JP2000192190A - 表面性状に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2000192190A JP2000192190A JP36524998A JP36524998A JP2000192190A JP 2000192190 A JP2000192190 A JP 2000192190A JP 36524998 A JP36524998 A JP 36524998A JP 36524998 A JP36524998 A JP 36524998A JP 2000192190 A JP2000192190 A JP 2000192190A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- scale
- rolled steel
- steel plate
- steel
- strength hot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 表面性状に優れる高強度熱延鋼板およびその
製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２０以下、Ｓｉ：
０．２〜２．０％、Ｍｎ：２％以下、Ｓｎ：０．０２〜
０．１％、Ｃｕ：０．０２％〜０．３％で、ＣｕとＳｎ
の間にＣｕ＋３×Ｓｎ＜０．４の関係式が成立し、残部
がＦｅからなることを特徴とする表面性状に優れた高強
度熱延鋼板であり、上記鋼板を連続鋳造後、１２５０℃
以下に加熱し、その後の熱間圧延工程で一回以上デスケ
ーリングを行うことで製造する。 【効果】 スケール疵が少なく表面性状に優れたＳｉを
含有する高強度熱延鋼板を得ることができる。
製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２０以下、Ｓｉ：
０．２〜２．０％、Ｍｎ：２％以下、Ｓｎ：０．０２〜
０．１％、Ｃｕ：０．０２％〜０．３％で、ＣｕとＳｎ
の間にＣｕ＋３×Ｓｎ＜０．４の関係式が成立し、残部
がＦｅからなることを特徴とする表面性状に優れた高強
度熱延鋼板であり、上記鋼板を連続鋳造後、１２５０℃
以下に加熱し、その後の熱間圧延工程で一回以上デスケ
ーリングを行うことで製造する。 【効果】 スケール疵が少なく表面性状に優れたＳｉを
含有する高強度熱延鋼板を得ることができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｓｉ量が高いのに
もかかわらず表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方
法に関する。本発明により得られる高強度熱延鋼板はホ
イールディスクなどの自動車用材料、産業機械用材料、
建材さらには鋼管用母材等に使用するのに適している。
もかかわらず表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方
法に関する。本発明により得られる高強度熱延鋼板はホ
イールディスクなどの自動車用材料、産業機械用材料、
建材さらには鋼管用母材等に使用するのに適している。
【０００２】
【従来の技術】自動車の燃費を向上させる手段の一つと
して車体の軽量化がある。高張力鋼板は強度が高く、従
来よりも薄い厚みで車体に必要な強度を満足することが
できるので、車体の軽量化に適している。これらの高張
力鋼板には、高強度であることと共に成形性の良さも要
求されるので、フェライト組織を固溶強化させて製造す
るのが良い。
して車体の軽量化がある。高張力鋼板は強度が高く、従
来よりも薄い厚みで車体に必要な強度を満足することが
できるので、車体の軽量化に適している。これらの高張
力鋼板には、高強度であることと共に成形性の良さも要
求されるので、フェライト組織を固溶強化させて製造す
るのが良い。
【０００３】フェライト組織を固溶強化させるには、
Ｐ，Ｓｉ，Ｍｎ等を添加すれば良いのであるが、Ｐは鋼
の脆化を招くのでさほど添加できず、Ｍｎは高価である
上に鋼板の延性を低下させてしまう。Ｓｉは延性をそれ
ほど低下させず、原料も安価であるが、スケール疵が発
生しやすいという問題点がある。
Ｐ，Ｓｉ，Ｍｎ等を添加すれば良いのであるが、Ｐは鋼
の脆化を招くのでさほど添加できず、Ｍｎは高価である
上に鋼板の延性を低下させてしまう。Ｓｉは延性をそれ
ほど低下させず、原料も安価であるが、スケール疵が発
生しやすいという問題点がある。
【０００４】スケールは高温度に加熱された鋼材の表面
に生じる酸化鉄であり、特に、Ｓｉを含有する熱延鋼板
にはＳｉスケールと呼ばれるスケールが鋼板表面に生じ
