JP3024509B2 - 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法Info
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- JP3024509B2 JP3024509B2 JP7095426A JP9542695A JP3024509B2 JP 3024509 B2 JP3024509 B2 JP 3024509B2 JP 7095426 A JP7095426 A JP 7095426A JP 9542695 A JP9542695 A JP 9542695A JP 3024509 B2 JP3024509 B2 JP 3024509B2
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ホィールディスク、自
動車足廻り部品をはじめとする、苛酷な孔拡げ成形また
は伸びフランジ成形と張出し成形とを受ける部材用に適
した、優れた加工性、特に孔拡げ性および耐微小張出し
割れ性を示す、高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
動車足廻り部品をはじめとする、苛酷な孔拡げ成形また
は伸びフランジ成形と張出し成形とを受ける部材用に適
した、優れた加工性、特に孔拡げ性および耐微小張出し
割れ性を示す、高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】省資源・省エネルギーの観点から、鉄鋼
材料、例えば、高張力熱延鋼板に対しても、一層の高強
度化と成形性の向上が望まれている。特に、車両重量の
軽減のために、ホィールディスク、自動車足廻り部品な
どに高張力鋼を使用する傾向が強まり、高張力熱延鋼板
の孔拡げ性の改善が望まれてきた。
材料、例えば、高張力熱延鋼板に対しても、一層の高強
度化と成形性の向上が望まれている。特に、車両重量の
軽減のために、ホィールディスク、自動車足廻り部品な
どに高張力鋼を使用する傾向が強まり、高張力熱延鋼板
の孔拡げ性の改善が望まれてきた。
【０００３】また、最近のホィールディスクや自動車足
廻り部品においては、孔拡げ性だけでなく、ディスクの
ナット座、足廻り部品の張出し部などに十分な伸びが要
求される。これらの箇所では、表層介在物起因による微
小張出し割れが発生し易いからである。ところで、従来
にあっても孔拡げ性改善には次のような技術がすでに提
案されている。
廻り部品においては、孔拡げ性だけでなく、ディスクの
ナット座、足廻り部品の張出し部などに十分な伸びが要
求される。これらの箇所では、表層介在物起因による微
小張出し割れが発生し易いからである。ところで、従来
にあっても孔拡げ性改善には次のような技術がすでに提
案されている。
【０００４】特開昭55−107732号公報：Ｃ量の低下によ
り孔拡げ性 (伸びフランジ性) を向上させたものである
が、440 N/mm2 クラス以上の高強度化は困難である。 特開昭54−88827 号公報： REM、CaまたはZrを添加して
硫化物を球状化させ、酸化物をすべてAl脱酸し、さらに
Ti添加と熱間圧延および巻取条件制御によって、パーラ
イト中のセメンタイトを球状化し、孔拡げ性 (伸びフラ
ンジ性) を向上させる。球状ではあるが硫化物とアルミ
ナが鋼中に残存するので、耐微小張出し割れ性は不十分
である。
り孔拡げ性 (伸びフランジ性) を向上させたものである
が、440 N/mm2 クラス以上の高強度化は困難である。 特開昭54−88827 号公報： REM、CaまたはZrを添加して
硫化物を球状化させ、酸化物をすべてAl脱酸し、さらに
Ti添加と熱間圧延および巻取条件制御によって、パーラ
イト中のセメンタイトを球状化し、孔拡げ性 (伸びフラ
ンジ性) を向上させる。球状ではあるが硫化物とアルミ
ナが鋼中に残存するので、耐微小張出し割れ性は不十分
である。
【０００５】特開昭61−84330 号公報：巻取条件制御に
より、フェライト＋ベイナイト組織にすることで孔拡げ
性 (バーリング性) を向上させる。特開昭54−88827 号
と同様、介在物制御が不十分であり、耐微小張出し割れ
性は満足できない。
より、フェライト＋ベイナイト組織にすることで孔拡げ
性 (バーリング性) を向上させる。特開昭54−88827 号
と同様、介在物制御が不十分であり、耐微小張出し割れ
性は満足できない。
【０００６】このように、従来技術では孔拡げ性の改善
に重点を置いていたため、組織の均質化を図るだけで、
介在物についてはあまり考慮されていなかった。即ち、
ASTM-A法におけるＡ系介在物 (硫化物系延伸型介在物)
の低減を図っただけで、Ｂ系介在物 (群落介在物) 、Ｃ
系介在物 (角状介在物) 、Ｄ系介在物 (球状介在物)の
低減対策はなされていない。そのため、異質な介在物が
起点となる成形割れまたは疲労亀裂発生の可能性はます
ます高くなっており、特に微小張出し割れ (ポッチ割
