JP3180575B2 - 割れおよび表面疵のない熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
割れおよび表面疵のない熱延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、鉄源として鉄スクラ
ップを使用した、割れおよび表面疵のない熱延鋼板およ
びその製造方法に関するものである。
ップを使用した、割れおよび表面疵のない熱延鋼板およ
びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、廃棄された食缶および自動車など
の鉄スクラップの発生量が増加し、製鉄業においては環
境問題の観点から、鉄源としてこのような鉄スクラップ
の使用が検討され始めている。
の鉄スクラップの発生量が増加し、製鉄業においては環
境問題の観点から、鉄源としてこのような鉄スクラップ
の使用が検討され始めている。
【０００３】しかしながら、鉄スクラップ中には、Cu、
Sn、As、NiおよびCrなどがトランプエレメントとして含
有されており、これらの元素は、Feよりも酸化され難い
ために、現在の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず
鋼中に残存する。その結果、熱間延性が劣化して、スラ
ブの連続鋳造時に割れが発生しやすく、スラブの熱間加
工性が劣化し、表面疵が発生しやすくなるという問題が
指摘されている（「鉄鋼に及ぼす合金元素の影響」378
頁 誠文堂新光社発行）。
Sn、As、NiおよびCrなどがトランプエレメントとして含
有されており、これらの元素は、Feよりも酸化され難い
ために、現在の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず
鋼中に残存する。その結果、熱間延性が劣化して、スラ
ブの連続鋳造時に割れが発生しやすく、スラブの熱間加
工性が劣化し、表面疵が発生しやすくなるという問題が
指摘されている（「鉄鋼に及ぼす合金元素の影響」378
頁 誠文堂新光社発行）。
【０００４】このような、熱間加工時に発生する表面疵
を低減するため、Cu、Snのようなトランプエレメントを
含有する鋼に積極的にNiを添加し、鋼中のCuおよびSnを
Cu−Sn−Ni合金として固定することによって、表面疵の
発生を防止することが提案されている。しかしながら、
この方法は、Niが高価であるために、製造コストが増大
する問題がある。
を低減するため、Cu、Snのようなトランプエレメントを
含有する鋼に積極的にNiを添加し、鋼中のCuおよびSnを
Cu−Sn−Ni合金として固定することによって、表面疵の
発生を防止することが提案されている。しかしながら、
この方法は、Niが高価であるために、製造コストが増大
する問題がある。
【０００５】上記問題を解決するために、特開平5-2224
32号公報には、スクラップ高配合鋼を、Sn/Cu ≦1/20と
なるように脱錫して連続鋳造し、鋳造されたスラブを10
50℃以下の表面温度で熱間圧延する方法（以下、先行技
術１という）が提案されており、また、特開平5-220505
号公報には、CuおよびSnを含有するスラブを950 ℃以下
の温度で加熱し、加熱されたスラブを無酸化雰囲気下に
おいて圧延温度まで加熱した後、熱間圧延する方法（以
下、先行技術２という）が提案されている。
32号公報には、スクラップ高配合鋼を、Sn/Cu ≦1/20と
なるように脱錫して連続鋳造し、鋳造されたスラブを10
50℃以下の表面温度で熱間圧延する方法（以下、先行技
術１という）が提案されており、また、特開平5-220505
号公報には、CuおよびSnを含有するスラブを950 ℃以下
の温度で加熱し、加熱されたスラブを無酸化雰囲気下に
おいて圧延温度まで加熱した後、熱間圧延する方法（以
下、先行技術２という）が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、先行技
術１は、脱錫設備を必要とするために、設備的な制約が
大きく実用性に劣る問題がある。また、先行技術２は、
操業性に難点があり且つコスト高になる問題がある。
術１は、脱錫設備を必要とするために、設備的な制約が
大きく実用性に劣る問題がある。また、先行技術２は、
操業性に難点があり且つコスト高になる問題がある。
【０００７】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、鉄源として鉄スクラップを使用したCu，Snの
ようなトランプエレメントを含有する鋼の連続鋳造時
に、鋳造されたスラブに生ずる割れを防止し、且つ、ス
ラブの熱間加工性を向上して、表面疵のない熱延鋼板を
得ることにある。
を解決し、鉄源として鉄スクラップを使用したCu，Snの
ようなトランプエレメントを含有する鋼の連続鋳造時
に、鋳造されたスラブに生ずる割れを防止し、且つ、ス
ラブの熱間加工性を向上して、表面疵のない熱延鋼板を
得ることにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この発明の熱延鋼板は、
鉄源として鉄スクラップを使用し溶製した、実質的に下
記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.3 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜1.0 wt.%、 燐(P) ： 0.03 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄（Fe）よりなり、溶鋼の段階で下記(1) 式、 Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.% ───────(1) を満足しており、そして、前記溶鋼を鋳造したスラブの
段階で下記(2) 式 Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ───────────(2) を満足していることに特徴を有するものである。
鉄源として鉄スクラップを使用し溶製した、実質的に下
記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.3 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜1.0 wt.%、 燐(P) ： 0.03 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄（Fe）よりなり、溶鋼の段階で下記(1) 式、 Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.% ───────(1) を満足しており、そして、前記溶鋼を鋳造したスラブの