ることが知られている。Ｓｉスケールは、熱間圧延後の
鋼板表面に赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観
品質を著しく低下させる。また、Ｓｉスケールが現れた
鋼板表面には微小な凹凸が形成されるため、酸洗を行っ
ても島状模様を解消することはできない。従って、例え
ば、自動車といった最終製品の製造段階における塗装後
においても、島状模様は消えずに認識されることがあ
る。
に生じる酸化鉄であり、特に、Ｓｉを含有する熱延鋼板
にはＳｉスケールと呼ばれるスケールが鋼板表面に生じ
ることが知られている。Ｓｉスケールは、熱間圧延後の
鋼板表面に赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観
品質を著しく低下させる。また、Ｓｉスケールが現れた
鋼板表面には微小な凹凸が形成されるため、酸洗を行っ
ても島状模様を解消することはできない。従って、例え
ば、自動車といった最終製品の製造段階における塗装後
においても、島状模様は消えずに認識されることがあ
る。
【０００５】そこで、この島状模様の発生低減を図るた
めに、島状模様の原因であるＳｉスケールを低減するこ
とを目的として、さまざまな方法が開示されている。そ
の中の一つに鋼中のＳｉ含有量を可及的に低減して熱間
圧延前の加熱温度を下げる手段ある。
めに、島状模様の原因であるＳｉスケールを低減するこ
とを目的として、さまざまな方法が開示されている。そ
の中の一つに鋼中のＳｉ含有量を可及的に低減して熱間
圧延前の加熱温度を下げる手段ある。
【０００６】例えば、特開昭５８−６９３７号公報で
は、Ｓｉの含有量が０．２５％（以下、本明細書におい
ては「％」は特にことわりがない限り「重量％」を意味
するものとする。）より多いと鋼板の表面性状が劣化す
ることから、Ｓｉの上限を０．２５％に限定している。
しかし、通常の熱間圧延においてＳｉスケールを安定し
て皆無にするには、Ｓｉを０．０４％以下程度にまで低
減せざるを得ないのが実状である。
は、Ｓｉの含有量が０．２５％（以下、本明細書におい
ては「％」は特にことわりがない限り「重量％」を意味
するものとする。）より多いと鋼板の表面性状が劣化す
ることから、Ｓｉの上限を０．２５％に限定している。
しかし、通常の熱間圧延においてＳｉスケールを安定し
て皆無にするには、Ｓｉを０．０４％以下程度にまで低
減せざるを得ないのが実状である。
【０００７】一方、Ｓｉは固溶強化元素であると同時に
伸びを改善する元素であることから、加工用高強度部材
にはＳｉ添加が望まれ、例えば、特開昭５９−１６３２
号公報では、１．２％以下でのＳｉ添加が記載されてい
るが、このような単純なＳｉ添加では島状模様が発生し
てしまう。また、低温加熱はＳｉスケール低減には有効
ではあるが、Ｓｉ添加鋼においてＳｉスケールを皆無に
するにはかなり低い温度に管理する必要があり、仕上圧
延温度の確保が困難となって、材質劣化あるいは形状劣
化を招くとともに、熱間圧延の作業性をも損ねる。この
ため、仕上圧延温度の確保と低温加熱とは両立し難く、
操業上Ｓｉスケールの散発が免れなかったのが現状であ
る。
伸びを改善する元素であることから、加工用高強度部材
にはＳｉ添加が望まれ、例えば、特開昭５９−１６３２
号公報では、１．２％以下でのＳｉ添加が記載されてい
るが、このような単純なＳｉ添加では島状模様が発生し
てしまう。また、低温加熱はＳｉスケール低減には有効
ではあるが、Ｓｉ添加鋼においてＳｉスケールを皆無に
するにはかなり低い温度に管理する必要があり、仕上圧
延温度の確保が困難となって、材質劣化あるいは形状劣
化を招くとともに、熱間圧延の作業性をも損ねる。この
ため、仕上圧延温度の確保と低温加熱とは両立し難く、
操業上Ｓｉスケールの散発が免れなかったのが現状であ
る。
【０００８】また、特開平３−７２０３１号公報には、
Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：１．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成のス
ラブを加熱炉によりスラブ表面温度１１００℃以上に加
熱し、その際のスラブ最高表面温度をＴ℃とした場合の
（Ｔ−６０）℃以上の温度となる在炉時間をｔとした場
合、Ｔ≦−２．７５ｔ＋１４２０となるようにし、その
後の熱間圧延において１回以上のデスケーリングを行っ
た後、（Ａｒ3 点−３０℃）以上で熱間圧延を終了し、
７００℃以下３５０℃以上で巻取ることにより、引張強
さが５０kgf/mm2 以上の、表面性状に優れる高強度熱延
