JP2000045034A - 表面性状に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずる
スケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板
を製造する。 【解決手段】 C:0.010 wt.%未満、Si：0.05wt.%以下、
Mn:0.1〜2.5 wt.%、P:0.1 wt.%以下、S:0.03wt.%以下、
sol.Al:0.01 〜0.1 wt.%、N:0.01wt.%以下、および、必
要に応じ、Ti:0.20 wt.%以下、Nb:0.10 wt.%以下、V:0.
10wt.%以下、B:0.005 wt.%以下の少なくとも１種を含有
する鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたス
ラブを、直ちに、または、1170℃未満の温度に加熱した
後、粗圧延して粗バーとなし、この粗バーを950 ℃以上
の温度に加熱した後、デスケーリングし、デスケーリン
グされた粗バーをAr3 以上の圧延終了温度で仕上圧延す
る。
スケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板
を製造する。 【解決手段】 C:0.010 wt.%未満、Si：0.05wt.%以下、
Mn:0.1〜2.5 wt.%、P:0.1 wt.%以下、S:0.03wt.%以下、
sol.Al:0.01 〜0.1 wt.%、N:0.01wt.%以下、および、必
要に応じ、Ti:0.20 wt.%以下、Nb:0.10 wt.%以下、V:0.
10wt.%以下、B:0.005 wt.%以下の少なくとも１種を含有
する鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたス
ラブを、直ちに、または、1170℃未満の温度に加熱した
後、粗圧延して粗バーとなし、この粗バーを950 ℃以上
の温度に加熱した後、デスケーリングし、デスケーリン
グされた粗バーをAr3 以上の圧延終了温度で仕上圧延す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車、電気機
器等に使用される、極低炭素鋼板を母材とした鋼板、特
に、表面性状に優れた熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛等のめ
っき鋼板の製造方法に関するものである。
器等に使用される、極低炭素鋼板を母材とした鋼板、特
に、表面性状に優れた熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛等のめ
っき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車、電気機器等の外板に使用される
鋼板としては、高加工性が要求されていることから、極
低炭素鋼が使用されている。このような、極低炭素鋼板
の表面性状に関し、ブローホールやスリバーなどの比較
的程度の悪い、製鋼に起因する欠陥が問題になってい
る。そのために、従来から製鋼条件に関して種々検討が
なされており、例えば、「新日鉄技報」３５１（１９９
３）、ｐ５９には、連続鋳造時に高粘性パウダーを使用
することによって、欠陥を防止する技術などが報告され
ている。
鋼板としては、高加工性が要求されていることから、極
低炭素鋼が使用されている。このような、極低炭素鋼板
の表面性状に関し、ブローホールやスリバーなどの比較
的程度の悪い、製鋼に起因する欠陥が問題になってい
る。そのために、従来から製鋼条件に関して種々検討が
なされており、例えば、「新日鉄技報」３５１（１９９
３）、ｐ５９には、連続鋳造時に高粘性パウダーを使用
することによって、欠陥を防止する技術などが報告され
ている。
【０００３】一方、熱延性の欠陥に関しては、従来から
加熱炉でスラブを高温で加熱することに起因し、スケー
ル性欠陥が発生することが知られており、例えば、低炭
素鋼に関しては、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１
１２８にそのことが報告されている。
加熱炉でスラブを高温で加熱することに起因し、スケー
ル性欠陥が発生することが知られており、例えば、低炭
素鋼に関しては、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１
１２８にそのことが報告されている。
【０００４】従って、スラブを低温で加熱すれば、加熱
炉におけるスケール性欠陥の発生を抑制することができ
るが、その反面、スラブを低温で加熱すると、生成した
スケールが薄く、デスケーリング不良によってスケール
噛み込み欠陥が発生しやすくなるだけでなく、材質上の
観点から、仕上げ圧延終了温度をＡｒ3 以上にする必要
が生ずるため、Ａｒ3 の高い極低炭素鋼の場合には、仕
上げ圧延終了温度の確保が極めて困難になる。
炉におけるスケール性欠陥の発生を抑制することができ
るが、その反面、スラブを低温で加熱すると、生成した
スケールが薄く、デスケーリング不良によってスケール
噛み込み欠陥が発生しやすくなるだけでなく、材質上の
観点から、仕上げ圧延終了温度をＡｒ3 以上にする必要
が生ずるため、Ａｒ3 の高い極低炭素鋼の場合には、仕
上げ圧延終了温度の確保が極めて困難になる。
【０００５】加熱炉におけるスケール性欠陥の発生理由
に関し、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８に
は、スラブ表層での粒界酸化に起因する旨が報告されて