れ) がそれらの起因となることから、耐微小張出し割れ
性の改善が急務となっている。一方、介在物対策の技術
としても次のような技術がすでに提案されている。
に重点を置いていたため、組織の均質化を図るだけで、
介在物についてはあまり考慮されていなかった。即ち、
ASTM-A法におけるＡ系介在物 (硫化物系延伸型介在物)
の低減を図っただけで、Ｂ系介在物 (群落介在物) 、Ｃ
系介在物 (角状介在物) 、Ｄ系介在物 (球状介在物)の
低減対策はなされていない。そのため、異質な介在物が
起点となる成形割れまたは疲労亀裂発生の可能性はます
ます高くなっており、特に微小張出し割れ (ポッチ割
れ) がそれらの起因となることから、耐微小張出し割れ
性の改善が急務となっている。一方、介在物対策の技術
としても次のような技術がすでに提案されている。
【０００７】特開昭56−9317号公報： CaO吹込みによ
り、脱酸、脱硫を施した上、Caを吹込み、介在物の形態
制御を図る方法であるが、介在物量の削減には至らな
い。 特開昭56−98415 号公報： (製鋼) 出鋼時にCaO を投入
し、取鍋へAlを投入し、Arをバブリングすることで脱硫
性を確保し、さらに必要があれば、Ca合金を添加する
が、Ca合金の添加は高価とならざるを得ない。
り、脱酸、脱硫を施した上、Caを吹込み、介在物の形態
制御を図る方法であるが、介在物量の削減には至らな
い。 特開昭56−98415 号公報： (製鋼) 出鋼時にCaO を投入
し、取鍋へAlを投入し、Arをバブリングすることで脱硫
性を確保し、さらに必要があれば、Ca合金を添加する
が、Ca合金の添加は高価とならざるを得ない。
【０００８】特開昭64−75622 号公報： (製鋼) 取鍋中
にCa合金を添加することで、脱硫また介在物を球状化さ
せる方法が開示されているが、介在物の低減という観点
からは不十分である。 特開平４−301029号公報：出鋼直後でのCaO 吹込みによ
り、介在物の形態制御を図る。Ｂ系介在物は減少するも
のの、Ｄ系介在物は依然削減できない。
にCa合金を添加することで、脱硫また介在物を球状化さ
せる方法が開示されているが、介在物の低減という観点
からは不十分である。 特開平４−301029号公報：出鋼直後でのCaO 吹込みによ
り、介在物の形態制御を図る。Ｂ系介在物は減少するも
のの、Ｄ系介在物は依然削減できない。
【０００９】このように、従来の熱延鋼板用の介在物対
策は、形態制御がほとんどで、介在物量の削減という根
本的な解決を図っていない。そのため、耐微小張出し割
れ性を改善することはできない。従って、孔拡げ性と耐
微小張出し割れ性を同時に改善するには、介在物量その
ものを削減するように、製鋼段階からの総合的な見直し
を含む新たな熱延鋼板の製造方法を確立することが求め
られている。
策は、形態制御がほとんどで、介在物量の削減という根
本的な解決を図っていない。そのため、耐微小張出し割
れ性を改善することはできない。従って、孔拡げ性と耐
微小張出し割れ性を同時に改善するには、介在物量その
ものを削減するように、製鋼段階からの総合的な見直し
を含む新たな熱延鋼板の製造方法を確立することが求め
られている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】この観点に立って、本
発明者らは、特願平７−8172号に示すように転炉出鋼時
にCaO をベースとした低融点フラックスと、AlとCaCO3
をベースとする自己分解性フラックスを投入し、かつ取
鍋精錬時に不活性ガスを吹込むことによる脱硫および介
在物低減方法を見い出した。
発明者らは、特願平７−8172号に示すように転炉出鋼時
にCaO をベースとした低融点フラックスと、AlとCaCO3
をベースとする自己分解性フラックスを投入し、かつ取
鍋精錬時に不活性ガスを吹込むことによる脱硫および介
在物低減方法を見い出した。
【００１１】しかし、その後の研究により同方法におい
ては、スラグ粘性が高いため、鋳込み時に鋼中へのスラ
グ巻込みが発生しやすく、その結果、耐微小張出し割れ
性に関しては、ばらつきが生じやすいことが判明した。
ここに、本発明の目的は、上記先行発明における問題の
解決、特に効果のばらつきを解消する方法を提供するこ
とである。
ては、スラグ粘性が高いため、鋳込み時に鋼中へのスラ
グ巻込みが発生しやすく、その結果、耐微小張出し割れ
性に関しては、ばらつきが生じやすいことが判明した。
ここに、本発明の目的は、上記先行発明における問題の
解決、特に効果のばらつきを解消する方法を提供するこ
とである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】これらの事情を鑑み、本
発明者らは、更なる試験、検討を重ねた結果、本発明方
法に到達した。
発明者らは、更なる試験、検討を重ねた結果、本発明方
法に到達した。
【００１３】すなわち、本発明の要旨とするところは、
転炉出鋼時に、CaF2をベースとし、Al2O3 、CaO 、SiO2