鋼板の製造方法が提案されている。
Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：１．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成のス
ラブを加熱炉によりスラブ表面温度１１００℃以上に加
熱し、その際のスラブ最高表面温度をＴ℃とした場合の
（Ｔ−６０）℃以上の温度となる在炉時間をｔとした場
合、Ｔ≦−２．７５ｔ＋１４２０となるようにし、その
後の熱間圧延において１回以上のデスケーリングを行っ
た後、（Ａｒ3 点−３０℃）以上で熱間圧延を終了し、
７００℃以下３５０℃以上で巻取ることにより、引張強
さが５０kgf/mm2 以上の、表面性状に優れる高強度熱延
鋼板の製造方法が提案されている。
【０００９】また、特開平５−２７９７３４号公報に
は、スラブを加熱炉にてスラブ表面温度１１７０〜１２
５０℃に１００〜１５０分間加熱保持し、その後の熱間
圧延工程で１回以上デスケーリングを行い、Ａｒ3 点以
上で熱間圧延を終了し、６５０℃以下で巻取ることを特
徴とする表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法が
開示されている。
は、スラブを加熱炉にてスラブ表面温度１１７０〜１２
５０℃に１００〜１５０分間加熱保持し、その後の熱間
圧延工程で１回以上デスケーリングを行い、Ａｒ3 点以
上で熱間圧延を終了し、６５０℃以下で巻取ることを特
徴とする表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法が
開示されている。
【００１０】両者の方法とも、我々が確認したところ、
Ｓｉスケールの発生を完全に抑制することができなかっ
た。
Ｓｉスケールの発生を完全に抑制することができなかっ
た。
【００１１】また、特開平６−２６９８４１号公報に
は、デスケーリング行い、その後１１７０〜１３００℃
で３０分以上再加熱を行い、さらにデスケーリングを行
うことで表面性状に優れる熱延鋼板の製造方法が開示さ
れている。
は、デスケーリング行い、その後１１７０〜１３００℃
で３０分以上再加熱を行い、さらにデスケーリングを行
うことで表面性状に優れる熱延鋼板の製造方法が開示さ
れている。
【００１２】さらに、特開平５−３１７９１３号公報に
は、スラブ表面温度が９５０℃より低い温度に冷却する
前に加熱炉に装入して１１５０℃〜１３００℃の温度域
に加熱した後デスケーリングを行う方法が開示されてい
る。しかしながら、一旦鋼材が冷えてからもう一度加熱
工程を必要とするため不経済である。
は、スラブ表面温度が９５０℃より低い温度に冷却する
前に加熱炉に装入して１１５０℃〜１３００℃の温度域
に加熱した後デスケーリングを行う方法が開示されてい
る。しかしながら、一旦鋼材が冷えてからもう一度加熱
工程を必要とするため不経済である。
【００１３】また、逆に鋼材中のＳｉ含有量を増加させ
る方法も開示されている。例えば、特開平３−７２０３
１号公報および特開平３−７９７１８号公報の発明は、
表面性状を均一化するために、鋼材のＳｉ量を増やして
鋼板全面に赤スケールを発生させるものであるが、溶融
亜鉛めっきの際のめっき不良が激しくなり根本的な解決
策とはならない。また、スラブの裏面は加熱中のスキッ
ドの接触や、スケールの落下等により表面状態が不均一
になりやすく、裏面まで全面赤スケールにすることは困
難である。
る方法も開示されている。例えば、特開平３−７２０３
１号公報および特開平３−７９７１８号公報の発明は、
表面性状を均一化するために、鋼材のＳｉ量を増やして
鋼板全面に赤スケールを発生させるものであるが、溶融
亜鉛めっきの際のめっき不良が激しくなり根本的な解決
策とはならない。また、スラブの裏面は加熱中のスキッ
ドの接触や、スケールの落下等により表面状態が不均一
になりやすく、裏面まで全面赤スケールにすることは困
難である。
【００１４】また、特許第２６７４３２８号公報には、
鋼片を１２９０℃以上に加熱した後、粗圧延仕上げ温度
を１１５０℃以上とし、熱間仕上げ圧延開始温度を１１
００℃以下にすることを特徴とする表面性状に優れた熱
延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、こ
の方法では加熱・圧延温度を高くするので燃料費が高く
非常に不経済である。
鋼片を１２９０℃以上に加熱した後、粗圧延仕上げ温度
を１１５０℃以上とし、熱間仕上げ圧延開始温度を１１
００℃以下にすることを特徴とする表面性状に優れた熱
