JP2830745B2 - 表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車のボディ、それ
も特に耐デント性が要求され、且つ直接目に触れる為に
優れた表面性状が要求されるフード、ルーフ、ドア等の
パネル用途に主に用いられる焼付硬化型冷延鋼板を製造
する為の有用な方法に関するものである。
も特に耐デント性が要求され、且つ直接目に触れる為に
優れた表面性状が要求されるフード、ルーフ、ドア等の
パネル用途に主に用いられる焼付硬化型冷延鋼板を製造
する為の有用な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】冷延鋼板に見られる表面欠陥として、通
常ブローホールと呼ばれる点状欠陥や、スリバー等と呼
ばれる線状欠陥がある。これらの欠陥の多くは、転炉等
での精錬終了後、溶鋼から鋼塊を製造中に捕捉されたガ
スや非金属介在物の表面近傍に存在するものが原因とな
って、鋼板の熱間圧延時や冷間圧延時に前述の欠陥を生
じせしめるものである。
常ブローホールと呼ばれる点状欠陥や、スリバー等と呼
ばれる線状欠陥がある。これらの欠陥の多くは、転炉等
での精錬終了後、溶鋼から鋼塊を製造中に捕捉されたガ
スや非金属介在物の表面近傍に存在するものが原因とな
って、鋼板の熱間圧延時や冷間圧延時に前述の欠陥を生
じせしめるものである。
【０００３】これらの欠陥を防止する方法としては、
（１）溶鋼中にＣｒを含有させる方法（特公昭４９−１
１９７２号公報）、（２）脱酸剤であるＳｉやＡｌ量を
規定することによって、鋼中介在物を浮上、分離及び低
減させる方法（特公昭５１−４９３５号公報）、（３）
成分調整後の溶鋼にＭｇＯ−ＣａＯ／ＣａＦ2 のフラッ
クスを添加させることによって、鋼中介在物自体を伸延
性があり、且つ破壊、分散され易い組成にする方法（特
公昭５９−１２９７１４号公報）等が知られている。し
かしながら、これらの技術では、鋼板の材質制御に必要
な元素を規制されたり、不必要な原材料の添加による材
質の劣化、コストの上昇を招くという問題があった。
（１）溶鋼中にＣｒを含有させる方法（特公昭４９−１
１９７２号公報）、（２）脱酸剤であるＳｉやＡｌ量を
規定することによって、鋼中介在物を浮上、分離及び低
減させる方法（特公昭５１−４９３５号公報）、（３）
成分調整後の溶鋼にＭｇＯ−ＣａＯ／ＣａＦ2 のフラッ
クスを添加させることによって、鋼中介在物自体を伸延
性があり、且つ破壊、分散され易い組成にする方法（特
公昭５９−１２９７１４号公報）等が知られている。し
かしながら、これらの技術では、鋼板の材質制御に必要
な元素を規制されたり、不必要な原材料の添加による材
質の劣化、コストの上昇を招くという問題があった。
【０００４】ところで、自動車のボディ、特にフード、
ルーフ、ドア等のパネル用途では、大面積の部品となる
ので、いわゆる”ベコツキ”に対する抵抗力（即ち、耐
デント性）に優れていることが要求される。耐デント性
を改善するには、降伏応力を上げることが有効であると
言われているが、降伏応力を上げると加工性が劣化して
しまうことになる。この様な欠点を克服する為に開発さ
れたのが、プレス時には十分な加工性を有し、且つプレ
ス後の焼付塗装工程時に降伏点が高くなる焼付硬化型冷
延鋼板である。この鋼板は、鋼中の固溶Ｃによる歪み時
効現象を利用したものであり、上記の理由から、パネル
用途に多く利用されている。またパネル類は最も目につ
く部位であるために、表面品質にも細心の注意が払われ
ている。また近年の製鋼脱ガス技術の進歩により、Ｃ≦
０．０１％の極低炭素鋼が容易に製造できるようになっ
ており、焼付硬化型冷延鋼板においても、従来の箱焼鈍
型の極低炭素Ａｌキルド鋼から連続焼鈍にて十分な加工
性が得られる極低炭素鋼へと主流が移行しつつある。
ルーフ、ドア等のパネル用途では、大面積の部品となる
ので、いわゆる”ベコツキ”に対する抵抗力（即ち、耐
デント性）に優れていることが要求される。耐デント性
を改善するには、降伏応力を上げることが有効であると
言われているが、降伏応力を上げると加工性が劣化して
しまうことになる。この様な欠点を克服する為に開発さ
れたのが、プレス時には十分な加工性を有し、且つプレ
ス後の焼付塗装工程時に降伏点が高くなる焼付硬化型冷
延鋼板である。この鋼板は、鋼中の固溶Ｃによる歪み時
効現象を利用したものであり、上記の理由から、パネル
用途に多く利用されている。またパネル類は最も目につ
く部位であるために、表面品質にも細心の注意が払われ
ている。また近年の製鋼脱ガス技術の進歩により、Ｃ≦
０．０１％の極低炭素鋼が容易に製造できるようになっ
ており、焼付硬化型冷延鋼板においても、従来の箱焼鈍
型の極低炭素Ａｌキルド鋼から連続焼鈍にて十分な加工
性が得られる極低炭素鋼へと主流が移行しつつある。
【０００５】鋼中の炭素を取り除く方法としては、転炉
溶製中に酸素を吹き込み、鋼中炭素をＣＯガスとして取
り除き、更にＲＨ真空脱ガス装置等において所定の値ま
で炭素量を低減させる方法が一般的である。しかしなが
