JP3177146B2 - 加工用鋼の製造方法 - Google Patents
加工用鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、加工用鋼およびそ
の製造方法に関し、特に、CuやNi等のトランプエレメン
トの混入が不可避な電気炉製鋼法を利用した場合におい
ても、優れた加工性を有する鋼材を安定して得ようとす
るものである。なお、本発明において加工用鋼とは、素
材である鋼片は勿論のこと、加工用熱延鋼板、加工用冷
延鋼板および加工用表面処理鋼板等の各種加工用鋼板を
含むものである。
の製造方法に関し、特に、CuやNi等のトランプエレメン
トの混入が不可避な電気炉製鋼法を利用した場合におい
ても、優れた加工性を有する鋼材を安定して得ようとす
るものである。なお、本発明において加工用鋼とは、素
材である鋼片は勿論のこと、加工用熱延鋼板、加工用冷
延鋼板および加工用表面処理鋼板等の各種加工用鋼板を
含むものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、世界的規模で電気炉が建設され、
棒鋼等の生産に貢献している。また、最近では、電気炉
材の一部は、熱延鋼板や冷延鋼板、表面処理鋼板等の薄
板の分野にも進出している。しかしながら、電気炉材で
は、トランプエレメントと呼称される不純物元素の混入
が避けられず、かかるトランプエレメントに起因して機
械的性質が制限されたり、内部品質および表面品質が劣
化することから、自動車用鋼板に代表されるいわゆる高
級薄鋼板に充当されることはなく、薄板分野とはいって
もその用途は一般的な汎用品に制限されているのが現状
である。従って、高級薄鋼板の分野は、依然として高炉
−転炉プロセスの独壇場となっている。
棒鋼等の生産に貢献している。また、最近では、電気炉
材の一部は、熱延鋼板や冷延鋼板、表面処理鋼板等の薄
板の分野にも進出している。しかしながら、電気炉材で
は、トランプエレメントと呼称される不純物元素の混入
が避けられず、かかるトランプエレメントに起因して機
械的性質が制限されたり、内部品質および表面品質が劣
化することから、自動車用鋼板に代表されるいわゆる高
級薄鋼板に充当されることはなく、薄板分野とはいって
もその用途は一般的な汎用品に制限されているのが現状
である。従って、高級薄鋼板の分野は、依然として高炉
−転炉プロセスの独壇場となっている。
【０００３】現在、我が国はもとより、全世界的な市場
ニーズから、高級鋼を含む多くの種類の鋼材を、より少
ない投資で製造し得る技術の開発が熱望されている。と
ころが、上述したように、高級鋼の製造プロセスは高炉
−転炉プロセスでなければならないとなると、その設備
建設には多大の投資が必要となる。この点、高級鋼の製
造が電気炉等のコンパクトな設備で製造可能となれば、
その効果は計り知れない。
ニーズから、高級鋼を含む多くの種類の鋼材を、より少
ない投資で製造し得る技術の開発が熱望されている。と
ころが、上述したように、高級鋼の製造プロセスは高炉
−転炉プロセスでなければならないとなると、その設備
建設には多大の投資が必要となる。この点、高級鋼の製
造が電気炉等のコンパクトな設備で製造可能となれば、
その効果は計り知れない。
【０００４】さて、従来から、上記したような高級薄鋼
板の製造技術については種々の提案がなされている（例
えば、特公昭44-18066号公報、特公昭53-12889号公報お
よび特公平３-56301号公報など）が、これらの技術はい
ずれも、Ｃ，Ｎを可能な限り低減しようとするものであ
り、また鉄スクラップの再利用時に混入が不可避なCuお
よびNi等のトランプエレメントについては何ら考慮が払
われていない。ここに、鉄スクラップの再利用のため
に、電気炉などを利用した場合、鋼中のＮは 0.004wt％
以上の高いレベルとなる。また、鉄スクラップに含有さ
れるCu,Ni等のトランプエレメントは精錬時に除去する
ことが困難なため、鋼中に残留する。このため、従来、
加工性に優れ表面美麗な熱延鋼板、冷延鋼板ならびに表
面処理鋼板を製造するためには、原料に溶銑を使用し、
転炉−真空脱ガス−熱延−冷延というプロセスをとるこ
とによってＣ，Ｎを極力低減し、さらにトランプエレメ
ントの混入を極力抑制する方法が採用されてきた。
板の製造技術については種々の提案がなされている（例
えば、特公昭44-18066号公報、特公昭53-12889号公報お
よび特公平３-56301号公報など）が、これらの技術はい
ずれも、Ｃ，Ｎを可能な限り低減しようとするものであ
り、また鉄スクラップの再利用時に混入が不可避なCuお
よびNi等のトランプエレメントについては何ら考慮が払
われていない。ここに、鉄スクラップの再利用のため
に、電気炉などを利用した場合、鋼中のＮは 0.004wt％
以上の高いレベルとなる。また、鉄スクラップに含有さ
れるCu,Ni等のトランプエレメントは精錬時に除去する
ことが困難なため、鋼中に残留する。このため、従来、
加工性に優れ表面美麗な熱延鋼板、冷延鋼板ならびに表
面処理鋼板を製造するためには、原料に溶銑を使用し、
転炉−真空脱ガス−熱延−冷延というプロセスをとるこ
とによってＣ，Ｎを極力低減し、さらにトランプエレメ
ントの混入を極力抑制する方法が採用されてきた。
【０００５】しかしながら、一方で、トランプエレメン
トを含む電気炉鋼から加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼
板および表面処理鋼板を製造しようとする技術もいくつ
か提案されている。例えば、特開平６−235047号公報に
は、高Ｎ含有鋼であっても非時効性かつ冷間プレス加工
性に優れた冷延鋼板を製造する技術が提案されている。
しかしながら、上記の冷延鋼板は 0.005wt％以上と多量
のＣを含有していることもあって、トランプエレメント
を比較的多量に含有する場合（例えば本発明鋼＃Ｄ−
２, ＃Ｄ−５）には、1.60〜1.78程度のｒ値しか得られ
ず、十分な深絞り性を有しているとは言えない。また、
特開平４−371528号公報には、深絞り用冷延鋼板を製造
する技術が提案されているが、実質的な鋼のＮ含有量は
0.0025wt％以下であって電気炉鋼中に存在するＮ含有量
よりも低いレベルの鋼しか取り扱っておらず、また得ら
れる冷延鋼板のｒ値も1.85以下であって、十分な深絞り
性を有しているとは言い難い。さらに、特開平７−1187
95号公報には、加工性に優れた冷延鋼板の製造技術が提
案されているが、実質的なＣ含有量が0.03wt％以上と多
いため、得られるｒ値も1.83以下であり、やはり十分な
深絞り性を有しているとは言い難い。その他、特開平７
−157840号公報には、溶接性に優れた熱延鋼板の製造方
法が提案されているが、Ｃ含有量が0.01wt％以上である
ため、やはり十分な加工性は望み難い。上述したとお
り、これまでにも、トランプレメントを含む電気炉鋼か
ら、加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板および表面処理
鋼板を製造する技術はいくつか提案されているが、いず
れも十分な加工性を有しているとは言い難く、その改善
が強く望まれていた。
トを含む電気炉鋼から加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼
板および表面処理鋼板を製造しようとする技術もいくつ
か提案されている。例えば、特開平６−235047号公報に
は、高Ｎ含有鋼であっても非時効性かつ冷間プレス加工
性に優れた冷延鋼板を製造する技術が提案されている。
しかしながら、上記の冷延鋼板は 0.005wt％以上と多量
のＣを含有していることもあって、トランプエレメント
を比較的多量に含有する場合（例えば本発明鋼＃Ｄ−
２, ＃Ｄ−５）には、1.60〜1.78程度のｒ値しか得られ
ず、十分な深絞り性を有しているとは言えない。また、
特開平４−371528号公報には、深絞り用冷延鋼板を製造
する技術が提案されているが、実質的な鋼のＮ含有量は
0.0025wt％以下であって電気炉鋼中に存在するＮ含有量
よりも低いレベルの鋼しか取り扱っておらず、また得ら
れる冷延鋼板のｒ値も1.85以下であって、十分な深絞り
性を有しているとは言い難い。さらに、特開平７−1187
95号公報には、加工性に優れた冷延鋼板の製造技術が提
案されているが、実質的なＣ含有量が0.03wt％以上と多
いため、得られるｒ値も1.83以下であり、やはり十分な
深絞り性を有しているとは言い難い。その他、特開平７
−157840号公報には、溶接性に優れた熱延鋼板の製造方
法が提案されているが、Ｃ含有量が0.01wt％以上である
ため、やはり十分な加工性は望み難い。上述したとお
り、これまでにも、トランプレメントを含む電気炉鋼か
ら、加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板および表面処理
鋼板を製造する技術はいくつか提案されているが、いず
れも十分な加工性を有しているとは言い難く、その改善
が強く望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の要望
に有利に応えるもので、トランプエレメントの混入が不
可避な電気炉製鋼法を利用した場合であっても、ｒ値が
1.85を超える優れた加工性を有する加工用鋼の有利な製
造方法を提案することを目的とする。
に有利に応えるもので、トランプエレメントの混入が不
可避な電気炉製鋼法を利用した場合であっても、ｒ値が
1.85を超える優れた加工性を有する加工用鋼の有利な製
造方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた結果、鋼中にCu
やNi等のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値
に及ぼすＣやＮの影響が、かようなトランプエレメント
を含有しない従来の清浄鋼の場合とはかなり異なること
の知見を得た。すなわち、ＣおよびＮは、TiＣ，TiＮ等
の炭窒化物の形でｒ値に影響を及ぼしていると考えられ
るが、かかる炭窒化物の｛１１１｝再結晶集合組織の形
成に及ぼす挙動は従来とは異なり、TiＣは従来同様少な
い方がいいものの、TiＮについては従来とは逆にむしろ
ある程度の量を残留させた方が良好な結果が得られるこ
とが新たに究明されたのである。この発明は、上記の知
見に立脚するのものである。
の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた結果、鋼中にCu
やNi等のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値
に及ぼすＣやＮの影響が、かようなトランプエレメント
を含有しない従来の清浄鋼の場合とはかなり異なること
の知見を得た。すなわち、ＣおよびＮは、TiＣ，TiＮ等
の炭窒化物の形でｒ値に影響を及ぼしていると考えられ
るが、かかる炭窒化物の｛１１１｝再結晶集合組織の形
成に及ぼす挙動は従来とは異なり、TiＣは従来同様少な
い方がいいものの、TiＮについては従来とは逆にむしろ
ある程度の量を残留させた方が良好な結果が得られるこ
とが新たに究明されたのである。この発明は、上記の知
見に立脚するのものである。
【０００８】
【０００９】
【００１０】
【００１１】
【００１２】
【００１３】
【００１４】
【００１５】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含む鉄スクラ
ップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプロセスによ
り加工用鋼を製造するに際し、電気炉において、鋼組成
をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以下、Ni：2.0 wt