延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、こ
の方法では加熱・圧延温度を高くするので燃料費が高く
非常に不経済である。
【００１５】さらに、例えば、特開平１−２４６３１８
号公報には、加熱する前のスラブ表面にＣａＯ，ＭｇＯ
等の酸化物を塗布しておき、加熱炉中における表面酸化
状態を変化させてスケールとＦｅとの界面の状態を改良
する方法が記載されている。しかし、スラブ表面に均一
に酸化物を塗布することは極めて困難で手間のかかる作
業である。しかも、この方法も裏面に適用するのは困難
である。
号公報には、加熱する前のスラブ表面にＣａＯ，ＭｇＯ
等の酸化物を塗布しておき、加熱炉中における表面酸化
状態を変化させてスケールとＦｅとの界面の状態を改良
する方法が記載されている。しかし、スラブ表面に均一
に酸化物を塗布することは極めて困難で手間のかかる作
業である。しかも、この方法も裏面に適用するのは困難
である。
【００１６】また、例えば、特公昭６０−１５６８２号
公報の発明は、加熱炉雰囲気の空燃比を制御してスラブ
表面の酸化状態を変化させるものであるが、燃焼効率等
の制限により空燃比を制御できる範囲が限られており一
般には使用できない。
公報の発明は、加熱炉雰囲気の空燃比を制御してスラブ
表面の酸化状態を変化させるものであるが、燃焼効率等
の制限により空燃比を制御できる範囲が限られており一
般には使用できない。
【００１７】さらに、島状スケール発生の対策として、
その他に鋼材を通常より高温で加熱したり、逆に低温で
加熱するというものがあるが、前者では加熱炉の寿命の
短縮、加熱エネルギーの浪費が問題であるし、後者では
目的とする圧下量を得られないので実際に行うことは困
難である。
その他に鋼材を通常より高温で加熱したり、逆に低温で
加熱するというものがあるが、前者では加熱炉の寿命の
短縮、加熱エネルギーの浪費が問題であるし、後者では
目的とする圧下量を得られないので実際に行うことは困
難である。
【００１８】また、デスケーリングにメカブラシを用い
る方法や、ある程度圧延を行った後で高圧水を噴射する
発明（特公昭６０−１０８５号公報）があるが、赤スケ
ールの発生を防止する根本的な解決にはならない。
る方法や、ある程度圧延を行った後で高圧水を噴射する
発明（特公昭６０−１０８５号公報）があるが、赤スケ
ールの発生を防止する根本的な解決にはならない。
【００１９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術の
問題点に着目してなされたのであって、その目的は、ス
ケール疵が少なく表面性状に優れたＳｉを含有する高強
度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的と
する。
問題点に着目してなされたのであって、その目的は、ス
ケール疵が少なく表面性状に優れたＳｉを含有する高強
度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的と
する。
【００２０】
【発明を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明者らはＳｉを含む鋼材の加熱スケール形態の
成分依存性を詳細に調査した。その結果、加熱後の鋼材
内部に食い込んだように生成する粒界酸化スケールと酸
化スケールの不均一により形成される鋼材／スケール界
面の凹凸が疵発生に直結し、その疵発生を防止するため
にはＳｎとＣｕを適性に鋼材中に含有させればよいこと
を見出した。
に、本発明者らはＳｉを含む鋼材の加熱スケール形態の
成分依存性を詳細に調査した。その結果、加熱後の鋼材
内部に食い込んだように生成する粒界酸化スケールと酸
化スケールの不均一により形成される鋼材／スケール界
面の凹凸が疵発生に直結し、その疵発生を防止するため
にはＳｎとＣｕを適性に鋼材中に含有させればよいこと
を見出した。
【００２１】本発明はこのような考え方の基に完成した
ものであり、その要旨構成を以下に示す。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．２０以下、 Ｓｉ：０．２〜２．０％、 Ｍｎ：２％以下、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２％〜０．３％で、 ＣｕとＳｎの間にＣｕ＋３×Ｓｎ＜０．４の関係式が成
立し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする表
面性状に優れた高強度熱延鋼板である。 （２）前記（１）からなる鋼を、連続鋳造後、１２５０