ら、鋼中炭素量を更に低下させるためには、ＣＯガスと
して取り除くために必要な吹き込み酸素量が増加し、ま
た精錬後の鋼中余剰酸素を取り除くために添加する脱酸
剤も大量に必要となるので、鋼中の元素と酸素が反応し
て生成する非金属介在物が増加することになる。
溶製中に酸素を吹き込み、鋼中炭素をＣＯガスとして取
り除き、更にＲＨ真空脱ガス装置等において所定の値ま
で炭素量を低減させる方法が一般的である。しかしなが
ら、鋼中炭素量を更に低下させるためには、ＣＯガスと
して取り除くために必要な吹き込み酸素量が増加し、ま
た精錬後の鋼中余剰酸素を取り除くために添加する脱酸
剤も大量に必要となるので、鋼中の元素と酸素が反応し
て生成する非金属介在物が増加することになる。
【０００６】このように鋼中炭素量の低減と共に非金属
介在物量は増大するため、これが原因となって生じる表
面欠陥は、パネル類の自動車外板用途を中心に表面品質
の厳しい部位に使用される鋼板にとって、大きな問題と
なっている。
介在物量は増大するため、これが原因となって生じる表
面欠陥は、パネル類の自動車外板用途を中心に表面品質
の厳しい部位に使用される鋼板にとって、大きな問題と
なっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このように従来の技術
では、添加元素の制限、不必要な原材料の添加による材
質の劣化、コストの上昇等を考えなければならず、鋼中
炭素量の低下に伴って良好な表面性状を有する焼付硬化
型冷延鋼板を得ることは難しくなってきているのが実情
である。
では、添加元素の制限、不必要な原材料の添加による材
質の劣化、コストの上昇等を考えなければならず、鋼中
炭素量の低下に伴って良好な表面性状を有する焼付硬化
型冷延鋼板を得ることは難しくなってきているのが実情
である。
【０００８】本発明は上記の様な状況のもとでなされた
ものであって、その目的は、上記従来技術の欠点を解消
して、添加元素量の制限、材質の劣化やコストの上昇を
招くことなく、表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板を
製造する為の有用な方法を提供することにある。
ものであって、その目的は、上記従来技術の欠点を解消
して、添加元素量の制限、材質の劣化やコストの上昇を
招くことなく、表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板を
製造する為の有用な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】上記目的を達成し得た本
発明方法とは、Ｃ：０．００１〜０．００８％，Ｍｎ：
０．０５〜２．０％，Ａｌ：０．０１〜０．１％，Ｓ：
０．０２％以下（０％を含む），Ｎ：０．００５％以下
（０％を含む）を夫々含み、且つＴｉおよびＮｂの１種
または２種を下記（１）式の関係を満足する量で含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる冷延鋼板
を製造するに際して、連続鋳造時の条件を各々、鋳造速
度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）、鋳型振幅をａ（ｍ）、鋳型振動
数をｎ（ｍｉｎ-1）としたときに、ａ≦０．００６
（ｍ）で、且つ下記（２）式で表わされる時間ｔ（ｍｉ
ｎ）が下記（３）式の関係を満足する条件で連続鋳造す
る点に要旨を有する表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼
板の製造方法である。 ０．０００５％≦［Ｃ（％）−Ｔｉ＊（％）／４−Ｎｂ（％）／７．７５］ ≦０．００２５％ …（１） 但し、Ｔｉ＊（％）＝Ｔｉ（％）−１．５Ｓ（％）−
３．４３Ｎ（％）で、Ｔｉ＊（％）＜０のときは、Ｔｉ
＊＝０とする。 ｔ＝（１／２πｎ）・ｃｏｓ-1・（−Ｖ／２ａπｎ） …（２） ０．１≦（６０／ｎ）−１２０ｔ≦０．２２（ｓ） …（３）
発明方法とは、Ｃ：０．００１〜０．００８％，Ｍｎ：
０．０５〜２．０％，Ａｌ：０．０１〜０．１％，Ｓ：
０．０２％以下（０％を含む），Ｎ：０．００５％以下
（０％を含む）を夫々含み、且つＴｉおよびＮｂの１種
または２種を下記（１）式の関係を満足する量で含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる冷延鋼板
を製造するに際して、連続鋳造時の条件を各々、鋳造速
度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）、鋳型振幅をａ（ｍ）、鋳型振動
数をｎ（ｍｉｎ-1）としたときに、ａ≦０．００６
（ｍ）で、且つ下記（２）式で表わされる時間ｔ（ｍｉ
ｎ）が下記（３）式の関係を満足する条件で連続鋳造す
る点に要旨を有する表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼
板の製造方法である。 ０．０００５％≦［Ｃ（％）−Ｔｉ＊（％）／４−Ｎｂ（％）／７．７５］ ≦０．００２５％ …（１） 但し、Ｔｉ＊（％）＝Ｔｉ（％）−１．５Ｓ（％）−
３．４３Ｎ（％）で、Ｔｉ＊（％）＜０のときは、Ｔｉ
＊＝０とする。 ｔ＝（１／２πｎ）・ｃｏｓ-1・（−Ｖ／２ａπｎ） …（２） ０．１≦（６０／ｎ）−１２０ｔ≦０．２２（ｓ） …（３）
【００１０】また前記連続鋳造された鋳片を熱間圧延す
るに際して、仕上温度：Ａr3点〜（Ａr3点＋１５０
℃）、巻取温度：５００〜７５０℃の条件で熱間圧延を
行ない、酸洗後、圧延率６０〜９５％で冷間圧延を行な
い、引続き再結晶温度以上〜Ａc1点以下の温度で焼鈍を
行なうことが好ましい。更に、本発明で製造される冷延
鋼板は、必要によって、Ｓｉ，Ｐ，Ｂ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｚｒ，Ｗ等を含有したものであっても良い。
るに際して、仕上温度：Ａr3点〜（Ａr3点＋１５０
℃）、巻取温度：５００〜７５０℃の条件で熱間圧延を
行ない、酸洗後、圧延率６０〜９５％で冷間圧延を行な
い、引続き再結晶温度以上〜Ａc1点以下の温度で焼鈍を
行なうことが好ましい。更に、本発明で製造される冷延
鋼板は、必要によって、Ｓｉ，Ｐ，Ｂ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｚｒ，Ｗ等を含有したものであっても良い。
【００１１】尚本発明で製造される冷延鋼板のＴｉ含有
量は、少なくとも前記（１）式を満足する必要がある
が、（Ｔｉ＋Ｎｂ）としては、０．００３〜０．０２％
であることが好ましい。
量は、少なくとも前記（１）式を満足する必要がある
が、（Ｔｉ＋Ｎｂ）としては、０．００３〜０．０２％
であることが好ましい。
【００１２】
【作用】本発明者らは、表面性状に優れた極低炭素焼付
硬化型冷延鋼板を実現するべく、様々な角度から検討し
た。その結果、冷延鋼板の化学成分組成と連続鋳造条件
を厳密に規定することによって、希望する焼付硬化型冷
延鋼板が製造できることを見い出し、本発明を完成し
た。まず、本発明における鋼の化学成分組成の限定理由
は、下記の通りである。
硬化型冷延鋼板を実現するべく、様々な角度から検討し
た。その結果、冷延鋼板の化学成分組成と連続鋳造条件
を厳密に規定することによって、希望する焼付硬化型冷
延鋼板が製造できることを見い出し、本発明を完成し
た。まず、本発明における鋼の化学成分組成の限定理由
は、下記の通りである。
【００１３】Ｃ：０．００１〜０．００８％ Ｃは多量に添加すると加工性が劣化するので、上限は
０．００８％とした。しかしながら、Ｃが少な過ぎる
と、十分な焼付硬化性が発揮されないのでその下限は
０．００１％とした。尚Ｃ含有量の好ましい範囲は、
０．００１〜０．００５％程度であり、より好ましくは
０．００１〜０．００３％程度である。
０．００８％とした。しかしながら、Ｃが少な過ぎる
と、十分な焼付硬化性が発揮されないのでその下限は
０．００１％とした。尚Ｃ含有量の好ましい範囲は、
０．００１〜０．００５％程度であり、より好ましくは
０．００１〜０．００３％程度である。
【００１４】Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｍｎは熱間脆性を防止する為に、０．０５％以上の添加
が必要である。また高強度鋼においては、強度を確保す
る為に所望の強度に応じて添加されるが、多量に添加さ
れると加工性が劣化するので、その上限は２．０％以下
とした。尚Ｍｎ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜
１．０％程度である。
が必要である。また高強度鋼においては、強度を確保す
る為に所望の強度に応じて添加されるが、多量に添加さ
れると加工性が劣化するので、その上限は２．０％以下
とした。尚Ｍｎ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜
１．０％程度である。
【００１５】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは溶綱の精錬時の脱酸剤として有用な元素であり、
０．０１％以上の添加が必要である、しかし、多量の添
加は精錬コストの上昇につながるので、その上限を０．
１％とする。尚Ａｌ含有量の好ましい範囲は、０．０１
〜０．０５％程度である。
０．０１％以上の添加が必要である、しかし、多量の添
加は精錬コストの上昇につながるので、その上限を０．
１％とする。尚Ａｌ含有量の好ましい範囲は、０．０１
〜０．０５％程度である。
【００１６】Ｓ：０．０２％以下（０％を含む） Ｓは不純物元素である為に、極力低減することが好まし
いが、０．０２％以下であれば材質に与える影響は小さ
いので、その上限を０．０２％とする。好ましくは、
０．０１％以下にするのが良い。
いが、０．０２％以下であれば材質に与える影響は小さ
いので、その上限を０．０２％とする。好ましくは、
０．０１％以下にするのが良い。