いるが、欠陥発生のメカニズムについては不明の点が多
い。
に関し、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８に
は、スラブ表層での粒界酸化に起因する旨が報告されて
いるが、欠陥発生のメカニズムについては不明の点が多
い。
【０００６】極低炭素鋼に関し、特開平８−４１５８７
号公報には、粒界酸化の組成はファイヤライト（Fe2SiO
4 ）であることから、鋼中のＳｉ量を規定することによ
って、粒界酸化深さを大幅に減少させる方法（以下、先
行技術という）が開示されている。上記先行技術におい
ては、内部酸化も表層のスケールと連結すると粒界酸化
と同様の形態を呈することから、鋼中のＯ量も規定して
おり、粒界酸化が生成したり、内部酸化が表層のスケー
ルと連結すると、デスケーリング時にスケール剥離性が
低下し、スケール欠陥が発生する旨が記載されている。
号公報には、粒界酸化の組成はファイヤライト（Fe2SiO
4 ）であることから、鋼中のＳｉ量を規定することによ
って、粒界酸化深さを大幅に減少させる方法（以下、先
行技術という）が開示されている。上記先行技術におい
ては、内部酸化も表層のスケールと連結すると粒界酸化
と同様の形態を呈することから、鋼中のＯ量も規定して
おり、粒界酸化が生成したり、内部酸化が表層のスケー
ルと連結すると、デスケーリング時にスケール剥離性が
低下し、スケール欠陥が発生する旨が記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記先
行技術によっては、スケール欠陥の発生を完全には抑制
することができず、抜本的な解決には至っていない。こ
のように、極低炭素鋼を熱間圧延する際に生ずるスケー
ルに起因した欠陥の有効な低減対策の糸口は見出せない
のが現状である。
行技術によっては、スケール欠陥の発生を完全には抑制
することができず、抜本的な解決には至っていない。こ
のように、極低炭素鋼を熱間圧延する際に生ずるスケー
ルに起因した欠陥の有効な低減対策の糸口は見出せない
のが現状である。
【０００８】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずる
スケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板
を製造する方法を提供することにある。
を解決し、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずる
スケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板
を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
問題を解決し、スケール性欠陥のない表面性状に優れた
鋼板を製造する方法を開発すべく、先ず、スラブを加熱
炉内で高温加熱する際に伴うスケール性欠陥の発生原因
について調査を行った。その結果、スケール性欠陥の発
生原因は、従来から考えられていたスラブ表層の粒界酸
化に起因するデスケーリング不良によるものではなく、
粒界酸化よりもスラブ表層から更に深くに存在する粒状
酸化物に起因すること、即ち、表層の粒状酸化物に起因
して熱間圧延中に割れが生じ、そこにスケールが生成
し、生成したスケールが更に噛み込むことによって欠陥
になるというメカニズムが明らかになった。
問題を解決し、スケール性欠陥のない表面性状に優れた
鋼板を製造する方法を開発すべく、先ず、スラブを加熱
炉内で高温加熱する際に伴うスケール性欠陥の発生原因
について調査を行った。その結果、スケール性欠陥の発
生原因は、従来から考えられていたスラブ表層の粒界酸
化に起因するデスケーリング不良によるものではなく、
粒界酸化よりもスラブ表層から更に深くに存在する粒状
酸化物に起因すること、即ち、表層の粒状酸化物に起因
して熱間圧延中に割れが生じ、そこにスケールが生成
し、生成したスケールが更に噛み込むことによって欠陥
になるというメカニズムが明らかになった。
【００１０】本発明者等は、上記に基づいて更に研究を
進めた結果、粒状酸化物の生成を抑制するためには、連
続鋳造されたスラブの直送圧延または前記スラブの低温
加熱が有効であること、更に、直送圧延または低温加熱
に伴うスケールの噛み込みは、粗圧延終了後における粗
バー表面の加熱によって防止し得ることを知見した。
進めた結果、粒状酸化物の生成を抑制するためには、連
続鋳造されたスラブの直送圧延または前記スラブの低温
加熱が有効であること、更に、直送圧延または低温加熱
に伴うスケールの噛み込みは、粗圧延終了後における粗
バー表面の加熱によって防止し得ることを知見した。
【００１１】この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０１
０wt.%未満、Ｓｉ：０．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜
２．５wt.%、Ｐ：０．１wt.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、
Ｎ：０．０１wt.%以下を含有する鋼を溶製し、前記鋼を
連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、
直ちに、または、１１７０℃未満の温度に加熱した後、
粗圧延して粗バーとなし、次いで、前記粗バーを９５０
℃以上の温度に加熱し、前記加熱された粗バーをデスケ
ーリングし、次いで、前記デスケーリングされた粗バー
をＡｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することに特
徴を有するものである。
ものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０１
０wt.%未満、Ｓｉ：０．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜
２．５wt.%、Ｐ：０．１wt.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、
Ｎ：０．０１wt.%以下を含有する鋼を溶製し、前記鋼を
連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、
直ちに、または、１１７０℃未満の温度に加熱した後、
粗圧延して粗バーとなし、次いで、前記粗バーを９５０
℃以上の温度に加熱し、前記加熱された粗バーをデスケ
ーリングし、次いで、前記デスケーリングされた粗バー
をＡｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することに特
徴を有するものである。
【００１２】請求項２に記載の発明は、請求項１に記載
の鋼が、更に、Ｔｉ：０．２０wt.%以下、Ｎｂ：０．１
０wt.%以下、Ｖ：０．１０wt.%以下、Ｂ：０．００５w
t.%以下の１種または２種以上を含有する化学成分組成
を有していることに特徴を有するものである。
の鋼が、更に、Ｔｉ：０．２０wt.%以下、Ｎｂ：０．１
０wt.%以下、Ｖ：０．１０wt.%以下、Ｂ：０．００５w
t.%以下の１種または２種以上を含有する化学成分組成
を有していることに特徴を有するものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】この発明の方法において、鋼の化
学成分組成を、上述したように限定した理由について以
下に述べる。
学成分組成を、上述したように限定した理由について以
下に述べる。
【００１４】Ｃ：Ｃは、セメンタイトを形成させて加工
性を劣化させる。また、冷延材として使用する場合に
は、深絞り性を著しく劣化させる。そのために、鋼中に
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種を添加してＣを析出物
とすることによって、上記劣化作用を低減することがで
きる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１０wt.%以上に
なると、炭化物量が増加し、加工性を著しく劣化させ
る。従って、Ｃ含有量は０．０１０wt.%未満に限定すべ
きである。
性を劣化させる。また、冷延材として使用する場合に
は、深絞り性を著しく劣化させる。そのために、鋼中に
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種を添加してＣを析出物
とすることによって、上記劣化作用を低減することがで
きる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１０wt.%以上に
なると、炭化物量が増加し、加工性を著しく劣化させ
る。従って、Ｃ含有量は０．０１０wt.%未満に限定すべ
きである。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは、加工性を劣化させることな
くフェライトを固溶強化し、鋼板の強度と加工性とのバ
ランスを高める作用を有している。従って、固溶強化元
素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含
有させる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５wt.%を
超えると、靭性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓ
ｉ含有量は０．０５wt.%以下に限定すべきである。
くフェライトを固溶強化し、鋼板の強度と加工性とのバ
ランスを高める作用を有している。従って、固溶強化元
素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含
有させる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５wt.%を
超えると、靭性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓ
ｉ含有量は０．０５wt.%以下に限定すべきである。
【００１６】Ｍｎ：Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元
素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼
板の強度レべルに応じた量を含有させる。更に、鋼中の
ＳをＭｎＳとして固定することにより、Ｓの粒界脆化作
用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止す
る作用を有している。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．
１wt.%未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Ｍｎ含有量が２．５wt.%を超えると、溶接性
を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５w