℃以下に加熱し、その後の熱間圧延工程で一回以上デス
ケーリングを行うことを特徴とする表面性状に優れた高
強度熱延鋼板の製造方法である。
ものであり、その要旨構成を以下に示す。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．２０以下、 Ｓｉ：０．２〜２．０％、 Ｍｎ：２％以下、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２％〜０．３％で、 ＣｕとＳｎの間にＣｕ＋３×Ｓｎ＜０．４の関係式が成
立し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする表
面性状に優れた高強度熱延鋼板である。 （２）前記（１）からなる鋼を、連続鋳造後、１２５０
℃以下に加熱し、その後の熱間圧延工程で一回以上デス
ケーリングを行うことを特徴とする表面性状に優れた高
強度熱延鋼板の製造方法である。
【００２２】
【発明の実施の形態】本発明における成分の限定理由
は、表面性状に優れた高強度鋼板を提供するためであ
り、以下に詳細に説明する。Ｃは、成品の強度を確保す
るために添加されるが、０．２０％超添加すると加工性
および溶接性の劣化が著しい。そこで、本発明では、Ｃ
含有量は０．２０％以下と限定する。
は、表面性状に優れた高強度鋼板を提供するためであ
り、以下に詳細に説明する。Ｃは、成品の強度を確保す
るために添加されるが、０．２０％超添加すると加工性
および溶接性の劣化が著しい。そこで、本発明では、Ｃ
含有量は０．２０％以下と限定する。
【００２３】Ｓｉはフェライトに固溶してこれを強化す
る元素であるが、固溶強化に有効な量として０．２％以
上含有させることが必要である。一方、あまり多く含有
させると酸洗の際にコイルを接続するための溶接が困難
となり、冷間圧延の際エッジ割れが生じ易くなる。ま
た、本発明の目的としている島状スケールの発生防止が
不可能となるので、Ｓｉ含有量の上限は２．０％とす
る。
る元素であるが、固溶強化に有効な量として０．２％以
上含有させることが必要である。一方、あまり多く含有
させると酸洗の際にコイルを接続するための溶接が困難
となり、冷間圧延の際エッジ割れが生じ易くなる。ま
た、本発明の目的としている島状スケールの発生防止が
不可能となるので、Ｓｉ含有量の上限は２．０％とす
る。
【００２４】ＭｎはＳｉに次いで固溶強化能の大きな元
素である。また、ＳをＭｎＳとして固定することにより
熱間脆化を防ぐためにも不可欠な元素であるが、２％を
超えると加工性が劣化すると同時にコストが高くなるの
で、Ｍｎ含有量の上限は２．０％とする。
素である。また、ＳをＭｎＳとして固定することにより
熱間脆化を防ぐためにも不可欠な元素であるが、２％を
超えると加工性が劣化すると同時にコストが高くなるの
で、Ｍｎ含有量の上限は２．０％とする。
【００２５】Ｓｎ，Ｃｕは、本発明で最も重要な元素で
ある。図１および図２は、従来法と本発明法の加熱後の
スケール生成状況の模式図である。本発明では、Ｓｉを
含む鋼材に発生する疵の原因である粒界酸化スケールと
酸化スケールの鋼材／スケール界面の凹凸を防止するた
めに、Ｆｅよりも酸化しづらいが融点の低いＳｎ，Ｃｕ
を適性に鋼材中に含有させる。Ｓｎ，Ｃｕは、Ｆｅより
も酸化しづらいが融点が非常に低いために、加熱時に鋼
材／スケール界面の鋼材側に濃化し、粒界酸化スケール
や鋼材／スケール界面の凹凸を防ぐ役割を持つ。この役
割を発揮させるためには、Ｓｎ：０．０２％以上、Ｃ
ｕ：０．０２％以上含有させればよい。また、Ｓｎ，Ｃ
ｕ含有量が増加するとＳｎ，Ｃｕの液相が粒界に進入
し、熱間割れを生じ、疵になるのでＳｎ：０．１％以
下、Ｃｕ：０．３％以下にする必要がある。また、Ｃｕ
とＳｎが両方含まれていると相乗効果により液相が生成
しやすくなり、熱間割れを生じ疵になるので、ＳｎとＣ
ｕの間にはＣｕ＋３×Ｓｎを０．４％未満にする必要が
ある。この関係を図３に示す。
ある。図１および図２は、従来法と本発明法の加熱後の
スケール生成状況の模式図である。本発明では、Ｓｉを
含む鋼材に発生する疵の原因である粒界酸化スケールと
酸化スケールの鋼材／スケール界面の凹凸を防止するた
めに、Ｆｅよりも酸化しづらいが融点の低いＳｎ，Ｃｕ
を適性に鋼材中に含有させる。Ｓｎ，Ｃｕは、Ｆｅより
も酸化しづらいが融点が非常に低いために、加熱時に鋼
材／スケール界面の鋼材側に濃化し、粒界酸化スケール
や鋼材／スケール界面の凹凸を防ぐ役割を持つ。この役
割を発揮させるためには、Ｓｎ：０．０２％以上、Ｃ
ｕ：０．０２％以上含有させればよい。また、Ｓｎ，Ｃ
ｕ含有量が増加するとＳｎ，Ｃｕの液相が粒界に進入