【００１７】Ｎ：０．００５％以下（０％を含む） Ｎは多過ぎるとこれを析出固定する為に必要となるＴｉ
の添加量が多くなり、コストアップを招き、また加工性
も劣化させるので、０．００５％以下の制限する必要が
ある。好ましくは、０．００３５％以下にするのが良
い。
の添加量が多くなり、コストアップを招き、また加工性
も劣化させるので、０．００５％以下の制限する必要が
ある。好ましくは、０．００３５％以下にするのが良
い。
【００１８】ＴｉおよびＮｂの１種または２種：下記
（１）式の関係を満足する量 ＴｉやＮｂは、強力な炭化物形成元素であり、固溶Ｃを
制御する為に添加される。固溶Ｃ量が０．００２５％よ
りも多くなると、自然時効による材質劣化が著しくな
り、固溶Ｃ量が０．０００５％よりも少なくなると、十
分な焼付硬化性が得られないので、下記（１）式の関係
を満足する様に、Ｔｉ若しくはＮｂを単独で、またはＴ
ｉとＮｂの両方を添加する必要がある。 ０．０００５％≦［Ｃ（％）−Ｔｉ＊（％）／４−Ｎｂ（％）／７．７５］ ≦０．００２５％ …（１）
（１）式の関係を満足する量 ＴｉやＮｂは、強力な炭化物形成元素であり、固溶Ｃを
制御する為に添加される。固溶Ｃ量が０．００２５％よ
りも多くなると、自然時効による材質劣化が著しくな
り、固溶Ｃ量が０．０００５％よりも少なくなると、十
分な焼付硬化性が得られないので、下記（１）式の関係
を満足する様に、Ｔｉ若しくはＮｂを単独で、またはＴ
ｉとＮｂの両方を添加する必要がある。 ０．０００５％≦［Ｃ（％）−Ｔｉ＊（％）／４−Ｎｂ（％）／７．７５］ ≦０．００２５％ …（１）
【００１９】但し、上記（１）式において、Ｔｉ＊
（％）は、実際にＣの固定に利用できるＴｉ量を考慮し
て下記の式によって求められた値とした。Ｔｉ＊（％）
＝Ｔｉ（％）−１．５Ｓ（％）−３．４３Ｎ（％）で、
Ｔｉ＊（％）＜０のときは、Ｔｉ＊＝０とする。
（％）は、実際にＣの固定に利用できるＴｉ量を考慮し
て下記の式によって求められた値とした。Ｔｉ＊（％）
＝Ｔｉ（％）−１．５Ｓ（％）−３．４３Ｎ（％）で、
Ｔｉ＊（％）＜０のときは、Ｔｉ＊＝０とする。
【００２０】尚Ｔｉの含有量は、少なくとも上記（１）
式の関係を満足する必要があるが、（Ｔｉ＋Ｎｂ）で
０．００３〜０．０２％とするのが好ましい。これは、
（Ｔｉ＋Ｎｂ）の含有量が０．００３％未満では、Ｔｉ
によるＮ，Ｓの固定効果、或はＮｂによる熱延段階での
Ｃの固定効果が不十分となり、深絞り性の劣化を引き起
こすからであり、０．０２％を超えると炭化物が多くな
り過ぎ、延性の劣化を引き起こすと共に、コストの上昇
を招くからである。また（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量のより好
ましい範囲は、０．００７〜０．０１５％程度である。
式の関係を満足する必要があるが、（Ｔｉ＋Ｎｂ）で
０．００３〜０．０２％とするのが好ましい。これは、
（Ｔｉ＋Ｎｂ）の含有量が０．００３％未満では、Ｔｉ
によるＮ，Ｓの固定効果、或はＮｂによる熱延段階での
Ｃの固定効果が不十分となり、深絞り性の劣化を引き起
こすからであり、０．０２％を超えると炭化物が多くな
り過ぎ、延性の劣化を引き起こすと共に、コストの上昇
を招くからである。また（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量のより好
ましい範囲は、０．００７〜０．０１５％程度である。
【００２１】本発明で対象とする鋼材の基本成分は上記
の通りであり、残部はＦｅおよび不可避的不純物からな
るものであるが、必要によって、Ｓｉ，Ｐ，Ｂ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ等を含有したものであっても良い。
これらの元素を含有させるときの化学成分限定理由は下
記の通りである。
の通りであり、残部はＦｅおよび不可避的不純物からな
るものであるが、必要によって、Ｓｉ，Ｐ，Ｂ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ等を含有したものであっても良い。
これらの元素を含有させるときの化学成分限定理由は下
記の通りである。
【００２２】Ｓｉおよび／またはＰ ＳｉやＰは、強度を更に高めるのに有用な元素である。
しかしながら、Ｓｉを過剰に添加すると、徒に加工性を
劣化させるので、１．０％以下にすべきである。またＰ
を過剰に添加すると、二次加工劣化を引き起こしたり、
冷延性を低下させるので、Ｐの添加量は０．２％以下に
する必要がある。好ましくはＳｉは０．５％以下、Ｐは
０．１％以下にするのが良い。
しかしながら、Ｓｉを過剰に添加すると、徒に加工性を
劣化させるので、１．０％以下にすべきである。またＰ
を過剰に添加すると、二次加工劣化を引き起こしたり、
冷延性を低下させるので、Ｐの添加量は０．２％以下に
する必要がある。好ましくはＳｉは０．５％以下、Ｐは
０．１％以下にするのが良い。