％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0150wt％
に調整すると共に、1580℃以上の温度で出鋼し、引き続
く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を行いつつ、合金
成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt％以下、Si：1.
5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Ｐ：0.10wt％以下、A
l：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｏ：0.01wt％
以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiおよび／またはNb：
0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.5 wt％以下、Ni：
2.0 wt％以下を含有する組成に調整することを特徴とす
る、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造
方法。
である。 １．鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含む鉄スクラ
ップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプロセスによ
り加工用鋼を製造するに際し、電気炉において、鋼組成
をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以下、Ni：2.0 wt
％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0150wt％
に調整すると共に、1580℃以上の温度で出鋼し、引き続
く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を行いつつ、合金
成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt％以下、Si：1.
5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Ｐ：0.10wt％以下、A
l：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｏ：0.01wt％
以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiおよび／またはNb：
0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.5 wt％以下、Ni：
2.0 wt％以下を含有する組成に調整することを特徴とす
る、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造
方法。
【００１６】２．鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより加工用鋼を製造するに際し、電気炉にお
いて、鋼組成をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以
下、Ni：2.0 wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.00
40〜0.0150wt％に調整すると共に、1580℃以上の温度で
出鋼し、引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を
行いつつ、合金成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt
％以下、Si：0.5 wt％以下、Mn：0.5 wt％以下、Ｐ：0.
06wt％以下、Al：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、
Ｏ：0.01wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiおよび
／またはNb：0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.5 wt
％以下、Ni：2.0 wt％以下を含有する組成に調整した
後、連続鋳造し、ついで得られた鋳片を、 900〜1300℃
に加熱し、トータル圧下率：70％以上、圧延終了温度：
600 ℃以上の条件で熱間圧延を施した後、 800℃以下の
温度で巻取ることを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスによる加工用鋼板の製造方法。
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより加工用鋼を製造するに際し、電気炉にお
いて、鋼組成をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以
下、Ni：2.0 wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.00
40〜0.0150wt％に調整すると共に、1580℃以上の温度で
出鋼し、引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を
行いつつ、合金成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt
％以下、Si：0.5 wt％以下、Mn：0.5 wt％以下、Ｐ：0.
06wt％以下、Al：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、
Ｏ：0.01wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiおよび
／またはNb：0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.5 wt
％以下、Ni：2.0 wt％以下を含有する組成に調整した
後、連続鋳造し、ついで得られた鋳片を、 900〜1300℃
に加熱し、トータル圧下率：70％以上、圧延終了温度：
600 ℃以上の条件で熱間圧延を施した後、 800℃以下の
温度で巻取ることを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスによる加工用鋼板の製造方法。
【００１７】３. 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより加工用鋼を製造するに際し、電気炉にお
いて、鋼組成をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以
下、Ni：2.0 wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.00
40〜0.0150wt％に調整すると共に、1580℃以上の温度で
出鋼し、引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を
行いつつ、合金成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt
％以下、Si：0.2 wt％以下、Mn：0.2 wt％以下、Ｐ：0.
10wt％以下、Al：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、
Ｏ：0.01wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiおよび
／またはNb：0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.5 wt
％以下、Ni：2.0 wt％以下を含有する組成に調整した
後、連続鋳造し、ついで得られた鋳片を、 900〜1300℃
に加熱し、トータル圧下率：70％以上、圧延終了温度：
600 ℃以上の条件で熱間圧延を施した後、 800℃以下の
温度で巻取り、ついで圧下率：50％以上で冷間圧延した
のち、 600℃以上の温度で５秒間以上の焼鈍を施すこと
を特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる高加
工性軟鋼板の製造方法。
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより加工用鋼を製造するに際し、電気炉にお
いて、鋼組成をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以
下、Ni：2.0 wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.00
40〜0.0150wt％に調整すると共に、1580℃以上の温度で
出鋼し、引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を
行いつつ、合金成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt
％以下、Si：0.2 wt％以下、Mn：0.2 wt％以下、Ｐ：0.
10wt％以下、Al：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、
Ｏ：0.01wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiおよび
／またはNb：0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.5 wt
％以下、Ni：2.0 wt％以下を含有する組成に調整した
後、連続鋳造し、ついで得られた鋳片を、 900〜1300℃
に加熱し、トータル圧下率：70％以上、圧延終了温度：
600 ℃以上の条件で熱間圧延を施した後、 800℃以下の
温度で巻取り、ついで圧下率：50％以上で冷間圧延した
のち、 600℃以上の温度で５秒間以上の焼鈍を施すこと
を特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる高加
工性軟鋼板の製造方法。
【００１８】４. 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより加工用鋼を製造するに際し、電気炉にお
いて、鋼組成をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以
下、Ni：2.0 wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.00
40〜0.0150wt％に調整すると共に、1580℃以上の温度で
出鋼し、引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を
行いつつ、合金成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt
％以下、Si：1.0 wt％以下、Mn：0.10〜0.60wt％、Ｐ：
0.02〜0.10wt％、Al：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以
下、Ｏ：0.01wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiお
よび／またはNb：0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.