し、熱間割れを生じ、疵になるのでＳｎ：０．１％以
下、Ｃｕ：０．３％以下にする必要がある。また、Ｃｕ
とＳｎが両方含まれていると相乗効果により液相が生成
しやすくなり、熱間割れを生じ疵になるので、ＳｎとＣ
ｕの間にはＣｕ＋３×Ｓｎを０．４％未満にする必要が
ある。この関係を図３に示す。
【００２６】本発明鋼はその他不純物として、Ｐ，Ｓな
ど通常の不純物が含有されてもよいが、Ｓ，Ｐを多く含
むと脆化するので、好ましくはＰ：０．０５％、Ｓ：
０．０２％以下であればよい。
ど通常の不純物が含有されてもよいが、Ｓ，Ｐを多く含
むと脆化するので、好ましくはＰ：０．０５％、Ｓ：
０．０２％以下であればよい。
【００２７】また、Ｎｉもスクラップの添加などにより
混入する元素であるが、Ｎｉ含有量が増加すると加熱後
の鋼材／スケール界面の凹凸が顕著になるので、好まし
くは０．０５％以下であればよい。
混入する元素であるが、Ｎｉ含有量が増加すると加熱後
の鋼材／スケール界面の凹凸が顕著になるので、好まし
くは０．０５％以下であればよい。
【００２８】本発明鋼の製造方法は、上記組成を有する
鋼片を連続鋳造後、１２５０℃以下に加熱し、その後の
熱間圧延工程で一回以上デスケーリングを行う。本発明
において加熱温度を制限するのは、加熱温度が高くなる
とスケール生成速度が速くなるために、粒界酸化スケー
ルや鋼材／スケール界面の凹凸を増加させ、疵発生を増
加させる。そこで、加熱温度は１２５０℃以下と限定す
る。熱間圧延工程で一回以上デスケーリングを行うの
は、デスケーリングを行わないと加熱中に形成したスケ
ールが除去されずにロールに噛み込まれ疵が発生するた
めである。
鋼片を連続鋳造後、１２５０℃以下に加熱し、その後の
熱間圧延工程で一回以上デスケーリングを行う。本発明
において加熱温度を制限するのは、加熱温度が高くなる
とスケール生成速度が速くなるために、粒界酸化スケー
ルや鋼材／スケール界面の凹凸を増加させ、疵発生を増
加させる。そこで、加熱温度は１２５０℃以下と限定す
る。熱間圧延工程で一回以上デスケーリングを行うの
は、デスケーリングを行わないと加熱中に形成したスケ
ールが除去されずにロールに噛み込まれ疵が発生するた
めである。
【００２９】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。表１は、
実験に用いた試料鋼板の化学組成を示したものである。
表１に示す鋼を連続鋳造後、熱間圧延を行った。熱間圧
延の条件は、再加熱温度は表１に示す通りで、在炉時間
２００分で、均熱時間８０分とし、その後、熱間圧延中
に１５ＭＰａの水圧で表１に示す回数デスケーリングを
行いながら、３．０mmの厚さに圧延を行った。この時の
仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は表１の通りとし
た。
実験に用いた試料鋼板の化学組成を示したものである。
表１に示す鋼を連続鋳造後、熱間圧延を行った。熱間圧
延の条件は、再加熱温度は表１に示す通りで、在炉時間
２００分で、均熱時間８０分とし、その後、熱間圧延中
に１５ＭＰａの水圧で表１に示す回数デスケーリングを
行いながら、３．０mmの厚さに圧延を行った。この時の
仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は表１の通りとし
た。
【００３０】そして、酸洗後に表面観察を行い、表面性
状を判定した。表面性状の判定としては、◎：島状スケ
ールなど疵がまったくない、○：スケール疵面積率１０
％以下、△：スケール疵面積率１０〜３０％、×：スケ
ール疵面積率３０％以上とした。表面疵の結果および引
張強度（ＴＳ）の値も表１に示す。
状を判定した。表面性状の判定としては、◎：島状スケ
ールなど疵がまったくない、○：スケール疵面積率１０
％以下、△：スケール疵面積率１０〜３０％、×：スケ
ール疵面積率３０％以上とした。表面疵の結果および引
張強度（ＴＳ）の値も表１に示す。
【００３１】表１から明らかなように、比較鋼であるＭ
はＳｎ濃度が低いために、ＮはＣｕ濃度が低いために、
ＯはＳｎ濃度が高いために、ＰはＣｕ濃度が高いため
に、Ｑ，ＲはＳｎとＣｕの関係を満たさないために、
Ｓ，Ｔは加熱温度が高いために、Ｕ，Ｖは圧延中にデス
ケーリングを行わなかったために、表面性状が悪いのに
対して、これらが適正範囲である本発明鋼Ａ〜Ｌは、Ｓ
ｉスケール起因の島状スケール疵の発生も無く、表面性
状は極めて良好である。
はＳｎ濃度が低いために、ＮはＣｕ濃度が低いために、
ＯはＳｎ濃度が高いために、ＰはＣｕ濃度が高いため
に、Ｑ，ＲはＳｎとＣｕの関係を満たさないために、