t.%の範囲内に限定すべきである。
素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼
板の強度レべルに応じた量を含有させる。更に、鋼中の
ＳをＭｎＳとして固定することにより、Ｓの粒界脆化作
用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止す
る作用を有している。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．
１wt.%未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Ｍｎ含有量が２．５wt.%を超えると、溶接性
を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５w
t.%の範囲内に限定すべきである。
【００１７】Ｐ：Ｐは、鋼板の高強度化および耐腐食化
に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要
求される鋼板の強度レベルに応じた量を含有させる。Ｐ
含有量の下限は特に規定されるものではないが、製造コ
ストの観点から０．０１wt.%以上が好ましい。しかしな
がら、Ｐ含有量が０．１wt.%を超えると、粒界に偏析
し、２次加工性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．
１wt.%以下に限定すべきである。
に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要
求される鋼板の強度レベルに応じた量を含有させる。Ｐ
含有量の下限は特に規定されるものではないが、製造コ
ストの観点から０．０１wt.%以上が好ましい。しかしな
がら、Ｐ含有量が０．１wt.%を超えると、粒界に偏析
し、２次加工性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．
１wt.%以下に限定すべきである。
【００１８】Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に粒界に偏析してス
ラブ割れを引き起こし、表面疵の発生を促進させる恐れ
がある。そのために、Ｍｎを添加することによって、Ｓ
をＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは、加工時に
おけるボイトの起点となるために、延性の低下を招く。
また、Ｔｉを添加した場合には、Ｔｉ系硫化物が析出す
るが、この析出物は、粗大で強度上昇に寄与しないのみ
でなく、加工時におけるボイドの起点となるために、鋼
板の延性低下を招く。従って、Ｓの含有量は少ないほど
望ましく、この観点からＳ含有量は０．０３wt.%以下に
限定すべきである。
ラブ割れを引き起こし、表面疵の発生を促進させる恐れ
がある。そのために、Ｍｎを添加することによって、Ｓ
をＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは、加工時に
おけるボイトの起点となるために、延性の低下を招く。
また、Ｔｉを添加した場合には、Ｔｉ系硫化物が析出す
るが、この析出物は、粗大で強度上昇に寄与しないのみ
でなく、加工時におけるボイドの起点となるために、鋼
板の延性低下を招く。従って、Ｓの含有量は少ないほど
望ましく、この観点からＳ含有量は０．０３wt.%以下に
限定すべきである。
【００１９】ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸元素
として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。し
かしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１wt.%未満で
は上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ｓｏ
ｌ．Ａｌ含有量が０．１wt.%を超えると、アルミナ系介
在物が増加し延性が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含
有量は０．０１〜０．１wt.%の範囲内に限定すべきであ
る。
として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。し
かしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１wt.%未満で
は上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ｓｏ
ｌ．Ａｌ含有量が０．１wt.%を超えると、アルミナ系介
在物が増加し延性が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含
有量は０．０１〜０．１wt.%の範囲内に限定すべきであ
る。
【００２０】Ｎ：Ｎの含有量が０．０１wt.%を超える
と、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する
恐れが生ずる。従って、Ｎ含有量は０．０１wt.%以下に
限定すべきである。Ｎ含有量の下限は、特に規定される
ものではないが、製造コストの観点から、０．００１w
t.%以上であることが好ましい。
と、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する
恐れが生ずる。従って、Ｎ含有量は０．０１wt.%以下に