5 wt％以下、Ni：2.0 wt％以下を含有する組成に調整し
た後、連続鋳造し、ついで得られた鋳片を、 900〜1300
℃に加熱し、トータル圧下率：70％以上、圧延終了温
度：600 ℃以上の条件で熱間圧延を施した後、 800℃以
下の温度で巻取り、ついで圧下率：50％以上で冷間圧延
したのち、 600℃以上の温度で５秒間以上の焼鈍を施す
ことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる
加工用高強度鋼板の製造方法。
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより加工用鋼を製造するに際し、電気炉にお
いて、鋼組成をＣ：0.03〜0.10wt％、Cu：1.5 wt％以
下、Ni：2.0 wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｎ：0.00
40〜0.0150wt％に調整すると共に、1580℃以上の温度で
出鋼し、引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を
行いつつ、合金成分を添加して、鋼組成をＣ：0.0050wt
％以下、Si：1.0 wt％以下、Mn：0.10〜0.60wt％、Ｐ：
0.02〜0.10wt％、Al：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以
下、Ｏ：0.01wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Tiお
よび／またはNb：0.001 〜0.10wt％を含み、かつCu：1.
5 wt％以下、Ni：2.0 wt％以下を含有する組成に調整し
た後、連続鋳造し、ついで得られた鋳片を、 900〜1300
℃に加熱し、トータル圧下率：70％以上、圧延終了温
度：600 ℃以上の条件で熱間圧延を施した後、 800℃以
下の温度で巻取り、ついで圧下率：50％以上で冷間圧延
したのち、 600℃以上の温度で５秒間以上の焼鈍を施す
ことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる
加工用高強度鋼板の製造方法。
【００１９】５. 上記１，２, ３または４において、真
空脱ガス処理後におけるＣ量を0.0028wt％以下に抑制し
たことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによ
る加工用鋼の製造方法。
空脱ガス処理後におけるＣ量を0.0028wt％以下に抑制し
たことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによ
る加工用鋼の製造方法。
【００２０】６. 上記１，２, ３, ４または５におい
て、真空脱ガス処理後の鋼組成が、さらにＢ：0.0100wt
％以下を含有することを特徴とする、電気炉−真空脱ガ
スプロセスによる加工用鋼の製造方法。
て、真空脱ガス処理後の鋼組成が、さらにＢ：0.0100wt
％以下を含有することを特徴とする、電気炉−真空脱ガ
スプロセスによる加工用鋼の製造方法。
【００２１】７. 上記２, ３, ５または６において、真
空脱ガス処理後におけるMn量を0.05wt％以下に調整した
ことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる
加工用鋼の製造方法。
空脱ガス処理後におけるMn量を0.05wt％以下に調整した
ことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる
加工用鋼の製造方法。
【００２２】８. 上記１〜７のいずれかにおいて、銑鉄
を使用する場合における銑鉄比率が80wt％以下である、
電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造方
法。
を使用する場合における銑鉄比率が80wt％以下である、
電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造方
法。
【００２３】９. 上記８において、銑鉄成分中、特にＣ
およびＰの含有量をそれぞれ、Ｃ：1.2 〜5.0 wt％、
Ｐ：0.10wt％以下の範囲に調整しておくことを特徴とす
る、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造
方法。
およびＰの含有量をそれぞれ、Ｃ：1.2 〜5.0 wt％、
Ｐ：0.10wt％以下の範囲に調整しておくことを特徴とす
る、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造
方法。
【００２４】10. 上記１〜９のいずれかにおいて、真空
脱ガスプロセスが、ＲＨ法、ＤＨ法、またはこれらＲＨ
法、ＤＨ法に酸素吹きを併用する方法を利用するもので
ある、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製
造方法。
脱ガスプロセスが、ＲＨ法、ＤＨ法、またはこれらＲＨ
法、ＤＨ法に酸素吹きを併用する方法を利用するもので
ある、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製
造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】以下、この発明の基礎となった実
験結果について説明する。 Ｃ：0.0010〜0.0130wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.03wt
％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.010 wt％、Al：0.03wt％、
Ｎ：0.0020〜0.0130wt％、Ti：0.03〜0.10wt％、Cu：0.
8 wt％、Ni：1.0 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるシートバーを、1050℃に加熱−均熱後、 890℃
の仕上げ温度で熱間圧延したのち、 600℃でコイルに巻
取り、１時間のセルフテンパリング処理を施した。つい
で、圧下率：80％で冷間圧延を行ったのち、 830℃, 20
秒の再結晶焼鈍を施した。かくして得られた冷延板のｒ
値に及ぼすＣおよびＮ含有量の影響について調べた結果
を、図１に示す。なおｒ値は、JIS ５号引張試験片にて
測定し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ
方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）の平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
験結果について説明する。 Ｃ：0.0010〜0.0130wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.03wt
％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.010 wt％、Al：0.03wt％、
Ｎ：0.0020〜0.0130wt％、Ti：0.03〜0.10wt％、Cu：0.
8 wt％、Ni：1.0 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるシートバーを、1050℃に加熱−均熱後、 890℃
の仕上げ温度で熱間圧延したのち、 600℃でコイルに巻
取り、１時間のセルフテンパリング処理を施した。つい
で、圧下率：80％で冷間圧延を行ったのち、 830℃, 20
秒の再結晶焼鈍を施した。かくして得られた冷延板のｒ
値に及ぼすＣおよびＮ含有量の影響について調べた結果
を、図１に示す。なおｒ値は、JIS ５号引張試験片にて
測定し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ
方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）の平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
【００２６】同図に示したとおり、冷延板のｒ値はＣお
よびＮ量に強く依存し、Ｃ≦0.0050wt％でかつＮ：0.00
40〜0.0090wt％とすることにより、1.85を超える高いｒ
値が得られた。ここに、ｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量
の影響は、TiＣ, TiＮ等の炭窒化物の形成に起因してい
ると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプエレメ
ントを含有する鋼においては、トランプエレメントを含
まない清浄鋼に比べて、冷延板の｛１１１｝再結晶集合
組織形成に及ぼす上記炭窒化物の挙動が異なり、TiＣは
少ない方が良いものの、TiＮはむしろ適量、鋼中に存在
する方が｛１１１｝再結晶集合組織形成には有利である
ことが判明したのである。そしてこの効果は、Ｃ含有量
が0.0050wt％以下でかつ、Ｎ含有量が0.0040〜0.0090wt
％の範囲にあるときに、とりわけ有利に発揮されるので
ある。
よびＮ量に強く依存し、Ｃ≦0.0050wt％でかつＮ：0.00
40〜0.0090wt％とすることにより、1.85を超える高いｒ
値が得られた。ここに、ｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量
の影響は、TiＣ, TiＮ等の炭窒化物の形成に起因してい
ると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプエレメ
ントを含有する鋼においては、トランプエレメントを含
まない清浄鋼に比べて、冷延板の｛１１１｝再結晶集合
組織形成に及ぼす上記炭窒化物の挙動が異なり、TiＣは
少ない方が良いものの、TiＮはむしろ適量、鋼中に存在
する方が｛１１１｝再結晶集合組織形成には有利である
ことが判明したのである。そしてこの効果は、Ｃ含有量
が0.0050wt％以下でかつ、Ｎ含有量が0.0040〜0.0090wt
％の範囲にあるときに、とりわけ有利に発揮されるので
ある。
【００２７】次に、本発明において、鋼の成分組成を上
記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0050wt％以下 Ｃは、本発明において重要な成分であり、前掲図１に示
したとおり、1.85を超えるｒ値を確保するには、その含
有量は0.0050wt％以下とする必要がある。なお、特に好
ましい範囲は0.0028wt％以下であり、この範囲でｒ＞2.
1 という一層優れた深絞り性を得ることができる。
記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0050wt％以下 Ｃは、本発明において重要な成分であり、前掲図１に示
したとおり、1.85を超えるｒ値を確保するには、その含
有量は0.0050wt％以下とする必要がある。なお、特に好
ましい範囲は0.0028wt％以下であり、この範囲でｒ＞2.