Ｓ，Ｔは加熱温度が高いために、Ｕ，Ｖは圧延中にデス
ケーリングを行わなかったために、表面性状が悪いのに
対して、これらが適正範囲である本発明鋼Ａ〜Ｌは、Ｓ
ｉスケール起因の島状スケール疵の発生も無く、表面性
状は極めて良好である。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ホイールディスクなどの自動車用材料、産業機械用材
料、建材さらには鋼管用母材等に使用するのに適してい
る、表面性状に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方
法を提供することができ、本発明の意義は極めて著し
い。
ホイールディスクなどの自動車用材料、産業機械用材
料、建材さらには鋼管用母材等に使用するのに適してい
る、表面性状に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方
法を提供することができ、本発明の意義は極めて著し
い。
【図１】従来法における加熱後のスケール状態を示す模
式図である。
式図である。
【図２】本発明鋼における加熱後のスケール状態を示す
模式図である。
模式図である。
【図３】本発明鋼のＣｕ，Ｓｎの含有量の範囲を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA00 EA05 EA06 EA13 EA15 EA27 EA28 EB06 EB09 FA02 FA03 FB10 FC04 FE01 FE02 HA05
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．２０以下、 Ｓｉ：０．２〜２．０％、 Ｍｎ：２％以下、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２％〜０．３％で、 ＣｕとＳｎの間にＣｕ＋３×Ｓｎ＜０．４の関係式が成
立し、残部がＦｅからなることを特徴とする表面性状に
優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１からなる鋼を、連続鋳造後、１
２５０℃以下に加熱し、その後の熱間圧延工程で一回以
上デスケーリングを行うことを特徴とする表面性状に優
れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36524998A JP2000192190A (ja) | 1998-12-22 | 1998-12-22 | 表面性状に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36524998A JP2000192190A (ja) | 1998-12-22 | 1998-12-22 | 表面性状に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000192190A true JP2000192190A (ja) | 2000-07-11 |
Family
ID=18483800
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36524998A Withdrawn JP2000192190A (ja) | 1998-12-22 | 1998-12-22 | 表面性状に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000192190A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2781614A4 (en) * | 2011-11-17 | 2015-07-15 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET OR HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
-
1998
- 1998-12-22 JP JP36524998A patent/JP2000192190A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2781614A4 (en) * | 2011-11-17 | 2015-07-15 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET OR HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