限定すべきである。Ｎ含有量の下限は、特に規定される
ものではないが、製造コストの観点から、０．００１w
t.%以上であることが好ましい。
【００２１】本発明においては、上述した元素のほか
に、必要に応じて下記元素の１種または２種以上を含有
させてもよい。 Ｔｉ：Ｔｉは、微細なＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を
細粒化するとともに、その析出強化によって、鋼板の強
度を向上させる作用を有している。冷延材として使用す
る場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定すること
によって、深絞り性を向上させることができ、この場合
には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしな
がら、Ｔｉを０．２wt.%を超えて含有させても効果が飽
和するため、その上限値を０．２wt.%に限定する。
に、必要に応じて下記元素の１種または２種以上を含有
させてもよい。 Ｔｉ：Ｔｉは、微細なＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を
細粒化するとともに、その析出強化によって、鋼板の強
度を向上させる作用を有している。冷延材として使用す
る場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定すること
によって、深絞り性を向上させることができ、この場合
には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしな
がら、Ｔｉを０．２wt.%を超えて含有させても効果が飽
和するため、その上限値を０．２wt.%に限定する。
【００２２】Ｎｂ：Ｎｂも、Ｔｉと同様に組織の微細化
に有効な元素である。加工性を損なわずに高い強度を付
与するためには、組織の微細化が有効である。更に、Ｎ
ｂ系炭窒化物の形成によって、鋼板の強度を向上させる
作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼
中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞
り性を向上させることができ、この場合には、原子比で
Ｃ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｂを
０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するた
め、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
に有効な元素である。加工性を損なわずに高い強度を付
与するためには、組織の微細化が有効である。更に、Ｎ
ｂ系炭窒化物の形成によって、鋼板の強度を向上させる
作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼
中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞
り性を向上させることができ、この場合には、原子比で
Ｃ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｂを
０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するた
め、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２３】Ｖ：Ｖは、微細なＶ系炭窒化物を形成し、
組織を微細化すると共に、その析出強化によって、鋼板
の強度を向上させる作用を有している。従って、鋼板の
要求される強度レベルに応じ必要量を含有させる。しか
しながら、Ｖを０．１０wt.%を超えて含有させても効果
が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定す
る。
組織を微細化すると共に、その析出強化によって、鋼板
の強度を向上させる作用を有している。従って、鋼板の
要求される強度レベルに応じ必要量を含有させる。しか
しながら、Ｖを０．１０wt.%を超えて含有させても効果
が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定す
る。
【００２４】Ｂ：Ｂは、熱間加工時における歪みの開放
を抑制する作用を有していることから、組織を微細化し
鋼板の強度を向上させると共に、粒界に偏析して二次加
工性を向上させる作用を有している。しかしながら、Ｂ
を０．００５wt.%を超えて含有させても細粒化効果が飽
和するのみでなく、熱間圧延時に歪みの累積によるロー
ル荷重の増大を招き、圧延を極めて困難にする。従っ
て、Ｂ含有量の上限値を０．００５wt.%に限定する。
を抑制する作用を有していることから、組織を微細化し
鋼板の強度を向上させると共に、粒界に偏析して二次加
工性を向上させる作用を有している。しかしながら、Ｂ
を０．００５wt.%を超えて含有させても細粒化効果が飽
和するのみでなく、熱間圧延時に歪みの累積によるロー
ル荷重の増大を招き、圧延を極めて困難にする。従っ
て、Ｂ含有量の上限値を０．００５wt.%に限定する。
【００２５】次に、この発明において、連続鋳造された
スラブの加熱および圧延条件を、上述したように限定し
た理由について以下に述べる。連続鋳造されたスラブを
加熱炉によって加熱するに際し、加熱によってスラブの
表層深くに粒状酸化物が生成すると、そこを起点として