1 という一層優れた深絞り性を得ることができる。
【００２８】Si：1.5 wt％以下 Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。しかしながら、含有量が 1.5wt％を超
えると加工性が劣化するので 1.5wt％以下に限定した。
なお、熱延板等の加工用鋼板における好適含有量は 0.5
wt％以下であり、また高加工性軟鋼板におけるそれは
0.2wt％以下、加工用高強度鋼板におけるそれは 1.0wt
％以下である。
要量添加される。しかしながら、含有量が 1.5wt％を超
えると加工性が劣化するので 1.5wt％以下に限定した。
なお、熱延板等の加工用鋼板における好適含有量は 0.5
wt％以下であり、また高加工性軟鋼板におけるそれは
0.2wt％以下、加工用高強度鋼板におけるそれは 1.0wt
％以下である。
【００２９】Mn：1.5 wt％以下 Mnは、Si同様、鋼を強化する作用があり、所望の強度に
応じて必要量添加されるが、含有量が 1.5wt％を超える
と加工性が劣化するので 1.5wt％以下に限定した。な
お、熱延板等の加工用鋼板における好適含有量は 0.5wt
％以下であり、また高加工性軟鋼板におけるそれは 0.2
wt％以下、加工用高強度鋼板におけるそれは0.10〜0.60
wt％である。また、従来、Ｓによる熱間脆性を防止する
ためにMnの添加が必要とされたが、本発明では鋼中Ｓは
TiＳとして析出固定されるので、Mnは高強度化の目的の
ためのみに添加される。従って、高強度よりもむしろさ
らなる加工性が要求される場合には、Mn含有量を0.05wt
％以下程度に低減することは有利である。
応じて必要量添加されるが、含有量が 1.5wt％を超える
と加工性が劣化するので 1.5wt％以下に限定した。な
お、熱延板等の加工用鋼板における好適含有量は 0.5wt
％以下であり、また高加工性軟鋼板におけるそれは 0.2
wt％以下、加工用高強度鋼板におけるそれは0.10〜0.60
wt％である。また、従来、Ｓによる熱間脆性を防止する
ためにMnの添加が必要とされたが、本発明では鋼中Ｓは
TiＳとして析出固定されるので、Mnは高強度化の目的の
ためのみに添加される。従って、高強度よりもむしろさ
らなる加工性が要求される場合には、Mn含有量を0.05wt
％以下程度に低減することは有利である。
【００３０】Ｐ：0.10wt％以下 Ｐも、鋼を強化する作用があるため、所望の強度に応じ
て必要量添加されるが、含有量が0.10wt％を超えと加工
性および脆性が劣化するので0.10wt％以下に限定した。
なお、熱延板等の加工用鋼板における好適含有量は0.06
wt％以下であり、また高加工性軟鋼板におけるそれは0.
10wt％以下、加工用高強度鋼板におけるそれは0.02〜0.
10wt％である。
て必要量添加されるが、含有量が0.10wt％を超えと加工
性および脆性が劣化するので0.10wt％以下に限定した。
なお、熱延板等の加工用鋼板における好適含有量は0.06
wt％以下であり、また高加工性軟鋼板におけるそれは0.
10wt％以下、加工用高強度鋼板におけるそれは0.02〜0.
10wt％である。
【００３１】Ｓ：0.020 wt％以下 Ｓは、鋼中含有量が増加すると赤熱脆性を生じ、割れを
発生させる。このため従来は、前述したとおりMnＳを形
成させることにより、かような熱間脆性を防止してきた
が、本発明では鋼中Ｓの大部分はTiＳとして析出固定す
る。しかしながら、あまりに多量のＳの含有はやはり好
ましくないので、 0.020wt％以下に限定した。
発生させる。このため従来は、前述したとおりMnＳを形
成させることにより、かような熱間脆性を防止してきた
が、本発明では鋼中Ｓの大部分はTiＳとして析出固定す
る。しかしながら、あまりに多量のＳの含有はやはり好
ましくないので、 0.020wt％以下に限定した。
【００３２】Al：0.10wt％以下 Alは、脱酸のみならず、炭窒化物形成元素の歩留り向上
のためにも有効に寄与するが、0.10wt％を超えて添加し
てもその効果は飽和に達し、むしろ加工性の劣化を招く
ので、0.10wt％以下に限定した。
のためにも有効に寄与するが、0.10wt％を超えて添加し
てもその効果は飽和に達し、むしろ加工性の劣化を招く
ので、0.10wt％以下に限定した。
【００３３】Ｏ：0.01wt％以下 Ｏは、少なければ少ないほど加工性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほどの悪影響
はないので、0.01wt％以下に限定した。
しいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほどの悪影響
はないので、0.01wt％以下に限定した。
【００３４】Ｎ：0.0040〜0.0090wt％ Ｎは、本発明においてとくに重要な成分であり、その含
有量を0.0040〜0.0090wt％の範囲に制限することが肝要
である。というのは、前述したとおり、鋼中にCuやNi等
のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値に及ぼ
すＮの影響が従来とは異なり、｛１１１｝再結晶集合組
織をより効果的に形成させるためには、TiＮを適量存在
させることが不可欠だからである。このため、Ｎについ
ては、従来の加工用鋼に比べるとかなり多めの、上記の
範囲で含有させるものとしたのである。
有量を0.0040〜0.0090wt％の範囲に制限することが肝要
である。というのは、前述したとおり、鋼中にCuやNi等
のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値に及ぼ
すＮの影響が従来とは異なり、｛１１１｝再結晶集合組
織をより効果的に形成させるためには、TiＮを適量存在
させることが不可欠だからである。このため、Ｎについ
ては、従来の加工用鋼に比べるとかなり多めの、上記の
範囲で含有させるものとしたのである。
【００３５】Tiおよび／またはNb：0.001 〜0.10％ TiおよびNbはいずれも、本発明において重要な元素であ
り、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させて
低減し、固溶Ｃ，Ｎによる加工性の劣化を防止する効果
がある。また、適量の窒化物を残存させることにより、
ｒ値の向上にも有効に寄与する。しかしながら、含有量
が 0.001wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10
wt％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、逆
に加工性劣化につながるので、 0.001〜0.10wt％の範囲
に限定した。なお、Tiが鋼中Ｎ，ＳとTiＮ, TiＳを形成
し、それら析出物を介して深絞り性に有利な｛１１１｝
再結晶集合組織の形成に有利に寄与するためには、下記
式を満足する範囲で含有させることが好ましい。 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32
（Ｓ/32 −0.3 Mn/55)
り、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させて
低減し、固溶Ｃ，Ｎによる加工性の劣化を防止する効果
がある。また、適量の窒化物を残存させることにより、
ｒ値の向上にも有効に寄与する。しかしながら、含有量
が 0.001wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10
wt％を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、逆
に加工性劣化につながるので、 0.001〜0.10wt％の範囲
に限定した。なお、Tiが鋼中Ｎ，ＳとTiＮ, TiＳを形成
し、それら析出物を介して深絞り性に有利な｛１１１｝
再結晶集合組織の形成に有利に寄与するためには、下記
式を満足する範囲で含有させることが好ましい。 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32
（Ｓ/32 −0.3 Mn/55)
【００３６】Cu：1.5 wt％以下 Cuは、鉄スクラップを再利用する際には除去困難な元素
であり、従来は加工性の面からは好ましくない元素とさ
れてきた。しかしながら、上述したとおり、本発明に従
って鋼中Ｃ，Ｎ量を調整してやれば、含有量が 1.5wt％
以下ではさほど加工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延
板の結晶粒微細化に有効に寄与する。そこで、本発明で
は 1.5wt％以下に限定した。なお、鉄スクラップを再利
用した場合、少なくとも0.02wt％程度のCuは不可避に混
入する。
であり、従来は加工性の面からは好ましくない元素とさ
れてきた。しかしながら、上述したとおり、本発明に従
って鋼中Ｃ，Ｎ量を調整してやれば、含有量が 1.5wt％
以下ではさほど加工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延
板の結晶粒微細化に有効に寄与する。そこで、本発明で
は 1.5wt％以下に限定した。なお、鉄スクラップを再利
用した場合、少なくとも0.02wt％程度のCuは不可避に混
入する。
【００３７】Ni：2.0 wt％以下 Niも、Cuと同様、鉄スクラップを再利用する際に除去困
難な元素であるが、含有量が 2.0wt％以下では、さほど
加工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微細
化に有効なので、 2.0wt％以下に限定した。なお、この
Niの不可避混入量の下限は0.02wt％程度である。
難な元素であるが、含有量が 2.0wt％以下では、さほど
加工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微細
化に有効なので、 2.0wt％以下に限定した。なお、この
Niの不可避混入量の下限は0.02wt％程度である。
【００３８】以上、本発明における必須成分について説
明したが、本発明は、上記のような成分を含有する限り
成立するもので、その他の元素の添加を否定するもので
はない。すなわち、加工用鋼として通常添加される成分
であれば、上記以外の元素の添加を許容するものであ
る。かかる許容成分としては、例えばＢが考えられ、そ
の好適含有量は次のとおりである。
明したが、本発明は、上記のような成分を含有する限り
成立するもので、その他の元素の添加を否定するもので
はない。すなわち、加工用鋼として通常添加される成分
であれば、上記以外の元素の添加を許容するものであ
る。かかる許容成分としては、例えばＢが考えられ、そ
の好適含有量は次のとおりである。
【００３９】Ｂ：0.01wt％以下 Ｂは、耐２次加工性の改善に有効に寄与する元素であ
る。しかしながら、含有量があまりに多いと加工性の劣
化を招くので、添加する場合には0.01wt％以下とするこ
とが好ましい。
る。しかしながら、含有量があまりに多いと加工性の劣
化を招くので、添加する場合には0.01wt％以下とするこ
とが好ましい。
【００４０】また、トランプエレメントについても、同
様で、Cu，Ni以外にも、以下のようなトランプエレメン
トの混入も許容するものである。 Cr≦1.0 wt％、Mo≦0.5 wt％ CrおよびMoはそれぞれ、CuやNiと同様、上記の範囲で加
工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微細化
に有効に寄与する。なお、Crの不可避混入量の下限は0.