| US9758847B2 (en) | 2011-11-17 | 2017-09-12 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength galvanized steel sheet or high-strength galvannealed steel sheet and method for manufacturing the same (as amended) |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102203836B1 (ko) | 인산화 처리 성능과 성형성이 우수한 냉간압연 고강도 강판 및 그의 제조방법 | |
| EP0789090B1 (en) | Process for producing a hot-rollled steel sheet | |
| JPH10130782A (ja) | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| TWI396754B (zh) | 外觀優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法 | |
| JPH10280090A (ja) | 形状が良好で曲げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JPH04350A (ja) | 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JPH02149646A (ja) | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3911972B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 | |
| JP2000192190A (ja) | 表面性状に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07118792A (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3257301B2 (ja) | 熱延鋼板を原板とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0692617B2 (ja) | 表面性状と加工性に優れた複合組織熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| GB2066290A (en) | Processes for producing high strength cold rolled steel sheets | |
| JP2689810B2 (ja) | 表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3912764B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2733423B2 (ja) | 二次加工性および溶接性に優れためっき原板およびその製造方法 | |
| JPS595654B2 (ja) | 深絞り性と耐加工脆化性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06346145A (ja) | 表面性状に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH06192728A (ja) | 表面性状に優れたＳｉ添加熱延鋼板の製造法 | |
| JP2001355042A (ja) | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2660640B2 (ja) | 焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH09310155A (ja) | 加工後の表面特性に優れたオーステナイトステンレス鋼 | |
| JPH08120337A (ja) | 孔拡げ性，耐食性に優れる熱延鋼板の製造法 | |
| JP3400194B2 (ja) | 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板 | |
| JP2660639B2 (ja) | 深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060307 |