熱間圧延中に割れが生じ、割れた部分にスケールが生成
し、生成したスケールが更に噛み込むことによって鋼板
に表面欠陥が発生する。そこで、加熱時におけるスラブ
表層の粒状酸化物の深さを、以下に述べるスラブの酸化
実験によって調査した。
スラブの加熱および圧延条件を、上述したように限定し
た理由について以下に述べる。連続鋳造されたスラブを
加熱炉によって加熱するに際し、加熱によってスラブの
表層深くに粒状酸化物が生成すると、そこを起点として
熱間圧延中に割れが生じ、割れた部分にスケールが生成
し、生成したスケールが更に噛み込むことによって鋼板
に表面欠陥が発生する。そこで、加熱時におけるスラブ
表層の粒状酸化物の深さを、以下に述べるスラブの酸化
実験によって調査した。
【００２６】供試材として、表１に示す化学成分組成の
鋼を実験室で溶製した供試体Ｎｏ．１を使用し、２５×
５０×５０（ｍｍ）のサイコロ状のブロックを調製し
た。
鋼を実験室で溶製した供試体Ｎｏ．１を使用し、２５×
５０×５０（ｍｍ）のサイコロ状のブロックを調製し
た。
【００２７】
【表１】
【００２８】このブロックに対する酸化実験を、加熱装
置を有するチャンバー内において行った。Ｎ2 雰囲気中
においてサンプルを１０５０〜１２６０℃の温度に加熱
した後、酸素分圧を３％とした雰囲気ガスに置換し、９
０分均熱してスケールを生成させた。なお、雰囲気ガス
は、上記酸素のほか、ＣＯ2 分圧８％、Ｈ2 Ｏ分圧１６
％で、残りはＮ2 とした。
置を有するチャンバー内において行った。Ｎ2 雰囲気中
においてサンプルを１０５０〜１２６０℃の温度に加熱
した後、酸素分圧を３％とした雰囲気ガスに置換し、９
０分均熱してスケールを生成させた。なお、雰囲気ガス
は、上記酸素のほか、ＣＯ2 分圧８％、Ｈ2 Ｏ分圧１６
％で、残りはＮ2 とした。
【００２９】スケール生成後のサンプルを炉内から取り
出した後、すぐに水冷することによって、均熱直後の粒
状酸化物の生成状態を凍結した。水冷後のサンプルの断
面検鏡を行い、粒状酸化物の深さを測定した。図１に、
加熱温度と粒状酸化物の侵入深さとの関係を示す。図１
に示すように、加熱温度が１１７０℃以上の高温の場合
には、粒状酸化物の深さが１００μｍ以上であるのに対
し、加熱温度が１１７０℃未満の低温の場合には、粒状
酸化物の深さは３０μｍ以下で小さいことが明らかにな
った。従って、この発明においては、スラブの加熱温度
を１１７０℃未満に限定する。なお、連続鋳造されたス
ラブを加熱することなく、直ちに熱間圧延してもよい。
出した後、すぐに水冷することによって、均熱直後の粒
状酸化物の生成状態を凍結した。水冷後のサンプルの断
面検鏡を行い、粒状酸化物の深さを測定した。図１に、
加熱温度と粒状酸化物の侵入深さとの関係を示す。図１
に示すように、加熱温度が１１７０℃以上の高温の場合
には、粒状酸化物の深さが１００μｍ以上であるのに対
し、加熱温度が１１７０℃未満の低温の場合には、粒状
酸化物の深さは３０μｍ以下で小さいことが明らかにな
った。従って、この発明においては、スラブの加熱温度
を１１７０℃未満に限定する。なお、連続鋳造されたス
ラブを加熱することなく、直ちに熱間圧延してもよい。
【００３０】連続鋳造されたスラブを直送圧延し、また
は、１１７０℃未満の温度に加熱した場合、粗圧延終了
後の粗バー表面温度は低く、スケールの厚さも薄いため
に、デスケーリング不良によるスケール噛み込み欠陥が
発生しやすい。さらに、材質上の観点から、仕上げ圧延
終了温度をＡｒ3 以上とすることが必要である。そこ
で、この発明においては、粗圧延終了後の粗バー表面を
加熱装置によって加熱し、その表面温度を９５０℃以上
に上昇させる。
は、１１７０℃未満の温度に加熱した場合、粗圧延終了
後の粗バー表面温度は低く、スケールの厚さも薄いため
に、デスケーリング不良によるスケール噛み込み欠陥が
発生しやすい。さらに、材質上の観点から、仕上げ圧延
終了温度をＡｒ3 以上とすることが必要である。そこ
で、この発明においては、粗圧延終了後の粗バー表面を
加熱装置によって加熱し、その表面温度を９５０℃以上
に上昇させる。
【００３１】上記温度に加熱された粗バーをデスケーリ
ングし、次いで、デスケーリングされた粗バーを、仕上
げ圧延終了温度Ａｒ3 以上で仕上げ圧延する。仕上げ圧
延終了温度がＡｒ3 未満では、鋼板の表層が粗大粒にな
り加工性が著しく劣化する問題が生ずる。
ングし、次いで、デスケーリングされた粗バーを、仕上
げ圧延終了温度Ａｒ3 以上で仕上げ圧延する。仕上げ圧
延終了温度がＡｒ3 未満では、鋼板の表層が粗大粒にな
り加工性が著しく劣化する問題が生ずる。
【００３２】この発明において対象とする鋼板は、熱延
鋼板、冷延鋼板、亜鉛などのめっき鋼板を含む。
鋼板、冷延鋼板、亜鉛などのめっき鋼板を含む。
【００３３】
【実施例】次に、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。表２に示す、本発明の範囲内の化学
成分組成を有する鋼Ｎｏ．２から１９を転炉にて溶製
し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造し
た。
しながら説明する。表２に示す、本発明の範囲内の化学
成分組成を有する鋼Ｎｏ．２から１９を転炉にて溶製
し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造し
た。
【００３４】
【表２】
【００３５】このスラブを、表３に示すように、直送圧
延し、または、加熱炉て再加熱した後、デスケーリン
グ、粗圧延し、得られた粗バーを再加熱、再デスケーリ