02wt％、またMoのそれは 0.005wt％程度である。
様で、Cu，Ni以外にも、以下のようなトランプエレメン
トの混入も許容するものである。 Cr≦1.0 wt％、Mo≦0.5 wt％ CrおよびMoはそれぞれ、CuやNiと同様、上記の範囲で加
工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微細化
に有効に寄与する。なお、Crの不可避混入量の下限は0.
02wt％、またMoのそれは 0.005wt％程度である。
【００４１】Sb≦0.01wt％, Sn≦0.1 wt％, Ｖ≦0.01wt
％, Zn≦0.01wt％, Co≦0.1 wt％ Sb, Sn, Ｖ, ZnおよびCoはいずれも、上記の範囲であれ
ば加工性に悪影響を及ぼすことはなく、むしろ熱延板お
よび冷延板の表面の美麗さに有効に寄与する。この理由
は明確ではないが、微量元素が熱延巻取り時に表面濃化
することによるものと考えられる。なお、上記の効果を
発揮させるためには、Sb：0.0005〜0.01wt％, Sn：0.00
1 〜0.1 wt％, Ｖ：0.0001〜0.01wt％, Zn：0.0005〜0.
01wt％,Co：0.0005〜0.1 wt％の添加が好ましい。
％, Zn≦0.01wt％, Co≦0.1 wt％ Sb, Sn, Ｖ, ZnおよびCoはいずれも、上記の範囲であれ
ば加工性に悪影響を及ぼすことはなく、むしろ熱延板お
よび冷延板の表面の美麗さに有効に寄与する。この理由
は明確ではないが、微量元素が熱延巻取り時に表面濃化
することによるものと考えられる。なお、上記の効果を
発揮させるためには、Sb：0.0005〜0.01wt％, Sn：0.00
1 〜0.1 wt％, Ｖ：0.0001〜0.01wt％, Zn：0.0005〜0.
01wt％,Co：0.0005〜0.1 wt％の添加が好ましい。
【００４２】次に、本発明に従う製造方法について説明
する。本発明は、電気炉−真空脱ガスプロセスによって
加工用鋼を溶製する。まず、電気炉段階における必要鋼
組成および出鋼温度について述べると次のとおりであ
る。 Ｃ：0.03〜0.10wt％、 出鋼段階におけるＣ量が0.03wt％を下回ると、歩留り等
経済上好ましくないだけでなく、鋼中への吸窒が激しく
なって、後工程の真空脱ガスプロセスにおいてもＮ≦0.
0090wt％の達成が困難となり、一方0.10wt％を超えて多
量に存在すると真空脱ガス処理において所望のレベルま
での脱炭が困難となる。
する。本発明は、電気炉−真空脱ガスプロセスによって
加工用鋼を溶製する。まず、電気炉段階における必要鋼
組成および出鋼温度について述べると次のとおりであ
る。 Ｃ：0.03〜0.10wt％、 出鋼段階におけるＣ量が0.03wt％を下回ると、歩留り等
経済上好ましくないだけでなく、鋼中への吸窒が激しく
なって、後工程の真空脱ガスプロセスにおいてもＮ≦0.
0090wt％の達成が困難となり、一方0.10wt％を超えて多
量に存在すると真空脱ガス処理において所望のレベルま
での脱炭が困難となる。
【００４３】Cu：1.5 wt％以下、Ni：2.0 wt％以下、 これらの元素は鉄スクラップから不可避に混入するもの
であるが、その混入量があまりに多いと、鋼中ＣやＮを
適正な範囲に制御しても所望の効果が得られないので、
それぞれ上記の範囲に制限した。なお、CuやNiは、一旦
混入するとその除去は難しいので、使用スクラップの品
位を調整することにより、上記の範囲に制御する必要が
ある。
であるが、その混入量があまりに多いと、鋼中ＣやＮを
適正な範囲に制御しても所望の効果が得られないので、
それぞれ上記の範囲に制限した。なお、CuやNiは、一旦
混入するとその除去は難しいので、使用スクラップの品
位を調整することにより、上記の範囲に制御する必要が
ある。
【００４４】Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｓも、後続の真空脱ガス処理では、低減が難しいので、
この溶製段階で0.020wt％以下まで低減しておく必要が
ある。なお、電気炉内での脱硫が難しい場合には、出鋼
後、真空脱ガス炉への移行に先立ち、取鍋において所望
のレベルまで脱硫する取鍋精錬を行っても良い。
この溶製段階で0.020wt％以下まで低減しておく必要が
ある。なお、電気炉内での脱硫が難しい場合には、出鋼
後、真空脱ガス炉への移行に先立ち、取鍋において所望
のレベルまで脱硫する取鍋精錬を行っても良い。
【００４５】Ｎ：0.0040〜0.0150wt％ Ｎは、後工程の真空脱ガス処理で低減されるとは言え、
一方で吸窒も生じるので、電気炉段階でできるだけ所望
の範囲に制御しておくことが望ましい。この観点から電
気炉出鋼時点におけるＮ量は0.0040〜0.0150wt％の範囲
に限定した。
一方で吸窒も生じるので、電気炉段階でできるだけ所望
の範囲に制御しておくことが望ましい。この観点から電
気炉出鋼時点におけるＮ量は0.0040〜0.0150wt％の範囲
に限定した。
【００４６】電気炉において、上記の必要鋼組成とする
に当たり、使用原料が鉄スクラップのみで所望組成が得
られるのであれば、鉄スクラップのみの使用で問題ない
が、鉄スクラップのみでは成分調整が困難な場合には銑
鉄を併用する。ここに、銑鉄とは、高炉法から得られる
溶銑やその冷材（ナマコ）は勿論のこと、 COREX法、DI
OS法等から得られる溶銑、冷材、さらには HBI（ホット
ブリケットアイアン）などを意味する。なお、かかる銑
鉄を併用する場合、その比率は80wt％以下に抑制する必
要がある。というのは、使用比率が80wt％を超えると、
銑鉄中の炭素を脱炭するために多量の酸素を必要とし、
溶製に長時間がかかるので、経済的でなく、また操業中
突沸現象が発生し易くなるからである。
に当たり、使用原料が鉄スクラップのみで所望組成が得
られるのであれば、鉄スクラップのみの使用で問題ない
が、鉄スクラップのみでは成分調整が困難な場合には銑
鉄を併用する。ここに、銑鉄とは、高炉法から得られる
溶銑やその冷材（ナマコ）は勿論のこと、 COREX法、DI
OS法等から得られる溶銑、冷材、さらには HBI（ホット
ブリケットアイアン）などを意味する。なお、かかる銑
鉄を併用する場合、その比率は80wt％以下に抑制する必
要がある。というのは、使用比率が80wt％を超えると、
銑鉄中の炭素を脱炭するために多量の酸素を必要とし、
溶製に長時間がかかるので、経済的でなく、また操業中
突沸現象が発生し易くなるからである。
【００４７】出鋼温度：1580℃以上 出鋼温度が1580℃に満たないと、取鍋溶鋼温度が低くな
り、二次精錬に極めて長い時間を必要とするか、甚だし
い場合には二次精錬そのものが不可能になるので、本発
明では電気炉からの出鋼温度は1580℃以上に限定した。
り、二次精錬に極めて長い時間を必要とするか、甚だし
い場合には二次精錬そのものが不可能になるので、本発
明では電気炉からの出鋼温度は1580℃以上に限定した。
【００４８】次に、真空脱ガス処理について述べると、
この段階では脱ガス処理を施しつつ、合金成分を添加し
て、最終成分組成が所望の組成範囲になるように調整す
るのである。すなわち、脱ガス処理により、Ｃ：0.0050
wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Ｏ：0.01wt％以下
に調整すると共に、合金元素の添加により、Si：1.5 wt
％以下、Mn：1.5 wt％以下、Tiおよび／またはNb：0.00
1 〜0.10wt％、Ｐ：0.10wt％以下、Al：0.10wt％以下、
Ｓ：0.020 wt％以下、Cu：1.5 wt％以下、Ni：2.0 wt％
以下さらに必要に応じＢ：0.0100wt％以下に成分調整す
るのである。ここに、このような真空脱ガス処理法とし
ては、ＲＨ法、ＤＨ法が一般的であるが、同時に脱ガス
槽内への酸素吹きを併用することは有利である。酸素の
吹き込みについては、上吹きランスを用いた酸素上吹き
法があり、かような酸素吹きを利用することにより、脱
炭が有利に進行するだけでなく、溶鋼の昇温も併せて達
成できる。なお、上吹きランスによる酸素吹きの他、脱
ガス槽壁から行う酸素吹きが利用できるのは言うまでも
ない。
この段階では脱ガス処理を施しつつ、合金成分を添加し
て、最終成分組成が所望の組成範囲になるように調整す
るのである。すなわち、脱ガス処理により、Ｃ：0.0050
wt％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Ｏ：0.01wt％以下