のうちの少なくとも１種を含む低融点フラックスと、Al
とCaCO3 をベースとするスラグ改質材を溶湯中に投入
し、続いて真空脱ガス装置にて溶鋼を環流することによ
り、化学組成がＣ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以
下、Mn：0.3 〜2.0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、残部Fe
および不可避的不純物からなる溶鋼を溶製する工程と、
得られた溶鋼を連続鋳造によりスラブとする工程と、前
記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400〜
550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、を包含することを
特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れる熱
延鋼板の製造方法である。
転炉出鋼時に、CaF2をベースとし、Al2O3 、CaO 、SiO2
のうちの少なくとも１種を含む低融点フラックスと、Al
とCaCO3 をベースとするスラグ改質材を溶湯中に投入
し、続いて真空脱ガス装置にて溶鋼を環流することによ
り、化学組成がＣ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以
下、Mn：0.3 〜2.0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、残部Fe
および不可避的不純物からなる溶鋼を溶製する工程と、
得られた溶鋼を連続鋳造によりスラブとする工程と、前
記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400〜
550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、を包含することを
特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れる熱
延鋼板の製造方法である。
【００１４】本発明の好適態様によれば、前記溶製した
鋼は、Cr：1.0 wt％以下、Ti：0.1wt％以下、Nb：0.1 w
t％以下の１種または２種以上の元素をさらに含有して
いてもよい。
鋼は、Cr：1.0 wt％以下、Ti：0.1wt％以下、Nb：0.1 w
t％以下の１種または２種以上の元素をさらに含有して
いてもよい。
【００１５】さらに別の態様によれば、前記溶製した鋼
が、Ｐ：0.1 wt％以下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt
％以下の１種または２種以上の元素をさらに含有してい
てもよい。
が、Ｐ：0.1 wt％以下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt
％以下の１種または２種以上の元素をさらに含有してい
てもよい。
【００１６】
【作用】次に、本発明における各工程の作用を具体的に
説明する。本発明は、上述のように製鋼工程、連続鋳造
工程、そして熱間圧延工程から成る。
説明する。本発明は、上述のように製鋼工程、連続鋳造
工程、そして熱間圧延工程から成る。
【００１７】製鋼工程 転炉出鋼中に、低融点の改質フラックスとスラグ改質剤
とを溶湯に投入し、真空脱ガス装置を用いて溶鋼を環流
させる。
とを溶湯に投入し、真空脱ガス装置を用いて溶鋼を環流
させる。
【００１８】本発明において用いる低融点フラックス、
つまり改質フラックスは、取鍋内でのスラグを低融点、
かつ低粘度の方向へスラグ組成に変えるためと同時に脱
硫作用を発揮させるためであり、そのような目的を達成
できれば、制限はないが、本発明ではCaF2をベースにし
てAl2O3 、CaO 、SiO2のうち少なくとも１種を含むも
の、好ましくは、CaF2＋Al2O3 、CaF2＋CaO ＋Al2O3 か
ら成る群から選んだ少なくとも１種である。
つまり改質フラックスは、取鍋内でのスラグを低融点、
かつ低粘度の方向へスラグ組成に変えるためと同時に脱
硫作用を発揮させるためであり、そのような目的を達成
できれば、制限はないが、本発明ではCaF2をベースにし
てAl2O3 、CaO 、SiO2のうち少なくとも１種を含むも
の、好ましくは、CaF2＋Al2O3 、CaF2＋CaO ＋Al2O3 か
ら成る群から選んだ少なくとも１種である。
【００１９】また、スラグ改質剤は、スラグ中の低級酸
化物の低減のために添加するのであって、その限りでは
特定のものに制限されないが、例えば、AlとCaCO3 をベ
ースとするもので、好ましくは、Al＋CaCO3 、Al＋CaCO
3 ＋Al2O3 である。
化物の低減のために添加するのであって、その限りでは
特定のものに制限されないが、例えば、AlとCaCO3 をベ