ングした後、表３に示す圧延終了温度で仕上げ圧延を行
い、かくして、供試体Ｎｏ．２〜１９を調製した。供試
体Ｎｏ．２〜１９の各々について、１ｍ2 当たりの表面
欠陥数をカウントし、その結果を同じく表３に示した。
延し、または、加熱炉て再加熱した後、デスケーリン
グ、粗圧延し、得られた粗バーを再加熱、再デスケーリ
ングした後、表３に示す圧延終了温度で仕上げ圧延を行
い、かくして、供試体Ｎｏ．２〜１９を調製した。供試
体Ｎｏ．２〜１９の各々について、１ｍ2 当たりの表面
欠陥数をカウントし、その結果を同じく表３に示した。
【００３６】
【表３】
【００３７】供試体Ｎｏ．２，３は熱延酸洗鋼板、供試
体Ｎｏ．４〜１５は冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板、供
試体Ｎｏ．１６は冷延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎ
ｏ．１７は冷延電気亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１８
は冷延鋼板、そして、供試体Ｎｏ．１９は熱延溶融亜鉛
めっき鋼板である。
体Ｎｏ．４〜１５は冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板、供
試体Ｎｏ．１６は冷延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎ
ｏ．１７は冷延電気亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１８
は冷延鋼板、そして、供試体Ｎｏ．１９は熱延溶融亜鉛
めっき鋼板である。
【００３８】図２に、粗圧延終了後の再加熱温度が９５
０℃以上のときのスラブ加熱温度と表面欠陥個数との関
係を示す。スラブ加熱温度が１１７０℃未満である本発
明供試体の表面欠陥個数は、いづれも１個／ｍ2 以下で
あった。なお、本発明供試体Ｎｏ．７は直送圧延で、そ
の表面欠陥個数は０であった。これに対し、スラブ加熱
温度が１１７０℃以上の比較供試体Ｎｏ．１１，１２，
１３の表面欠陥個数は７個／ｍ2 以上で多かった。
０℃以上のときのスラブ加熱温度と表面欠陥個数との関
係を示す。スラブ加熱温度が１１７０℃未満である本発
明供試体の表面欠陥個数は、いづれも１個／ｍ2 以下で
あった。なお、本発明供試体Ｎｏ．７は直送圧延で、そ
の表面欠陥個数は０であった。これに対し、スラブ加熱
温度が１１７０℃以上の比較供試体Ｎｏ．１１，１２，
１３の表面欠陥個数は７個／ｍ2 以上で多かった。
【００３９】図３に、直送圧延しまたはスラブを１１７
０℃未満の温度に加熱した場合における、粗圧延終了後
のスラブ再加熱温度と表面欠陥個数との関係を示す。粗
バーの再加熱温度が９５０℃以上である本発明供試体の
表面欠陥個数は１個／ｍ2 以下であった。これに対し、
粗バーの再加熱温度が９５０℃未満である比較用供試体
Ｎｏ．３、８、１５の表面欠陥個数は８個／ｍ2 以上で
多く、熱間圧延終了温度も８６７℃以下でオーステナイ
ト単相域を下回っていた。
０℃未満の温度に加熱した場合における、粗圧延終了後
のスラブ再加熱温度と表面欠陥個数との関係を示す。粗
バーの再加熱温度が９５０℃以上である本発明供試体の
表面欠陥個数は１個／ｍ2 以下であった。これに対し、
粗バーの再加熱温度が９５０℃未満である比較用供試体
Ｎｏ．３、８、１５の表面欠陥個数は８個／ｍ2 以上で
多く、熱間圧延終了温度も８６７℃以下でオーステナイ
ト単相域を下回っていた。
【００４０】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性
欠陥の発生を抑制し、表面性状の優れた鋼板を製造する
ことができ、工業上有用な効果がもたらされる。
極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性
欠陥の発生を抑制し、表面性状の優れた鋼板を製造する
ことができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図１】スラブの加熱温度と粒状酸化物の侵入深さとの
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図２】粗圧延終了後の粗バー再加熱温度が９５０℃以
上のときのスラブ加熱温度と表面欠陥個数との関係を示
す図である。
上のときのスラブ加熱温度と表面欠陥個数との関係を示
す図である。
【図３】直送圧延またはスラブの加熱温度が１１７０℃
未満のときの粗圧延終了後のスラブ再加熱温度と表面欠
陥個数との関係を示す図である。
未満のときの粗圧延終了後のスラブ再加熱温度と表面欠
陥個数との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/14 38/14 (72)発明者 石井 吉秀 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 谷合 潤 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 森 功 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4E002 AA01 AA05 AA07 AD02 AD04 BD08 BD10 CB03 4K037 EA01 EA02 EA04 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB02 EB03 EB06 FA01 FA02 FA05 FB05 FC07