に調整すると共に、合金元素の添加により、Si：1.5 wt
％以下、Mn：1.5 wt％以下、Tiおよび／またはNb：0.00
1 〜0.10wt％、Ｐ：0.10wt％以下、Al：0.10wt％以下、
Ｓ：0.020 wt％以下、Cu：1.5 wt％以下、Ni：2.0 wt％
以下さらに必要に応じＢ：0.0100wt％以下に成分調整す
るのである。ここに、このような真空脱ガス処理法とし
ては、ＲＨ法、ＤＨ法が一般的であるが、同時に脱ガス
槽内への酸素吹きを併用することは有利である。酸素の
吹き込みについては、上吹きランスを用いた酸素上吹き
法があり、かような酸素吹きを利用することにより、脱
炭が有利に進行するだけでなく、溶鋼の昇温も併せて達
成できる。なお、上吹きランスによる酸素吹きの他、脱
ガス槽壁から行う酸素吹きが利用できるのは言うまでも
ない。
【００４９】なお、最終成分組成は、加工用鋼の種類に
応じて幾分異なるが、この場合には、上記した真空脱ガ
ス処理おいて、最終成分組成が所望の範囲になるよう
に、調整を行う。
応じて幾分異なるが、この場合には、上記した真空脱ガ
ス処理おいて、最終成分組成が所望の範囲になるよう
に、調整を行う。
【００５０】上記のようにして、所望組成に成分調整し
た溶鋼は、以下の工程により薄鋼板とする。 鋳造工程 鋳造法は、特に限定されることはないけれども、生産能
率の面からは連続鋳造が有利である。 スラブ加熱工程 本発明では、固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させ
ることが重要である。さらに鋼中Ｓに関しては、TiＳと
して析出固定させることにより、熱間脆性の改善のみな
らず、加工性の向上にも有効に寄与する。ここに、炭窒
化物およびTiＳを形成させるためには、スラブ加熱温度
は低い方が有利であり、1300℃以下で本発明の効果を有
効に発揮できる。なお、より一層の加工性向上のために
は、1150℃以下とすることが好ましい。しかしながら、
加熱温度を 900℃よりも低くしても、それ以上の加工性
改善効果は得られず、むしろ熱間圧延時において圧延負
荷の増大に伴う圧延トラブルの発生が懸念されるので、
加熱温度の下限は 900℃に定めた。
た溶鋼は、以下の工程により薄鋼板とする。 鋳造工程 鋳造法は、特に限定されることはないけれども、生産能
率の面からは連続鋳造が有利である。 スラブ加熱工程 本発明では、固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させ
ることが重要である。さらに鋼中Ｓに関しては、TiＳと
して析出固定させることにより、熱間脆性の改善のみな
らず、加工性の向上にも有効に寄与する。ここに、炭窒
化物およびTiＳを形成させるためには、スラブ加熱温度
は低い方が有利であり、1300℃以下で本発明の効果を有
効に発揮できる。なお、より一層の加工性向上のために
は、1150℃以下とすることが好ましい。しかしながら、
加熱温度を 900℃よりも低くしても、それ以上の加工性
改善効果は得られず、むしろ熱間圧延時において圧延負
荷の増大に伴う圧延トラブルの発生が懸念されるので、
加熱温度の下限は 900℃に定めた。
【００５１】熱間圧延工程 熱間圧延によって熱延板の結晶粒を微細化させるために
は、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70％以上とす
る必要がある。また熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）は、Ａ
r3変態点以上のγ域あるいはＡr3変態点以下のα域でも
よいが、熱延仕上温度があまりに低いと熱間圧延時の圧
延負荷の増大につながるので、ＦＤＴは600 ℃以上に限
定した。
は、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70％以上とす
る必要がある。また熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）は、Ａ
r3変態点以上のγ域あるいはＡr3変態点以下のα域でも
よいが、熱延仕上温度があまりに低いと熱間圧延時の圧
延負荷の増大につながるので、ＦＤＴは600 ℃以上に限
定した。
【００５２】巻取り工程 熱間圧延後のコイル巻取り温度は、高温ほど前述の炭窒
化物およびTiＳの粗大化に有利であるが、高すぎるとス
ケールが厚くなり過ぎる等の問題が生じるので、800 ℃
以下に限定した。かくして得られた熱延板は、加工用熱
延板としての用途に供される。
化物およびTiＳの粗大化に有利であるが、高すぎるとス
ケールが厚くなり過ぎる等の問題が生じるので、800 ℃
以下に限定した。かくして得られた熱延板は、加工用熱
延板としての用途に供される。
【００５３】冷間圧延工程 この工程は、高いｒ値を得るために必要であり、そのた
めには冷延圧下率：50％以上とする必要がある。という
のは圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得ら
れないからである。
めには冷延圧下率：50％以上とする必要がある。という
のは圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得ら
れないからである。
【００５４】焼鈍工程 冷間圧延工程を経た冷延鋼板は、再結晶焼鈍を施す必要
がある。焼鈍方法は、箱型焼鈍法および連続型焼鈍法の
いずれもよい。焼鈍温度は 600℃以上で焼鈍時間は５秒
以上の範囲とする。というのは、焼鈍温度が 600℃未満
または焼鈍時間は５秒未満では、再結晶が完了しないた
め優れた深絞り性が得られないからである。なお、より
一層の深絞り性を確保するためには、 800℃以上で５秒
以上の焼鈍が好ましい。
がある。焼鈍方法は、箱型焼鈍法および連続型焼鈍法の
いずれもよい。焼鈍温度は 600℃以上で焼鈍時間は５秒
以上の範囲とする。というのは、焼鈍温度が 600℃未満
または焼鈍時間は５秒未満では、再結晶が完了しないた
め優れた深絞り性が得られないからである。なお、より
一層の深絞り性を確保するためには、 800℃以上で５秒
以上の焼鈍が好ましい。
【００５５】焼鈍後の鋼帯には、形状矯正、表面粗度等
の調整のために、10％以下程度の調質圧延を加えてもよ
い。なお、本発明にて得られた冷延鋼板は、加工用冷延
鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板とし
ても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金
系を含む）、錫めっき、ほうろう等がある。また、本発
明鋼板は、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施し
て、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等
の改善を行なってもよい。
の調整のために、10％以下程度の調質圧延を加えてもよ
い。なお、本発明にて得られた冷延鋼板は、加工用冷延
鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板とし
ても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金
系を含む）、錫めっき、ほうろう等がある。また、本発
明鋼板は、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施し
て、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等
の改善を行なってもよい。
【００５６】
実施例１ 鉄スクラップを適宜配合し、容量：100 ｔ、炉径：７
ｍ、トランス：100 MVA、電極：28インチの電気炉を用
いて、以下の成分組成になる溶鋼を溶製した。 Ｃ：0.06wt％、Cu：0.8 wt％、Ni：0.8 wt％、Ｓ：0.01
0 wt％、Ｎ：0.0065wt％ ついで、この溶鋼を取鍋に移し（出鋼温度：1630℃）た
のち、ＲＨ脱ガス炉（0.1 torr）にて真空脱ガス処理を
施しつつ、合金成分を添加して、以下の成分組成に調整
した。 Ｃ：0.0022wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.03wt％、Ｐ：0.