ースとするもので、好ましくは、Al＋CaCO3 、Al＋CaCO
3 ＋Al2O3 である。
【００２０】本発明の好適態様にあっては、転炉吹錬時
に塩基度８以上の高塩基度媒溶剤を投入することで、取
鍋流出時のスラグ組成中のSiO2を低減させる。そして、
出鋼時にCaF2−CaO −Al2O3 系低融点フラックスとAlと
CaCO3 をベースとするスラグ改質材を投入する。このこ
とで、高塩基度スラグ組成であって、脱Ｓ能を発揮でき
るだけのスラグ流動性を確保させる。続いて真空脱ガス
装置では、溶鋼の環流によるスラグ＝溶鋼界面での脱硫
の促進作用と同時に、鋼中介在物の凝集、浮上による鋼
の清浄化作用を図る。
に塩基度８以上の高塩基度媒溶剤を投入することで、取
鍋流出時のスラグ組成中のSiO2を低減させる。そして、
出鋼時にCaF2−CaO −Al2O3 系低融点フラックスとAlと
CaCO3 をベースとするスラグ改質材を投入する。このこ
とで、高塩基度スラグ組成であって、脱Ｓ能を発揮でき
るだけのスラグ流動性を確保させる。続いて真空脱ガス
装置では、溶鋼の環流によるスラグ＝溶鋼界面での脱硫
の促進作用と同時に、鋼中介在物の凝集、浮上による鋼
の清浄化作用を図る。
【００２１】ここで、高塩基度媒溶剤は、例えば、CaO
＋SiO2＋CaF2の混合物あるいはCaO＋SiO2＋MgO を示
し、塩基度＝CaO/SiO2：８〜40が望ましい。また、真空
脱ガス装置での環流時間は、溶鋼180 ton/分の環流量で
２〜20分間が好ましい。耐微小張出し割れ性および経済
性からはその処理時間は５〜15分間が更に好ましい。
＋SiO2＋CaF2の混合物あるいはCaO＋SiO2＋MgO を示
し、塩基度＝CaO/SiO2：８〜40が望ましい。また、真空
脱ガス装置での環流時間は、溶鋼180 ton/分の環流量で
２〜20分間が好ましい。耐微小張出し割れ性および経済
性からはその処理時間は５〜15分間が更に好ましい。
【００２２】連続鋳造工程 真空脱ガス装置での脱硫によって目標とするＳレベルお
よびSiレベルになった時点で、除滓を行い、次いで例え
ば慣用の連続鋳造によってスラブを得る。
よびSiレベルになった時点で、除滓を行い、次いで例え
ば慣用の連続鋳造によってスラブを得る。
【００２３】熱間圧延工程 孔拡げ性向上には、組織の均一化が必要であるが、ベイ
ナイト単相では延性不足、フェライト単相では強度不足
となる。また、残存介在物起因の割れ発生を防ぐべく、
結晶粒は大きい方が有効となる。
ナイト単相では延性不足、フェライト単相では強度不足
となる。また、残存介在物起因の割れ発生を防ぐべく、
結晶粒は大きい方が有効となる。
【００２４】そのため、熱間圧延の仕上温度はポリゴナ
ルフェライト粒の粗大化を図るべく、高温仕上げとし、
加工連続冷却曲線図においてフェライトノーズを横切
り、ベイナイト域で完了するようにする。
ルフェライト粒の粗大化を図るべく、高温仕上げとし、
加工連続冷却曲線図においてフェライトノーズを横切
り、ベイナイト域で完了するようにする。
【００２５】仕上温度 フェライトのポリゴナル化、粗大化を図るため、800 ℃
以上が必要である。950 ℃より高いと通板性が低下し、
経済性の低下を招く。
以上が必要である。950 ℃より高いと通板性が低下し、
経済性の低下を招く。
【００２６】巻取温度 ベイナイト形成のため、加工連続冷却曲線図( 加工CCT
図) でのベイナイト域における巻取が必要のため、400
〜550 ℃となる。本発明において溶鋼の組成を限定する
理由は次の通りである。なお、本明細書において「％」
は特にことわりがないかぎり、「重量％」である。
図) でのベイナイト域における巻取が必要のため、400
〜550 ℃となる。本発明において溶鋼の組成を限定する
理由は次の通りである。なお、本明細書において「％」
は特にことわりがないかぎり、「重量％」である。
【００２７】Ｃ：Ｃは、フェライトの固溶強化、ベイナ
イトの生成のため、0.03％以上とする。0.20％より多い
と孔拡げ性が急激に劣化する。好ましくは、0.05〜0.15
％である。
イトの生成のため、0.03％以上とする。0.20％より多い
と孔拡げ性が急激に劣化する。好ましくは、0.05〜0.15
％である。
【００２８】Si：フェライトの固溶強化、パーライトの
生成抑制のために添加する。但し、2.0％より多いと、
溶接部の脆化を招く。好ましくは1.50％以下とする。
生成抑制のために添加する。但し、2.0％より多いと、
溶接部の脆化を招く。好ましくは1.50％以下とする。
【００２９】Mn：低Ｃ化の強度補償のため、更にベイナ
イト生成のため、0.3 ％以上を添加する。しかし2.0 ％
より多いと焼入性上昇で延性が劣化する。好ましくは、
0.70〜1.60％である。
イト生成のため、0.3 ％以上を添加する。しかし2.0 ％
より多いと焼入性上昇で延性が劣化する。好ましくは、
0.70〜1.60％である。
【００３０】Ｓ：介在物形成に大きく影響するので、0.