【００２３】Ｂ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，ＺｒおよびＷよりな
る群から選ばれる１種以上 これらの元素は、炭窒化物形成元素であり、ＴｉやＮｂ
でＣやＮを固定する際に、補助的役割を担わせる為に、
添加しても良い。この効果を発揮させるには、Ｂ：０．
０００３％以上，Ｃｒ：０．０１％以上，Ｖ：０．００
５％以上，Ｍｏ：０．０１％以上，Ｚｒ：０．００５％
以上，Ｗ：０．００５％以上を、単独または複合して添
加する必要があるが、過剰に添加しても効果が飽和しか
つコストアップを招くので、夫々の添加量はＢ：０．０
０３％以下，Ｃｒ：０．１％以下，Ｖ：０．０５％下，
Ｍｏ：０．１％以下，Ｚｒ：０．０５％以下，Ｗ：０．
０５％以上とすべきである。
る群から選ばれる１種以上 これらの元素は、炭窒化物形成元素であり、ＴｉやＮｂ
でＣやＮを固定する際に、補助的役割を担わせる為に、
添加しても良い。この効果を発揮させるには、Ｂ：０．
０００３％以上，Ｃｒ：０．０１％以上，Ｖ：０．００
５％以上，Ｍｏ：０．０１％以上，Ｚｒ：０．００５％
以上，Ｗ：０．００５％以上を、単独または複合して添
加する必要があるが、過剰に添加しても効果が飽和しか
つコストアップを招くので、夫々の添加量はＢ：０．０
０３％以下，Ｃｒ：０．１％以下，Ｖ：０．０５％下，
Ｍｏ：０．１％以下，Ｚｒ：０．０５％以下，Ｗ：０．
０５％以上とすべきである。
【００２４】上記の化学成分を有する鋼は、通常の方法
で溶製されるが、本発明では溶鋼の鋳造法を連続鋳造法
に限定し、且つ特定の条件で連続鋳造する必要がある。
即ち、連続鋳造時の条件として、鋳造速度をＶ（ｍ／ｍ
ｉｎ）、鋳型振幅をａ（ｍ）、鋳型振動数をｎ（ｍｉｎ
-1）としたときに、ａ≦０．００６（ｍ）で、且つ下記
（２）式で表される時間ｔ（ｍｉｎ）が下記（３）式の
関係を満足する条件とすることが必要である。 ｔ（ｍｉｎ）＝（１／２πｎ）・ｃｏｓ-1・（−Ｖ／２ａπｎ）…（２） ０．１≦（６０／ｎ）−１２０ｔ≦０．２２（ｓｅｃ） …（３）
で溶製されるが、本発明では溶鋼の鋳造法を連続鋳造法
に限定し、且つ特定の条件で連続鋳造する必要がある。
即ち、連続鋳造時の条件として、鋳造速度をＶ（ｍ／ｍ
ｉｎ）、鋳型振幅をａ（ｍ）、鋳型振動数をｎ（ｍｉｎ
-1）としたときに、ａ≦０．００６（ｍ）で、且つ下記
（２）式で表される時間ｔ（ｍｉｎ）が下記（３）式の
関係を満足する条件とすることが必要である。 ｔ（ｍｉｎ）＝（１／２πｎ）・ｃｏｓ-1・（−Ｖ／２ａπｎ）…（２） ０．１≦（６０／ｎ）−１２０ｔ≦０．２２（ｓｅｃ） …（３）
【００２５】自動車の外板等、表面の美しさが要求され
る鋼板の表面欠陥の原因は、スラブ表層部に存在する介
在物がその主原因であることは前述した通りである。こ
の様な鋼中の介在物は、連続鋳造時に大部分が浮上、分
離するが、完全には分離できず、一部の物はその際にツ
メと呼ばれるスラブの表層部に凝固初期の段階で形成さ
れる部分で補足されることが判った。このツメの部分で
補足された介在物が原因となり、熱延、冷延等の圧延過
程の後、スリバー等の表面欠陥を引き起こすのである。
従って、連続鋳造時にスラブに形成されるツメ部を低減
することにより、鋼中の介在物は補足されることなく浮
上、分離するため、凝固後のスラブ中に残存する量が減
少し、スラブ表面部に存在する介在物が減少することに
より、表面欠陥の少ない鋼板が鋳造できるのである。
る鋼板の表面欠陥の原因は、スラブ表層部に存在する介
在物がその主原因であることは前述した通りである。こ
の様な鋼中の介在物は、連続鋳造時に大部分が浮上、分
離するが、完全には分離できず、一部の物はその際にツ
メと呼ばれるスラブの表層部に凝固初期の段階で形成さ
れる部分で補足されることが判った。このツメの部分で
補足された介在物が原因となり、熱延、冷延等の圧延過
程の後、スリバー等の表面欠陥を引き起こすのである。
従って、連続鋳造時にスラブに形成されるツメ部を低減
することにより、鋼中の介在物は補足されることなく浮
上、分離するため、凝固後のスラブ中に残存する量が減
少し、スラブ表面部に存在する介在物が減少することに
より、表面欠陥の少ない鋼板が鋳造できるのである。
【００２６】本発明者らは、このツメの形成を防止でき
る手段について検討した。その結果、鋳型振幅ａを０．
００６（ｍ）以下とし、且つ鋳型と凝固スラブとの間の
潤滑を良好にすると共に、鋳造速度と鋳型振動数の関係
を適切に保持することによって、介在物の浮上、分離障
害となるツメの形成が大幅に抑制され、熱延、冷延等の
圧延過程後のスリバー等の表面欠陥が減少することを見
い出した。即ち、鋳型振幅ａ≦０．００６（ｍ）とし、
上記（２）式で表わされる時間ｔ（ｍｉｎ）が、上記
（３）式の関係を満足するとき、ツメ部が低減すること
を見い出したのである。これらの関係を満足しない条件
で連続鋳造すると、上記効果は得られない。
る手段について検討した。その結果、鋳型振幅ａを０．
００６（ｍ）以下とし、且つ鋳型と凝固スラブとの間の
潤滑を良好にすると共に、鋳造速度と鋳型振動数の関係