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１０wt.%未満、Ｓｉ：０．０
５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、Ｐ：０．１w
t.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０１〜０．１wt.%、および、Ｎ：０．０１wt.%以下を含
有する鋼を溶製し、 前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたス
ラブを、直ちに、または、１１７０℃未満の温度に加熱
した後、粗圧延して粗バーとなし、次いで、前記粗バー
を９５０℃以上の温度に加熱し、前記加熱された粗バー
をデスケーリングし、次いで、前記デスケーリングされ
た粗バーをＡｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延する
ことを特徴とする、表面性状に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０１０wt.%未満、Ｓｉ：０．０
５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、Ｐ：０．１w
t.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０１〜０．１wt.%、Ｎ：０．０１wt.%以下、および、Ｔ
ｉ：０．２０wt.%以下、Ｎｂ：０．１０wt.%以下、Ｖ：
０．１０wt.%以下、Ｂ：０．００５wt.%以下の１種また
は２種以上を含有する鋼を溶製し、 前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたス
ラブを、直ちに、または、１１７０℃未満の温度に加熱
した後、粗圧延して粗バーとなし、次いで、前記粗バー
を９５０℃以上の温度に加熱し、前記加熱された粗バー
をデスケーリングし、次いで、前記デスケーリングされ
た粗バーをＡｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延する
ことを特徴とする、表面性状に優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21462698A JP2000045034A (ja) | 1998-07-29 | 1998-07-29 | 表面性状に優れた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21462698A JP2000045034A (ja) | 1998-07-29 | 1998-07-29 | 表面性状に優れた鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000045034A true JP2000045034A (ja) | 2000-02-15 |
Family
ID=16658859
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21462698A Pending JP2000045034A (ja) | 1998-07-29 | 1998-07-29 | 表面性状に優れた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000045034A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003326301A (ja) * | 2002-05-10 | 2003-11-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板の製造方法 |
| JP2004149836A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Nippon Steel Corp | 極低炭素鋼および連続鋳造方法 |
-
1998
- 1998-07-29 JP JP21462698A patent/JP2000045034A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003326301A (ja) * | 2002-05-10 | 2003-11-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板の製造方法 |
| JP2004149836A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Nippon Steel Corp | 極低炭素鋼および連続鋳造方法 |
| JP4612271B2 (ja) * | 2002-10-29 | 2011-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 極低炭素鋼の連続鋳造方法 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041119 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060704 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060830 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20061005 |