002 ％以下とする。好ましくは、0.0015％以下、さらに
好ましくは0.0005％以下である。
002 ％以下とする。好ましくは、0.0015％以下、さらに
好ましくは0.0005％以下である。
【００３１】本発明にあっては、さらに所望により、
(I) Cr：1.0 wt％以下、Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1 wt
％以下の１種または２種以上、および／または (II)
Ｐ：0.1wt％以下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以
下の１種または２種以上を含有してもよい。
(I) Cr：1.0 wt％以下、Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1 wt
％以下の１種または２種以上、および／または (II)
Ｐ：0.1wt％以下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以
下の１種または２種以上を含有してもよい。
【００３２】Cr、Ti、Nb：これらは、いずれも高強度化
に有効な元素であって、所望により少なくとも１種含有
される。Crは、540 N/mm2 以上、特に590 N/mm2 以上の
高強度化に有効な焼入れ硬化元素である。1.0 ％よりも
多いと延性劣化となる。
に有効な元素であって、所望により少なくとも１種含有
される。Crは、540 N/mm2 以上、特に590 N/mm2 以上の
高強度化に有効な焼入れ硬化元素である。1.0 ％よりも
多いと延性劣化となる。
【００３３】Tiは、540 N/mm2 以上の高強度化に有効な
析出強化元素である。しかし、0.1％よりも多いと、YR
が高くなり過ぎ、形状凍結性の低下を招く。Nbは、Tiと
同じく、540 N/mm2 以上の高強度化に有効な析出強化元
素であるが、0.1 ％よりも多いと、YRが高くなり過ぎ、
Tiと同じく形状凍結性が低下する。
析出強化元素である。しかし、0.1％よりも多いと、YR
が高くなり過ぎ、形状凍結性の低下を招く。Nbは、Tiと
同じく、540 N/mm2 以上の高強度化に有効な析出強化元
素であるが、0.1 ％よりも多いと、YRが高くなり過ぎ、
Tiと同じく形状凍結性が低下する。
【００３４】Ｐ、Cu、Ni：これらの元素も所望により耐
食性の改善を図る場合に少なくとも１種添加される。Ｐ
とCuの同時添加は固溶強化と、母材耐食性の改善に有効
である。Niは、Cuチェッキング防止のため、Cuと同量添
加するのが好ましい。しかし、Ｐ：0.1 ％より多いと粒
界脆化を招き、Cu：0.5 ％、Ni：0.5 ％より多いとリサ
イクル性、経済性が低下する。なお、Ｐに関し、このよ
うな作用効果は通常0.04％以上で発揮される。好ましく
はＰ、Cuを同時添加するか、あるいはＰ、Cu、Niを同時
添加する。
食性の改善を図る場合に少なくとも１種添加される。Ｐ
とCuの同時添加は固溶強化と、母材耐食性の改善に有効
である。Niは、Cuチェッキング防止のため、Cuと同量添
加するのが好ましい。しかし、Ｐ：0.1 ％より多いと粒
界脆化を招き、Cu：0.5 ％、Ni：0.5 ％より多いとリサ
イクル性、経済性が低下する。なお、Ｐに関し、このよ
うな作用効果は通常0.04％以上で発揮される。好ましく
はＰ、Cuを同時添加するか、あるいはＰ、Cu、Niを同時
添加する。
【００３５】このように、本発明は真空環流脱ガス処理
によって脱硫と介在物除去を同時に達成するものであ
り、従来の溶鋼の真空脱ガス装置 (例えば、RH真空環流
脱ガス装置) を用いた従来の脱硫方法と比較して次のよ
うな相違が見られる。
によって脱硫と介在物除去を同時に達成するものであ
り、従来の溶鋼の真空脱ガス装置 (例えば、RH真空環流
脱ガス装置) を用いた従来の脱硫方法と比較して次のよ
うな相違が見られる。
【００３６】つまり、特開平６−330140号公報に開示の
如く、従来のRH真空環流脱ガス装置では脱硫剤の添加に
より、溶鋼内部からの脱硫を図っている。一方、それに
対し、本発明では、(1) 出鋼時に、湯面の温度降下が小
さく、さらには、低融点かつ低粘度となるスラグ組成と
すべく、転炉出鋼時に低融点フラックスおよびスラグ改
質材を投入し取鍋内での脱硫を行い、(2) さらに、真空
脱ガス装置内での溶鋼還流により、スラグ＝溶鋼界面で
の脱硫反応を促進させるという、２段階の脱硫方法に特
徴がある。
如く、従来のRH真空環流脱ガス装置では脱硫剤の添加に