01wt％、Al：0.03wt％、Ｓ：0.010 wt％、Ｏ：0.003 wt
％、Ｎ：0.0055wt％、Ti：0.065 wt％、Cu：0.8 wt％、
Ni：0.8 wt％ かくして得られた溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした
後、表１に示す条件で熱間圧延して板厚：3.5 mmの熱延
板とした。かくして得られた熱延板の機械的性質につい
て調べた結果を、表１に併記する。なお、引張特性はJI
S ５号引張試験片を使用して測定した。
ｍ、トランス：100 MVA、電極：28インチの電気炉を用
いて、以下の成分組成になる溶鋼を溶製した。 Ｃ：0.06wt％、Cu：0.8 wt％、Ni：0.8 wt％、Ｓ：0.01
0 wt％、Ｎ：0.0065wt％ ついで、この溶鋼を取鍋に移し（出鋼温度：1630℃）た
のち、ＲＨ脱ガス炉（0.1 torr）にて真空脱ガス処理を
施しつつ、合金成分を添加して、以下の成分組成に調整
した。 Ｃ：0.0022wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.03wt％、Ｐ：0.
01wt％、Al：0.03wt％、Ｓ：0.010 wt％、Ｏ：0.003 wt
％、Ｎ：0.0055wt％、Ti：0.065 wt％、Cu：0.8 wt％、
Ni：0.8 wt％ かくして得られた溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした
後、表１に示す条件で熱間圧延して板厚：3.5 mmの熱延
板とした。かくして得られた熱延板の機械的性質につい
て調べた結果を、表１に併記する。なお、引張特性はJI
S ５号引張試験片を使用して測定した。
【００５７】
【表１】
【００５８】同表から明らかなように、本発明にに従い
得られたものは、優れた機械的性質を有していた。
得られたものは、優れた機械的性質を有していた。
【００５９】実施例２ 下記の組成になる溶銑および適宜配合した鉄スクラップ
を、40：60の割合で配合し、実施例１と同じ電気炉を用
いて、以下の成分組成になる溶鋼を溶製した。 ・溶銑 Ｃ：4.50wt％、Si：0.15wt％、Mn：0.30wt％、Ｐ：0.09
0 wt％、Ｓ：0.008 wt％ ・溶鋼 Ｃ：0.06 wt％、Cu：0.7 wt％、Ni：0.9 wt％、Ｓ：0.
010 wt％、Ｎ：0.0060wt％ ついで、この溶鋼を取鍋に移し（出鋼温度：1635℃）た
のち、ＲＨ脱ガス炉（0.1 torr）にて真空脱ガス処理を
施しつつ、合金成分を添加して、以下の成分組成に調整
した。 Ｃ：0.0021wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.04wt％、Ｐ：0.
01wt％、Al：0.03 wt％、Ｓ：0.011 wt％、Ｏ：0.003
wt％、Ｎ：0.0062wt％、Ti：0.058 wt％、Cu：0.7 wt
％、Ni：0.9 wt％ かくして得られた溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした
後、表２に示す条件で熱間圧延して板厚：3.5 mmの熱延
板とし、ついで同じく表２に示す条件で冷延圧延および
再結晶焼鈍を施して、板厚：0.8 mmの冷延板とした。か
くして得られた冷延板の機械的性質について調べた結果
を、表２に併記する。なおｒ値は、15％引張予ひずみを
与えた後、３点法にて測定し、圧延方向（Ｌ方向）、圧
延方向に直角方向（Ｃ方向）、圧延方向に対し45°方向
（Ｄ方向）の平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
を、40：60の割合で配合し、実施例１と同じ電気炉を用
いて、以下の成分組成になる溶鋼を溶製した。 ・溶銑 Ｃ：4.50wt％、Si：0.15wt％、Mn：0.30wt％、Ｐ：0.09
0 wt％、Ｓ：0.008 wt％ ・溶鋼 Ｃ：0.06 wt％、Cu：0.7 wt％、Ni：0.9 wt％、Ｓ：0.
010 wt％、Ｎ：0.0060wt％ ついで、この溶鋼を取鍋に移し（出鋼温度：1635℃）た
のち、ＲＨ脱ガス炉（0.1 torr）にて真空脱ガス処理を
施しつつ、合金成分を添加して、以下の成分組成に調整
した。 Ｃ：0.0021wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.04wt％、Ｐ：0.
01wt％、Al：0.03 wt％、Ｓ：0.011 wt％、Ｏ：0.003
wt％、Ｎ：0.0062wt％、Ti：0.058 wt％、Cu：0.7 wt
％、Ni：0.9 wt％ かくして得られた溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした
後、表２に示す条件で熱間圧延して板厚：3.5 mmの熱延
板とし、ついで同じく表２に示す条件で冷延圧延および
再結晶焼鈍を施して、板厚：0.8 mmの冷延板とした。か
くして得られた冷延板の機械的性質について調べた結果
を、表２に併記する。なおｒ値は、15％引張予ひずみを
与えた後、３点法にて測定し、圧延方向（Ｌ方向）、圧
延方向に直角方向（Ｃ方向）、圧延方向に対し45°方向
（Ｄ方向）の平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
【００６０】
【表２】
【００６１】同表から明らかなように、本発明に従い得
られたものは、優れた機械的性質をそなえている。
られたものは、優れた機械的性質をそなえている。
【００６２】実施例３ 実施例２と同様の電気炉−真空脱ガスプロセスにより、
表３に示す組成になる溶鋼を溶製した。得られた溶鋼を
連続鋳造後、表４に示す条件で熱間圧延し、板厚：3.5
mmの熱延板としたのち、同じく表４に示す条件で冷間圧
延し、板厚：0.8 mmの冷延板とした後、一部については
連続焼鈍ラインにて 830℃, 20ｓの再結晶焼鈍を施し
た。また一部については溶融亜鉛めっきラインに導いて
830℃, 20ｓの再結晶焼鈍とめっき処理を施した。かく
して得られた冷延板および溶融亜鉛めっき板の機械的性
質について調べた結果を、表４，５に併記する。
表３に示す組成になる溶鋼を溶製した。得られた溶鋼を
連続鋳造後、表４に示す条件で熱間圧延し、板厚：3.5
mmの熱延板としたのち、同じく表４に示す条件で冷間圧
延し、板厚：0.8 mmの冷延板とした後、一部については
連続焼鈍ラインにて 830℃, 20ｓの再結晶焼鈍を施し
た。また一部については溶融亜鉛めっきラインに導いて
830℃, 20ｓの再結晶焼鈍とめっき処理を施した。かく
して得られた冷延板および溶融亜鉛めっき板の機械的性
質について調べた結果を、表４，５に併記する。
【００６３】
【表３】
【００６４】
【表４】
【００６５】
【表５】
【００６６】同表から明らかなように、本発明に従い得
られたものは、優れた機械的性質をそなえている。
られたものは、優れた機械的性質をそなえている。
【００６７】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、鋼成分中と
くにＣおよびＮ量を所定の範囲に制限すると共に、所定
量のTiおよび／またはNbを添加することにより、トラン
プエレメントを含む電気炉鋼を使用した場合であって
も、従来と同等の優れた加工性を有する加工用鋼を得る
ことができる。また、本発明法では、電気炉製鋼法を利
用するので、鉄スクラップの再利用の拡大は勿論のこ
と、設備費の低減さらには製造コストの低減も可能にな
る。
くにＣおよびＮ量を所定の範囲に制限すると共に、所定
量のTiおよび／またはNbを添加することにより、トラン
プエレメントを含む電気炉鋼を使用した場合であって
も、従来と同等の優れた加工性を有する加工用鋼を得る
ことができる。また、本発明法では、電気炉製鋼法を利
用するので、鉄スクラップの再利用の拡大は勿論のこ
と、設備費の低減さらには製造コストの低減も可能にな
る。
【図１】ｒ値におよぼすＣおよびＮ含有量の影響を示し
たグラフである。
たグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16 (72)発明者 藤村 俊生 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (72)発明者 山本 武美 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (72)発明者 上田 新 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 平５−132740（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−173213（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−301815（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21C 1/00 - 7/10 C21D 8/00 - 8/10 C21D 9/46,9/48 B21B 1/00 - 3/02 C22C 38/00 - 38/60
Claims (10)
- 【請求項１】 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含
む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスにより加工用鋼を製造するに際し、 電気炉において、鋼組成を Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0150wt％ に調整すると共に、1580℃以上の温度で出鋼し、 引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を行いつ
つ、合金成分を添加して、鋼組成を Ｃ：0.0050wt％以下、 Si：1.5 wt％以下、 Mn：1.5 wt％以下、 Ｐ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Tiおよび／またはNb：0.001 〜0.10wt％ を含み、かつ Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下 を含有する組成に調整することを特徴とする、電気炉−
真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含
む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスにより加工用鋼を製造するに際し、 電気炉において、鋼組成を Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0150wt％ に調整すると共に、1580℃以上の温度で出鋼し、 引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を行いつ