を適切に保持することによって、介在物の浮上、分離障
害となるツメの形成が大幅に抑制され、熱延、冷延等の
圧延過程後のスリバー等の表面欠陥が減少することを見
い出した。即ち、鋳型振幅ａ≦０．００６（ｍ）とし、
上記（２）式で表わされる時間ｔ（ｍｉｎ）が、上記
（３）式の関係を満足するとき、ツメ部が低減すること
を見い出したのである。これらの関係を満足しない条件
で連続鋳造すると、上記効果は得られない。
【００２７】連続鋳造で製造されたスラブは、続いて熱
間圧延され、酸洗後、冷間圧延、焼鈍されるが、これら
の条件に関しては特に制限されるものではないが、以下
の製造条件が好ましい。
間圧延され、酸洗後、冷間圧延、焼鈍されるが、これら
の条件に関しては特に制限されるものではないが、以下
の製造条件が好ましい。
【００２８】まず熱間圧延仕上温度は、Ａr3点〜（Ａr3
点＋１５０℃）の範囲であることが好ましい。Ａr3点を
下回ると焼鈍後の深絞り性にとって不利な集合組織が発
達するため好ましくなく、また（Ａr3点＋１５０℃）を
超えるとオーステナイト域での粒成長が著しく、γ→α
変態後の結晶粒が粗大化し、焼鈍後の深絞り性に悪影響
をもたらす。
点＋１５０℃）の範囲であることが好ましい。Ａr3点を
下回ると焼鈍後の深絞り性にとって不利な集合組織が発
達するため好ましくなく、また（Ａr3点＋１５０℃）を
超えるとオーステナイト域での粒成長が著しく、γ→α
変態後の結晶粒が粗大化し、焼鈍後の深絞り性に悪影響
をもたらす。
【００２９】巻取温度は、５００〜７５０℃とするのが
好ましい。巻取温度を５００℃未満であると、炭窒化物
を十分に析出することができないので、延性や深絞り性
が劣化すると共に、固溶Ｃが多くなり過ぎる為に時効の
観点から好ましくない。一方、巻取温度が７５０℃より
も高くなると、コイル長手方向の材質の変動が大きくな
り、また脱スケール性も悪化する。
好ましい。巻取温度を５００℃未満であると、炭窒化物
を十分に析出することができないので、延性や深絞り性
が劣化すると共に、固溶Ｃが多くなり過ぎる為に時効の
観点から好ましくない。一方、巻取温度が７５０℃より
も高くなると、コイル長手方向の材質の変動が大きくな
り、また脱スケール性も悪化する。
【００３０】巻取られた熱延鋼板は、通常の方法により
酸洗された後、冷間圧延される。このときの冷間圧延率
は６０〜９５％であることが好ましい。圧延率が６０％
未満になると、焼鈍後、深絞り性に好ましい集合組織が
十分に発達せず、また９５％を超えると面内異方性が大
きくなるので好ましくない。より好ましい範囲は７５〜
９０％である。
酸洗された後、冷間圧延される。このときの冷間圧延率
は６０〜９５％であることが好ましい。圧延率が６０％
未満になると、焼鈍後、深絞り性に好ましい集合組織が
十分に発達せず、また９５％を超えると面内異方性が大
きくなるので好ましくない。より好ましい範囲は７５〜
９０％である。
【００３１】冷間圧延されたコイルは再結晶焼鈍され
る。再結晶焼鈍については、箱焼鈍または連続焼鈍のい
ずれも可能であるが、延性や深絞り性を確保するため
に、焼鈍温度は再結晶温度以上〜Ａc1点以下であること
が好ましい。
る。再結晶焼鈍については、箱焼鈍または連続焼鈍のい
ずれも可能であるが、延性や深絞り性を確保するため
に、焼鈍温度は再結晶温度以上〜Ａc1点以下であること
が好ましい。
【００３２】尚本発明方法によれば、上記構成を採用す
ることによって、表面性状に優れた焼付硬化型冷延鋼板
が得られるのであるが、この鋼板には電気めっきや溶融
亜鉛めっき等の表面処理を施されても良く、表面性状に
優れていることによって、表面処理が効果的に達成され
ることになる。
ることによって、表面性状に優れた焼付硬化型冷延鋼板
が得られるのであるが、この鋼板には電気めっきや溶融
亜鉛めっき等の表面処理を施されても良く、表面性状に
優れていることによって、表面処理が効果的に達成され
ることになる。
【００３３】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前後記の趣旨に徴して設計変更することはいず
れも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前後記の趣旨に徴して設計変更することはいず
れも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３４】
実施例１ 表１に示す化学成分の供試鋼Ａ，Ｂを転炉にて溶製し、
夫々の供試鋼Ａ，Ｂについて表２に示す条件（No. １〜
１３）で、連続鋳造法によりスラブ（スラブＡ，Ｂ）と
し、このスラブに下記の処理条件で熱間圧延、冷間圧延
および再結晶焼鈍を行ない、得られた冷間鋼板の表面性
状を調査した。尚上記供試鋼Ａ，Ｂは、全て前記（１）
式を満足しているものである。また表２においてＴ（ｓ
ｅｃ）は、連続鋳造条件（鋳造速度Ｖ，鋳型振幅ａ，鋳
型振動数ｎ）によって決まる時間［即ち、Ｔ＝（６０／
ｎ）−１２０ｔ］を表わす。
夫々の供試鋼Ａ，Ｂについて表２に示す条件（No. １〜