より、溶鋼内部からの脱硫を図っている。一方、それに
対し、本発明では、(1) 出鋼時に、湯面の温度降下が小
さく、さらには、低融点かつ低粘度となるスラグ組成と
すべく、転炉出鋼時に低融点フラックスおよびスラグ改
質材を投入し取鍋内での脱硫を行い、(2) さらに、真空
脱ガス装置内での溶鋼還流により、スラグ＝溶鋼界面で
の脱硫反応を促進させるという、２段階の脱硫方法に特
徴がある。
【００３７】すなわち、本発明によれば、脱硫性を向上
させるためのスラグ改質を実施することで、真空脱ガス
前に、既に脱硫反応が進行する結果、真空脱ガス処理で
は、溶鋼環流のみで用途上問題のない脱硫性を確保でき
る点に特徴がある。
させるためのスラグ改質を実施することで、真空脱ガス
前に、既に脱硫反応が進行する結果、真空脱ガス処理で
は、溶鋼環流のみで用途上問題のない脱硫性を確保でき
る点に特徴がある。
【００３８】また、特願平７−8172号において提案され
た先行発明にあっては、取鍋での２次精錬による脱硫を
主眼としているため、不活性ガスの大量吹込みによるス
ラグ＝溶鋼界面での脱硫反応を必要としていた。しか
し、それに対し、本発明では、(1) 出鋼時の投入フラッ
クスをCaO ベースから、CaF2ベースに変更することで、
脱硫性を向上させた結果、スラグ＝溶鋼界面での脱硫反
応は、真空脱ガスでの溶鋼環流で十分に確保された。
(2) 加えて、真空脱ガス処理を施すことで、鋼中介在物
は凝集・浮上する結果、先行発明に比べ清浄性が向上し
た。次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具
体的に説明する。
た先行発明にあっては、取鍋での２次精錬による脱硫を
主眼としているため、不活性ガスの大量吹込みによるス
ラグ＝溶鋼界面での脱硫反応を必要としていた。しか
し、それに対し、本発明では、(1) 出鋼時の投入フラッ
クスをCaO ベースから、CaF2ベースに変更することで、
脱硫性を向上させた結果、スラグ＝溶鋼界面での脱硫反
応は、真空脱ガスでの溶鋼環流で十分に確保された。
(2) 加えて、真空脱ガス処理を施すことで、鋼中介在物
は凝集・浮上する結果、先行発明に比べ清浄性が向上し
た。次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具
体的に説明する。
【００３９】
【実施例】本発明例では、250 ton 転炉の出鋼時に、表
１に示す改質フラックスとスラグ改質材とを溶鋼に投入
し、次いでRH真空脱ガス装置にて、溶鋼180 ton/分の環
流量で10分間環流し、次いで、連続鋳造にて表１に示す
組成のスラブを得た。
１に示す改質フラックスとスラグ改質材とを溶鋼に投入
し、次いでRH真空脱ガス装置にて、溶鋼180 ton/分の環
流量で10分間環流し、次いで、連続鋳造にて表１に示す
組成のスラブを得た。
【００４０】表１の比較例であるRun No.16(鋼種B1) で
は、250 ton 転炉の出鋼後に、取鍋溶鋼中に改質フラッ
クス (CaF2:0.5 ton、Al2O3:0.5 ton)を投入し、直ちに
スラグ改質材(Al:50％＋Al2O3:50％) を500 kg投入し
た。その後ＲＨ真空脱ガス装置を通らずに酸素ガスをイ
ンジェクションにより10分間 2.5 Nm3/minだけ吹き込
み、さらにインジェクションから脱硫剤 (CaO パウダ
ー) を750 kg吹き込んだ後、溶鋼を連続鋳造してスラブ
を得た。
は、250 ton 転炉の出鋼後に、取鍋溶鋼中に改質フラッ
クス (CaF2:0.5 ton、Al2O3:0.5 ton)を投入し、直ちに
スラグ改質材(Al:50％＋Al2O3:50％) を500 kg投入し
た。その後ＲＨ真空脱ガス装置を通らずに酸素ガスをイ
ンジェクションにより10分間 2.5 Nm3/minだけ吹き込
み、さらにインジェクションから脱硫剤 (CaO パウダ
ー) を750 kg吹き込んだ後、溶鋼を連続鋳造してスラブ
を得た。
【００４１】同じくRun No.17(鋼種B2) 、No.18(鋼種B
3) では、表１に示すような改質フラックスとスラグ改
質剤とを投入し、その後本発明と同様な製鋼プロセスで
スラブを得た。
3) では、表１に示すような改質フラックスとスラグ改
質剤とを投入し、その後本発明と同様な製鋼プロセスで
スラブを得た。
【００４２】このようにして各製鋼、連続鋳造工程にて
製造したスラブを加熱温度1270℃まで加熱し、表２に示
す各仕上温度、巻取温度の熱間圧延条件で、板厚2.6 mm
まで熱間圧延を行った。そして各コイルは酸洗後、切板