つ、合金成分を添加して、鋼組成を Ｃ：0.0050wt％以下、 Si：0.5 wt％以下、 Mn：0.5 wt％以下、 Ｐ：0.06wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Tiおよび／またはNb：0.001 〜0.10wt％ を含み、かつ Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下 を含有する組成に調整した後、連続鋳造し、ついで得ら
れた鋳片を、 900〜1300℃に加熱し、トータル圧下率：
70％以上、圧延終了温度：600 ℃以上の条件で熱間圧延
を施した後、 800℃以下の温度で巻取ることを特徴とす
る、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼板の製
造方法。 - 【請求項３】 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含
む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスにより加工用鋼を製造するに際し、 電気炉において、鋼組成を Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0150wt％ に調整すると共に、1580℃以上の温度で出鋼し、 引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を行いつ
つ、合金成分を添加して、鋼組成を Ｃ：0.0050wt％以下、 Si：0.2 wt％以下、 Mn：0.2 wt％以下、 Ｐ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Tiおよび／またはNb：0.001 〜0.10wt％ を含み、かつ Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下 を含有する組成に調整した後、連続鋳造し、ついで得ら
れた鋳片を、 900〜1300℃に加熱し、トータル圧下率：
70％以上、圧延終了温度：600 ℃以上の条件で熱間圧延
を施した後、 800℃以下の温度で巻取り、ついで圧下
率：50％以上で冷間圧延したのち、 600℃以上の温度で
５秒間以上の焼鈍を施すことを特徴とする、電気炉−真
空脱ガスプロセスによる高加工性軟鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含
む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスにより加工用鋼を製造するに際し、 電気炉において、鋼組成を Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0150wt％ に調整すると共に、1580℃以上の温度で出鋼し、 引き続く真空脱ガス炉において、脱ガス処理を行いつ
つ、合金成分を添加して、鋼組成を Ｃ：0.0050wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.10〜0.60wt％、 Ｐ：0.02〜0.10wt％、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Tiおよび／またはNb：0.001 〜0.10wt％ を含み、かつ Cu：1.5 wt％以下、 Ni：2.0 wt％以下 を含有する組成に調整した後、連続鋳造し、ついで得ら
れた鋳片を、 900〜1300℃に加熱し、トータル圧下率：
70％以上、圧延終了温度：600 ℃以上の条件で熱間圧延
を施した後、 800℃以下の温度で巻取り、ついで圧下
率：50％以上で冷間圧延したのち、 600℃以上の温度で
５秒間以上の焼鈍を施すことを特徴とする、電気炉−真
空脱ガスプロセスによる加工用高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１，２, ３または４において、真
空脱ガス処理後におけるＣ量を0.0028wt％以下に抑制し
たことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによ
る加工用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１，２, ３, ４または５におい
て、真空脱ガス処理後の鋼組成が、さらに Ｂ：0.0100wt％以下 を含有することを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロ
セスによる加工用鋼の製造方法。 - 【請求項７】 請求項２, ３, ５または６において、真
空脱ガス処理後におけるMn量を0.05wt％以下に調整した
ことを特徴とする、電気炉−真空脱ガスプロセスによる
加工用鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかにおいて、銑鉄
を使用する場合における銑鉄比率が80wt％以下である、
電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造方
法。 - 【請求項９】 請求項８において、銑鉄成分中、特にＣ
およびＰの含有量をそれぞれ、 Ｃ：1.2 〜5.0 wt％、 Ｐ：0.10wt％以下 の範囲に調整しておくことを特徴とする、電気炉−真空
脱ガスプロセスによる加工用鋼の製造方法。 - 【請求項１０】 請求項１〜９のいずれかにおいて、真
空脱ガスプロセスが、ＲＨ法、ＤＨ法、またはこれらＲ
Ｈ法、ＤＨ法に酸素吹きを併用する方法を利用するもの
である、電気炉−真空脱ガスプロセスによる加工用鋼の
製造方法。
Priority Applications (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04314196A JP3177146B2 (ja) | 1996-02-29 | 1996-02-29 | 加工用鋼の製造方法 |
| TW86102275A TW415967B (en) | 1996-02-29 | 1997-02-25 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| EP19970103139 EP0792942B1 (en) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| DE1997613639 DE69713639T2 (de) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Stahl, Stahlblech mit hervorragender Bearbeitbarkeit und dessen Herstellungsverfahren durch Elektrostahlofen und Vakuumentgasung |
| ES97103139T ES2179969T3 (es) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Acero, chapa de acero que tiene una excelente mecanicidad y su metodo de fabricacion por procedimiento de horno electrico y desgasificado a vacio. |
| US08/806,765 US5853659A (en) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| BR9701108A BR9701108A (pt) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Aço chapa de aço tendo ecvelente trabalhabilidade e método de produção da mesma através de um processo de desgaseificação em forno elétrico |
| CA 2198676 CA2198676C (en) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| MYPI9700763 MY128568A (en) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| CN97109696A CN1068059C (zh) | 1996-02-29 | 1997-02-28 | 采用电炉－真空脱气工艺的加工性优良的钢和钢板及其制造方法 |
| KR1019970006667A KR100280251B1 (ko) | 1996-02-29 | 1997-02-28 | 전기로-진공탈가스프로세스에의한 가공성이 우수한 강과강판 및 그의 제조방법 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04314196A JP3177146B2 (ja) | 1996-02-29 | 1996-02-29 | 加工用鋼の製造方法 |
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| JP2000141135A Division JP2000336452A (ja) | 2000-01-01 | 2000-05-15 | 加工用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09235650A JPH09235650A (ja) | 1997-09-09 |
| JP3177146B2 true JP3177146B2 (ja) | 2001-06-18 |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007091700A1 (ja) | 2006-02-09 | 2007-08-16 | Jfe Steel Corporation | 溶鋼の脱窒方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1223695C (zh) | 1998-12-07 | 2005-10-19 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度冷轧钢板及其制造方法 |
-
1996
- 1996-02-29 JP JP04314196A patent/JP3177146B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007091700A1 (ja) | 2006-02-09 | 2007-08-16 | Jfe Steel Corporation | 溶鋼の脱窒方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09235650A (ja) | 1997-09-09 |
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