１３）で、連続鋳造法によりスラブ（スラブＡ，Ｂ）と
し、このスラブに下記の処理条件で熱間圧延、冷間圧延
および再結晶焼鈍を行ない、得られた冷間鋼板の表面性
状を調査した。尚上記供試鋼Ａ，Ｂは、全て前記（１）
式を満足しているものである。また表２においてＴ（ｓ
ｅｃ）は、連続鋳造条件（鋳造速度Ｖ，鋳型振幅ａ，鋳
型振動数ｎ）によって決まる時間［即ち、Ｔ＝（６０／
ｎ）−１２０ｔ］を表わす。
【００３５】（スラブＡの処理条件）熱間圧延仕上温
度：９２０℃、巻取り温度：６８０℃の条件で、厚さ：
３．６ｍｍに熱間圧延し、酸洗後、厚さ：０．８ｍｍに
冷間圧延（冷延率：７８％）し、続いて８００℃で焼鈍
した。 （スラブＢの処理条件）熱間圧延仕上温度：９２０℃、
巻取り温度：５８０℃の条件で、厚さ：３．２ｍｍに熱
間圧延し、酸洗後、厚さ：０．７ｍｍに冷間圧延（冷延
率：７８％）し、続いて８５０℃で焼鈍した。
度：９２０℃、巻取り温度：６８０℃の条件で、厚さ：
３．６ｍｍに熱間圧延し、酸洗後、厚さ：０．８ｍｍに
冷間圧延（冷延率：７８％）し、続いて８００℃で焼鈍
した。 （スラブＢの処理条件）熱間圧延仕上温度：９２０℃、
巻取り温度：５８０℃の条件で、厚さ：３．２ｍｍに熱
間圧延し、酸洗後、厚さ：０．７ｍｍに冷間圧延（冷延
率：７８％）し、続いて８５０℃で焼鈍した。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】鋳型振幅ａと時間Ｔ（ｓｅｃ）が鋼板の表
面性状に与える影響を、図１（スラブＡ）および図２
（スラブＢ）に夫々示す。尚鋼板の表面性状の評価は、
同一のスラブから熱間圧延されたコイルを、冷間圧延お
よび焼鈍した後に５００×５００（ｍｍ）の試験片を切
断し、表面観察を行なって下記の基準によって評価した
ものである。 （評価基準） ◎：表面欠陥が見られない。 ○：表面疵の発生率が２％未満 △：表面疵の発生率が２〜５％ ×：表面疵の発生率が５％超
面性状に与える影響を、図１（スラブＡ）および図２
（スラブＢ）に夫々示す。尚鋼板の表面性状の評価は、
同一のスラブから熱間圧延されたコイルを、冷間圧延お
よび焼鈍した後に５００×５００（ｍｍ）の試験片を切
断し、表面観察を行なって下記の基準によって評価した
ものである。 （評価基準） ◎：表面欠陥が見られない。 ○：表面疵の発生率が２％未満 △：表面疵の発生率が２〜５％ ×：表面疵の発生率が５％超
【００３９】図１，２から明らかな様に、時間Ｔが本発
明で規定する範囲を満足する（即ち、前記（３）式を満
足する）条件で連続鋳造されたスラブから製造された鋼
板は、表面欠陥（特に、スリバー疵）が非常に少なく、
美しい表面を持っていることが分かる。これに対し、時
間Ｔが本発明で規定する範囲を外れる条件で連続鋳造さ
れたスラブから製造された鋼板は、スリバー疵の欠陥が
多く発生しており、表面性状の悪い鋼板となっている。
明で規定する範囲を満足する（即ち、前記（３）式を満
足する）条件で連続鋳造されたスラブから製造された鋼
板は、表面欠陥（特に、スリバー疵）が非常に少なく、
美しい表面を持っていることが分かる。これに対し、時
間Ｔが本発明で規定する範囲を外れる条件で連続鋳造さ
れたスラブから製造された鋼板は、スリバー疵の欠陥が
多く発生しており、表面性状の悪い鋼板となっている。
【００４０】実施例２ 表３に示す化学成分の供試鋼（No. １〜１９）を転炉に
て溶製し、連続鋳造を行なってスラブとした。このとき
の連続鋳造条件は、鋳造速度Ｖ：２．０ｍ／ｍｉｎ、鋳
型振動数ｎ：１９２／ｍｉｎ（このとき時間Ｔは０．１
２３秒）とした。これらの各スラブを用い、表４に示す
熱間圧延および冷間圧延の条件で処理し、得られた冷延
鋼板の機械的性質について調査した。その結果を表４に
併記する。尚表４において、ＦＤＴは熱間圧延仕上げ温
度、ＣＴは巻取り温度、ＣＲは冷延率、Ａｎｎは再結晶
焼鈍温度を夫々示す。
て溶製し、連続鋳造を行なってスラブとした。このとき
の連続鋳造条件は、鋳造速度Ｖ：２．０ｍ／ｍｉｎ、鋳
型振動数ｎ：１９２／ｍｉｎ（このとき時間Ｔは０．１
２３秒）とした。これらの各スラブを用い、表４に示す
熱間圧延および冷間圧延の条件で処理し、得られた冷延
鋼板の機械的性質について調査した。その結果を表４に
併記する。尚表４において、ＦＤＴは熱間圧延仕上げ温
度、ＣＴは巻取り温度、ＣＲは冷延率、Ａｎｎは再結晶
焼鈍温度を夫々示す。
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】表３，４から、次の様に考察できた。連続
鋳造の条件は、本発明で規定する範囲内であるので、い
ずれも鋼板も表面性状は問題がなかったが、試験No.
２，５，１４，１７，１８のものは、熱延条件が本発明
で規定する範囲外であり、また試験No. １０〜１２のも
のは、化学成分が本発明で規定する範囲外であるので、
いずれも機械的性質が悪くなっていた。
鋳造の条件は、本発明で規定する範囲内であるので、い
ずれも鋼板も表面性状は問題がなかったが、試験No.