ラインで切板とした。
製造したスラブを加熱温度1270℃まで加熱し、表２に示
す各仕上温度、巻取温度の熱間圧延条件で、板厚2.6 mm
まで熱間圧延を行った。そして各コイルは酸洗後、切板
ラインで切板とした。
【００４３】引張試験はJIS ５号試験片を用いた。
【００４４】孔拡げ試験は供試鋼板に直径12mmの穴を打
抜いた後、60°円錐ポンチで孔を押し拡げ、クラックが
板厚を貫通した時点で止め、打抜孔 (直径12mm) との変
化率で孔拡げ性を表した。Ｂ系およびＤ系介在物量は、
ASTM-A法により測定し、ASTM法の規定によりHeavy,Thin
の各シリーズにおいて3.0 ランク以下の介在物個数の総
和で表した。
抜いた後、60°円錐ポンチで孔を押し拡げ、クラックが
板厚を貫通した時点で止め、打抜孔 (直径12mm) との変
化率で孔拡げ性を表した。Ｂ系およびＤ系介在物量は、
ASTM-A法により測定し、ASTM法の規定によりHeavy,Thin
の各シリーズにおいて3.0 ランク以下の介在物個数の総
和で表した。
【００４５】微小張出し割れ試験は、10Ｒ球頭ポンチに
よる張出し成形を行い、変形部の凹部の個数を測定し、
試験片100 個中の凹部個数の総和が２以下の場合を耐微
小張出し割れ性が良とし、３以上の場合を不良とした。
よる張出し成形を行い、変形部の凹部の個数を測定し、
試験片100 個中の凹部個数の総和が２以下の場合を耐微
小張出し割れ性が良とし、３以上の場合を不良とした。
【００４６】これらの試験結果は表２にまとめて示す。
本発明により、Run No.1〜13に示すように、引張強さ44
0 N/mm2 以上を有し、孔拡げ性、耐微小張出し割れ性に
優れた熱延鋼板が得られる。
本発明により、Run No.1〜13に示すように、引張強さ44
0 N/mm2 以上を有し、孔拡げ性、耐微小張出し割れ性に
優れた熱延鋼板が得られる。
【００４７】表２の比較例であるRun No.16(鋼種B1) で
は、孔拡げ性は本発明鋼と同等であるが、CaO のインジ
ェクション処理を行ったため、Ｂ系、Ｄ系介在物の増加
が見られ、耐微小張り出し割れ性が劣化した。
は、孔拡げ性は本発明鋼と同等であるが、CaO のインジ
ェクション処理を行ったため、Ｂ系、Ｄ系介在物の増加
が見られ、耐微小張り出し割れ性が劣化した。
【００４８】Run No.17(鋼種B2) では本発明鋼と異なる
スラグ改質剤を用いたため、十分な脱硫能が得られず、
孔拡げ性が損なわれた。Run No.18(鋼種B3) では本発明
鋼と異なる改質フラックスを用いたため脱硫能の低下と
ともに、介在物の巻き込みも増加した。その結果、孔拡
げ性は若干低下し、Ｂ系、Ｄ系介在物が増加し、耐微小
張り出し割れ性は劣化した。
スラグ改質剤を用いたため、十分な脱硫能が得られず、
孔拡げ性が損なわれた。Run No.18(鋼種B3) では本発明
鋼と異なる改質フラックスを用いたため脱硫能の低下と
ともに、介在物の巻き込みも増加した。その結果、孔拡
げ性は若干低下し、Ｂ系、Ｄ系介在物が増加し、耐微小
張り出し割れ性は劣化した。
【００４９】Run No.19 〜21は、熱延条件が外れたた
め、孔拡げ性、伸び、または耐微小張出し割れ性が低下
した。Run No.22 は、Ｃ量が過多のため孔拡げ性 (およ
び伸び) が低下した。
め、孔拡げ性、伸び、または耐微小張出し割れ性が低下
した。Run No.22 は、Ｃ量が過多のため孔拡げ性 (およ
び伸び) が低下した。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
転炉出鋼時でのスラグ改質および真空脱ガス装置での溶
鋼還流を行うことで、脱硫と同時に介在物の除去が効果
的に行われ、その手段の簡便さから本発明の実用上の意
義は大きい。
転炉出鋼時でのスラグ改質および真空脱ガス装置での溶
鋼還流を行うことで、脱硫と同時に介在物の除去が効果
的に行われ、その手段の簡便さから本発明の実用上の意
義は大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｃ 7/076 Ｃ２１Ｃ 7/076 Ａ (72)発明者 村岡 誠 茨城県鹿島郡鹿島町大字光３番地 住友 金属工業株式会社鹿島製鉄所内 (72)発明者 坂 健司 茨城県鹿島郡鹿島町大字光３番地 住友 金属工業株式会社鹿島製鉄所内 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21C 7/10 C21C 7/04 C21C 7/076
Claims (3)
