる。

【００３５】この発明に係るチタンキルド鋼板の製造に
あたっては、まず、溶鋼をFeTiなどのTi含有合金により
脱酸し、鋼中にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を
生成させる。その介在物は、Alで脱酸した時のような巨
大クラスター状ではなく、１〜50μm 程度の大きさの粒
状、破断状のものが多くを占める。ただし、このときAl
濃度が0.010 wt％を超えていると、巨大なAl₂O₃ クラス
ターが生成する。このようなAl₂O₃ クラスターは、Ti合
金を添加してTi濃度を増加しても還元できず、鋼中にク
ラスター状介在物として残存する。したがって、この発
明に係る鋼板については、製造の段階で、まず溶鋼中に
Ti酸化物を生成させることが好ましい。

【００３６】なお、この発明のもとでは、Alで脱酸する
従来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、
Ca, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価で
ある。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、
介在物の組成制御が可能な範囲内でできるかぎり少量で
済むように行うのが経済的で好ましい。この意味におい
て、Ti含有合金などの脱酸剤の添加の前には、溶鋼中の
溶存酸素、スラブ中のFeO, MnOを低下させるために溶存
酸素濃度が200ppm以下になるように予備脱酸することが
望ましい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量
のAlによる脱酸（脱酸後の溶鋼中のAlが0.010 wt％以
下）、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行うのが好ま
しい。

【００３７】上述したように、Ti脱酸により生成したTi
酸化物系介在物というのは、２〜20μm 程度の大きさに
て鋼中に分散するため、クラスター状の介在物による表
面欠陥はなくなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中で
は固相状態であり、また、極低炭素鋼は凝固の温度が高
いために、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズル
の内面に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがあ
る。

【００３８】そこで、この発明に係る鋼板では、Ti合金
により脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるように
Ca及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中
の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物を、Ti酸化物：20wt
％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／
又はREM 酸化物：５wt％以上、好ましくは８wt％以上40
wt％以下、Al₂O₃ が40wt％以下である低融点の酸化物系
介在物とする。そうすると、地金を含んだTi酸化物のノ
ズルへの付着を有効に防止することが可能になる。より
好ましい介在物の組成は、Ti酸化物：30wt％以上80wt％
以下、CaO ，REM 酸化物（La₂O₃ 、Ce₂O₃ など）：10wt
％以上40wt％以下である。かかる酸化物系介在物の組成
の測定は、EPMAを用いて、介在物ごとに定量分析するこ
とによって行われる。このようして分析された鋼中の介
在物の全てが上記の組成を満たすことは最も望ましいと
ころではあるが、実用上は1 〜50μm の尾大きさの介在
物のうち、個数で50％以上のものが上記組成範囲となっ
ていれば、この発明の目的は達成できる。

【００３９】この発明において、生成する介在物の組成
を上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッ
シュノズル及びモールドの浸漬ノズル内面に酸化物など
が付着するのを完全に防止することができる。したがっ
て、タンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物などの付
着防止のためのArやN₂などのガスを吹き込む必要がなく
なる。その結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる
鋳片のパウダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性
の欠陥が鋳片に発生するのを防止できるという効果が得
られる。

【００４０】連続鋳造後の熱間圧延工程に関して、スラ
ブ加熱温度は1200℃以下であることか好ましい。1200℃
を超える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくなり
過ぎるため、熱延板が微細化しない。スラブ加熱温度の
下限は、設備上の制約で決定されるが、900 ℃未満のス
ラブ加熱温度では、圧延時の荷重負荷が高くなり過ぎ、
そう行状の問題が生じる。したがって、スラブ加熱温度
は900 〜1200℃が好ましい。なお、1100℃以下のスラブ
加熱温度は、冷間圧延性の更なる改善の観点からは好ま
しい。また、連続鋳造されたスラブを温片で加熱炉に挿
入するDHCR（ダイレクトホットチャージローリング）は
省エネルギーの観点から好ましいが、変態点を100 ℃以
上上回る挿入温度は組織の微細化が十分に図れないので
好ましくない。熱間圧延終了温度は、850 ℃以下である
ことが好ましい。これより高い温度では目標とする冷間
圧延性に優れたリロール用熱延鋼板としての微細組織が
得られないため冷間圧延・焼鈍後の表面性状が低下す
る。更に好ましくは820 ℃以下である。熱間圧延後のコ
イル巻き取り温度は、自己焼鈍効果による材質の均一化
という観点から、600 ℃以上が好ましい。冷間圧延の変
形抵抗を軽減するという観点からは、650 ℃以上が更に
好ましい。