２，５，１４，１７，１８のものは、熱延条件が本発明
で規定する範囲外であり、また試験No. １０〜１２のも
のは、化学成分が本発明で規定する範囲外であるので、
いずれも機械的性質が悪くなっていた。
【００４４】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明によれば、鋼板
表面の欠陥が顕著に減少できるので、自動車用外板に代
表される表面の美しさが厳しく要求される鋼板、特に耐
デント性が要求され、且つ直接目に触れる為に表面品質
の極めて厳しいフード、ルーフ、ドア等のパネル用途に
主として用いられる焼付硬化性冷延鋼板の製造に対して
優れた効果が得られる。
表面の欠陥が顕著に減少できるので、自動車用外板に代
表される表面の美しさが厳しく要求される鋼板、特に耐
デント性が要求され、且つ直接目に触れる為に表面品質
の極めて厳しいフード、ルーフ、ドア等のパネル用途に
主として用いられる焼付硬化性冷延鋼板の製造に対して
優れた効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】スラブＡについて、鋳型振幅ａと時間Ｔ（ｓｅ
ｃ）が鋼板の表面性状に与える影響を示したグラフであ
る。
ｃ）が鋼板の表面性状に与える影響を示したグラフであ
る。
【図２】スラブＢについて、鋳型振幅ａと時間Ｔ（ｓｅ
ｃ）が鋼板の表面性状に与える影響を示したグラフであ
る。
ｃ）が鋼板の表面性状に与える影響を示したグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 (72)発明者 加瀬 友博 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社 神戸製鋼所 加古川製鉄所内 (56)参考文献 特開 昭62−205231（Ｐ，Ａ) 特開 昭61−133324（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−133323（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−87819（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−7911（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−166358（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−47244（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/04 315 B22D 11/16 105 B22D 11/20
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．００８％（重量％
の意味、以下同じ），Ｍｎ：０．０５〜２．０％，Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％，Ｓ：０．０２％以下（０％を
含む），Ｎ：０．００５％以下（０％を含む）を夫々含
み、且つＴｉおよびＮｂの１種または２種を下記（１）
式の関係を満足する量で含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる冷延鋼板を製造するに際して、連続
鋳造時の条件を各々、鋳造速度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）、鋳
型振幅をａ（ｍ）、鋳型振動数をｎ（ｍｉｎ-1）とした
ときに、ａ≦０．００６（ｍ）で、且つ下記（２）式で
表わされる時間ｔ（ｍｉｎ）が下記（３）式の関係を満
足する条件で連続鋳造することを特徴とする表面性状の
優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。 ０．０００５％≦［Ｃ（％）−Ｔｉ＊（％）／４−Ｎｂ（％）／７．７５］ ≦０．００２５％ …（１） 但し、Ｔｉ＊（％）＝Ｔｉ（％）−１．５Ｓ（％）−
３．４３Ｎ（％）で、Ｔｉ＊（％）＜０のときは、Ｔｉ
＊＝０とする。 ｔ（ｍｉｎ）＝（１／２πｎ）・ｃｏｓ-1・（−Ｖ／２ａπｎ）…（２） ０．１≦（６０／ｎ）−１２０ｔ≦０．２２（ｓｅｃ） …（３） - 【請求項２】 前記連続鋳造された鋳片を熱間圧延する
に際して、仕上温度：Ａr3点〜（Ａr3点＋１５０℃）、
巻取温度：５００〜７５０℃の条件で熱間圧延を行な
い、酸洗後、圧延率６０〜９５％で冷間圧延を行ない、
引続き再結晶温度以上〜Ａc1点以下の温度で焼鈍を行な
う請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】 前記冷延鋼板の（Ｔｉ＋Ｎｂ）の含有量
が、０．００３〜０．０２％である請求項１または２に
記載の方法。 - 【請求項４】 前記冷延鋼板が更に、Ｓｉ：１．０％以
下および／またはＰ：０．２％以下を含有したものであ
る請求項１〜３のいずれかに記載の方法。 - 【請求項５】 前記冷延鋼板が更に、Ｂ：０．０００３
〜０．００３％，Ｃｒ：０．０１〜０．１％，Ｖ：０．
００５〜０．０５％，Ｍｏ：０．０１〜０．１％，Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０５％およびＷ：０．００５〜
０．０５％よりなる群から選ばれる１種以上を含有した
ものである請求項１〜４のいずれかに記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16954394A JP2830745B2 (ja) | 1994-07-21 | 1994-07-21 | 表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16954394A JP2830745B2 (ja) | 1994-07-21 | 1994-07-21 | 表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0833948A JPH0833948A (ja) | 1996-02-06 |
| JP2830745B2 true JP2830745B2 (ja) | 1998-12-02 |
Family
ID=15888436
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16954394A Expired - Fee Related JP2830745B2 (ja) | 1994-07-21 | 1994-07-21 | 表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2830745B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5044981B2 (ja) * | 2006-05-12 | 2012-10-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼の連続鋳造方法 |
| JP5009131B2 (ja) * | 2007-11-06 | 2012-08-22 | 新日本製鐵株式会社 | 焼付硬化性鋼板 |
| JP5031520B2 (ja) * | 2007-11-06 | 2012-09-19 | 新日本製鐵株式会社 | 焼付硬化性鋼板及びその製造方法 |
| JP6606905B2 (ja) * | 2015-07-30 | 2019-11-20 | 日本製鉄株式会社 | 自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-07-21 JP JP16954394A patent/JP2830745B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0833948A (ja) | 1996-02-06 |
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