- 【請求項１】 転炉出鋼時に、CaF2をベースとし、Al2O
3 、CaO 、SiO2のうちの少なくとも１種を含む低融点フ
ラックスと、AlとCaCO3 をベースとするスラグ改質材を
溶湯中に投入し、続いて真空脱ガス装置にて溶鋼を環流
することにより、化学組成が Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、 Mn：0.3 〜2.0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、 残部Feおよび不可避的不純物からなる溶鋼を溶製する工
程と、 得られた溶鋼を連続鋳造によりスラブとする工程と、 前記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400
〜550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、を包含すること
を特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れる
熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記溶製した鋼が、Cr：1.0 wt％以下、
Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1 wt％以下の１種または２種
以上の元素をさらに含有することを特徴とする、請求項
１記載の熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 前記溶製した鋼が、Ｐ：0.1 wt％以下、
Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以下の１種または２種
以上の元素をさらに含有することを特徴とする、請求項
１または２記載の熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7095426A JP3024509B2 (ja) | 1995-04-20 | 1995-04-20 | 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7095426A JP3024509B2 (ja) | 1995-04-20 | 1995-04-20 | 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08291318A JPH08291318A (ja) | 1996-11-05 |
| JP3024509B2 true JP3024509B2 (ja) | 2000-03-21 |
Family
ID=14137377
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7095426A Expired - Fee Related JP3024509B2 (ja) | 1995-04-20 | 1995-04-20 | 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3024509B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1064085C (zh) * | 1998-07-16 | 2001-04-04 | 江苏江南铁合金厂 | 钢水表面保温兼精炼剂及其制备方法 |
| JP5231042B2 (ja) * | 2008-02-20 | 2013-07-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| CN112077143B (zh) * | 2020-07-30 | 2022-04-19 | 河北新金轧材有限公司 | 一种热轧卷板的连续式板材生产线 |
| CN112962025A (zh) * | 2021-01-30 | 2021-06-15 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种低成本保探伤低合金结构钢中厚板的生产方法 |
-
1995
- 1995-04-20 JP JP7095426A patent/JP3024509B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08291318A (ja) | 1996-11-05 |
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