【００４１】

【実施例】（実施例１）転炉出鋼後、300 ton の溶鋼を
RH脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.03〜0.06wt％、Si
＝0.01wt％、Mn＝0.2 〜0.3 wt％、Ｐ＝0.010 〜0.017
wt％、Ｓ＝0.004 〜0.007 wt％に調整するとともに、溶
鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼中に、Alを
0.2 〜0.8kg/ton 添加して、溶鋼中の溶存酸素濃度を55
〜260ppmまで低下させた。このときの溶鋼中のAl濃度は
0.001 〜0.005 wt％であった。そしてこの溶鋼に、70wt
％Ti−Fe合金を0.8 〜1.8kg/ton 添加してTi脱酸した。
その後、成分調整を行った後に、溶鋼中には30wt％Ca−
60wt％Si合金や、それに金属Ca, Fe, 5 〜15wt％のREM
を混合した添加剤、又は、90wt％Ca−5 wt％Ni合金など
のCa合金、REM 合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/to
n 添加し処理を行った。この処理の後のTi濃度は0.015
〜0.022 wt％、Al濃度は0.001 〜0.005 wt％、Ca濃度は
0.0010〜0.0035wt％、REM 濃度は0 〜0.0020wt％であっ
た。また、一部のヒートではNi、Ｂ、Crの1 種以上を添
加した。

【００４２】次に、この鋼を２ストランドスラブ連続鋳
造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。鋳造時にはタ
ンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込ま
なかった。連続鋳造後に観察したところでは、タンディ
ッシュならびに浸漬ノズル内には付着物はほとんどなか
った。

【００４３】次に、上記連鋳スラブを板厚2.0 mmに熱間
圧延した。スラブ加熱温度は1150℃、仕上圧延温度は83
0 ℃、巻取り温度は640 ℃の一定条件とした。なお、こ
のときの酸化物系介在物のサイズは幅が50μm 以下であ
った。この熱延板にはヘゲ、スリーバー、スケールなど
の非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個/1000m−コイル
以下しか認められなかった。熱延板の鋼組成を表１に示
し、介在物組成、熱延条件及び機械的性質、錆発生面積
率指数を表２に示す。錆発生面積率は、50℃の温度で湿
度95％のなかで10時間放置したときの発錆量は、従来の
Al脱酸鋼と同じく問題はなかった。このようにして得ら
れた熱延鋼板を、各鋼組成当たり100 t ずつ冷間圧延に
供し、その際のワークロールの摩耗状況を調査した。そ
の結果を表２に示す。ワークロールの摩耗状況は、後述
する比較例１の表１のNo. 1 に示した鋼の場合のロール
摩耗量を基準として、その90％超え100 ％以下を×、80
％超え90％以下を△、60％超え80％以下を○、60％以下
を◎とした。この結果、この発明の実施例であるNo. 7
〜12の鋼ではいずれも冷間圧延時のロール摩耗量を著し
く低減できた。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】一方、比較のために、転炉出鋼後、300 to
n の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.00
28〜0.050wt ％、Si＝0.01〜0.02wt％、Mn＝0.2 〜0.3
wt％、Ｐ＝0.010 〜0.015 wt％、Ｓ＝0.005 〜0.009 wt
％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整した。
この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6kg/ton 添加し脱炭処理を
行った。脱炭処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 〜0.040w
t ％であった。その後、FeTiを添加するとともに、成分
調整を行った。この処理の後のTi濃度は0.040wt％であ
った。一部のヒートではNi、Ｂ、Crの1 種以上を添加し
た。

【００４７】次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続
鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、この
ときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成
は、95〜98wt％Al₂O₃, 5％以下のTi₂O₃ のクラスター状
の介在物が主体であった。

【００４８】鋳造時にタンディッシュならびに浸漬ノズ
ル内にArガスを吹き込まなかった場合には、著しくノズ
ルにAl₂O₃ が付着し、３チャージ目にスライディングノ
ズルの開度が著しく増加し、ノズル詰まりにより鋳込み
を中止した。また、Arガスを吹いた場合にも、ノズル内
にはAl₂O₃ が大量に付着しており、８チャージ目にはモ
ールド内の湯面の変動が大きくなり鋳込みを中止した。

【００４９】次に、上記連鋳スラブは2.0mm まで熱間圧
延した。スラブ加熱温度は1150℃、仕上圧延温度は830
℃、巻取り温度は640 ℃の一定条件とした。鋼組成を表
１に示し、介在物組成、熱延条件及び機械的性質、錆発
生面積率指数を表２に示す。この焼鈍板にはヘゲ、スリ
ーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.45個
/1000m−コイル認められた。このようにして得られた熱
延鋼板を、各鋼組成当たり100 t ずつ冷間圧延に供し、
その際のワークロールの摩耗状況を調査した。その結果
を表２に示す。ワークロールの摩耗状況の評価方法は前
述と同様である。この結果、比較例であるNo. 1 〜6 の
鋼では、発明例よりも大きなロール摩耗量を呈した。

【００５０】（実施例２）表３に示す鋼組成のスラブを
溶製し、表４に示す製造条件で1.8 mm厚みの熱延鋼板と
した。なお、表４中、製造条件Ａはこの発明の好適な製
造条件、製造条件Ｂ及びＣは好適な製造条件から外れる
条件である。このようにして得られた熱延鋼板を塩酸に
よる酸洗の後、板厚0.6 mmに冷間圧延して冷間圧延性を
調査した。冷間圧延性は冷間圧延後の形状（急峻度、キ
ャンバーの有無）、冷間圧延後の表面性状（光沢の有
無、均一性）及び冷間圧延おけるワークロールの摩耗状
況（評価方法は実施例１と同じ）によって調べた。ま
た、焼鈍後の時効指数についても調べ、7.5 ％後の予歪
み後、100 ℃にて30分時効し、それによる変形応力の増
加量で評価した。その結果を表５に示す。この発明の鋼
板は、冷間圧延性と優れた耐時効性を示すことが分か
る。また、この発明の鋼板中、Ti、Ｂの添加で安定して
鋼中の固溶Ｃ，Ｎを固定しているものは、冷延後に連続
焼鈍を施したの後の時効性が極めて低く、種々のプレス
成形に好適であることが判明した。すなわち、塗装焼き
付け処理による時効劣化（降伏強度の上昇、伸びの低
減、ストレッチャーストレインの発生）などがなく、極
めて広範囲の用途に適用できることが明らかとなった。

【００５１】

【表３】

【００５２】

【表４】

【００５３】

【表５】

【００５４】

【発明の効果】以上説明したように、この発明に係る低
炭素熱延鋼板は、その製造に当たり連続鋳造時に浸漬ノ
ズルの閉塞を引き起こすことがなく、圧延鋼板の表面は
非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど皆無で極め
て清浄であり、更にこれを母板として冷間圧延を行う場
合に極めて優れた冷間圧延性（冷間圧延ロールの摩耗量
の低減、変形抵抗の低さ、形状の安定性など）を示す。
したがって、そのままあるいはこれを更に焼鈍して各種
の成形部品用素材として実に好適に用いられる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 安原 英子 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA09 EA11 EA15 EA18 EA20 EA23 EA27 EA31 EA36 EB06 FA01 FA02 FE02 FE03 JA07

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：0.5 wt％以下、 Mn：1.0 wt％以下、 Ｐ：0.15wt％以下、 Ti：0.015 〜0.2 wt％、 Al：0.01wt％以下、 Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で
   0.0005〜0.1 wt％を含み、残部はFe及び不可避的不純物
   の組成になり、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸
   化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有してな
   ることを特徴とする表面性状が良好で冷間圧延性に優れ
   る引張強度が439 MPa 以下のリロール用熱延鋼板。
2. 【請求項２】Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：0.5 wt％以下、 Mn：1.0 wt％以下、 Ｐ：0.15wt％以下、 Ti：0.015 〜0.2 wt％、 Al：0.01wt％以下、 Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で
   0.0005〜0.1 wt％を含み、かつ、 Ni：0.005 〜1.0 wt％、 Cr：0.005 〜1.0 wt％、 Ｂ：0.0002〜0.0100wt％ の1 種又は2 種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不
   純物の組成になり、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物が
   Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有し
   てなることを特徴とする表面性状が良好で冷間圧延性に
   優れる引張強度が439 MPa 以下のリロール用熱延鋼板。
3. 【請求項３】 粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸
   化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種
   又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al ₂O₃ ：40％
   以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al
   ₂O₃ の合計は100 ％以下）であることを特徴とする請求
   項１又は２記載の表面性状が良好で冷間圧延性に優れる
   引張強度が439 MPa 以下のリロール用熱延鋼板。
4. 【請求項４】Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：0.5 wt％以下、 Mn：1.0 wt％以下、 Ｐ：0.15wt％以下、 Ti：0.015 〜0.2 wt％、 Al：0.01wt％以下、 Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で
   0.0005〜0.1 wt％を含み、最大径1 〜50μm の酸化物系
   介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種
   を含有する鋼スラブを1200℃以下の温度に加熱後、仕上
   圧延温度を850 ℃以下とする熱間圧延を施し、600 ℃以
   上で巻取ることを特徴とする表面性状が良好で冷間圧延
   性に優れる引張強度が439 MPa 以下のリロール用熱延鋼
   板の製造方法。