段階で下記(2) 式 Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ───────────(2) を満足していることに特徴を有するものである。
【０００９】この発明の熱延鋼板の製造方法は、上記化
学成分組成を有する鋼を、転炉または電気炉によって溶
製した後、連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、
前記スラブを1,100 ℃以上の温度に加熱し、次いで、加
熱されたスラブの板幅方向両端部をエッジヒータにより
加熱して、前記スラブの板幅方向における温度分布を均
一化し、次いで、前記板幅方向の温度分布が均一化され
たスラブを、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延
し、得られた鋼帯を、500 〜700 ℃の温度で巻き取るこ
とに特徴を有するものである。
学成分組成を有する鋼を、転炉または電気炉によって溶
製した後、連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、
前記スラブを1,100 ℃以上の温度に加熱し、次いで、加
熱されたスラブの板幅方向両端部をエッジヒータにより
加熱して、前記スラブの板幅方向における温度分布を均
一化し、次いで、前記板幅方向の温度分布が均一化され
たスラブを、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延
し、得られた鋼帯を、500 〜700 ℃の温度で巻き取るこ
とに特徴を有するものである。
【００１０】
【作用】この発明の熱延鋼板の化学成分組成を、上述し
た範囲内に限定した理由について、以下に述べる。 (1) Ｃ :Ｃは、鋼の強度を高める基本的な元素である。
Ｃ含有量が0.01wt.%未満では二次加工脆化が生じやすく
なり、一方、C 含有量が0.15wt.%を超えると強度が高く
なり過ぎて加工性が劣化する。従って、Ｃ含有量は0.01
〜0.15wt.%の範囲内に限定すべきである。
た範囲内に限定した理由について、以下に述べる。 (1) Ｃ :Ｃは、鋼の強度を高める基本的な元素である。
Ｃ含有量が0.01wt.%未満では二次加工脆化が生じやすく
なり、一方、C 含有量が0.15wt.%を超えると強度が高く
なり過ぎて加工性が劣化する。従って、Ｃ含有量は0.01
〜0.15wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１１】一般に、多量のＣを含有する溶鋼を連続鋳
造しスラブを製造するときに、低歪み引張り応力が付与
されるスラブ湾曲部に、割れの発生することが知られて
いる。このようなスラブに生ずる割れは、鋼の熱間延性
と強い関係がある。低品位スクラップに含有されている
トランプエレメント中の、熱間延性を低下させる元素と
して、CuおよびSnが知られている。
造しスラブを製造するときに、低歪み引張り応力が付与
されるスラブ湾曲部に、割れの発生することが知られて
いる。このようなスラブに生ずる割れは、鋼の熱間延性
と強い関係がある。低品位スクラップに含有されている
トランプエレメント中の、熱間延性を低下させる元素と
して、CuおよびSnが知られている。
【００１２】本発明者等の研究によれば、鋼中にCuおよ
びSnが含有されている場合には、鋼中のＣも熱間延性の
低下に関与していることが明らかになった。図１は、絞
り値に関する、鋼中のＣ量と「（Cu＋5Sn)／３」値との
関係を示すグラフである。図１から、連続鋳造時にスラ
ブに割れの発生するおそれがないとされる、絞り値が60
％以上の領域は、溶鋼の段階で下記(1) 式、 Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.% ───────(1) を満足する必要のあることがわかる。上述した点から、
この発明において、Ｃ含有量は、0.01〜0.15wt.%の範囲
内であると共に、溶鋼段階において、上記(1) 式を満足
していることが必要である。
びSnが含有されている場合には、鋼中のＣも熱間延性の
低下に関与していることが明らかになった。図１は、絞
り値に関する、鋼中のＣ量と「（Cu＋5Sn)／３」値との
関係を示すグラフである。図１から、連続鋳造時にスラ
ブに割れの発生するおそれがないとされる、絞り値が60
％以上の領域は、溶鋼の段階で下記(1) 式、 Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.% ───────(1) を満足する必要のあることがわかる。上述した点から、
この発明において、Ｃ含有量は、0.01〜0.15wt.%の範囲
内であると共に、溶鋼段階において、上記(1) 式を満足
していることが必要である。
【００１３】(2) Si :Siは、鋼の強度を高める元素であ
る。しかしながら、Si含有量が0.3 wt.%を超えると、赤
スケールと呼ばれる表面欠陥が発生しやすくなる。従っ
て、Si含有量は0.3 wt.%以下に限定すべきである。
る。しかしながら、Si含有量が0.3 wt.%を超えると、赤
スケールと呼ばれる表面欠陥が発生しやすくなる。従っ
て、Si含有量は0.3 wt.%以下に限定すべきである。
【００１４】(3) Mn :Mnも、鋼の強度を高める元素であ
る。Mn含有量が0.1wt.% 未満では鋼板の表面に疵が発生
しやすくなる。一方、Mn含有量が1.0wt.% を超えると強
度が高くなり過ぎて加工性が劣化する。従って、Mn含有
量は 0.1〜1.0wt.% の範囲内に限定すべきである。
る。Mn含有量が0.1wt.% 未満では鋼板の表面に疵が発生
しやすくなる。一方、Mn含有量が1.0wt.% を超えると強
度が高くなり過ぎて加工性が劣化する。従って、Mn含有
量は 0.1〜1.0wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００１５】(4) Ｓ:Ｓの含有量は、鋼板の曲げ加工性
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために少ない
方がよく、従って、 0.025wt.%以下に限定すべきであ
る。この値は、溶接性を確保する点からも重要である。
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために少ない
方がよく、従って、 0.025wt.%以下に限定すべきであ
る。この値は、溶接性を確保する点からも重要である。
【００１６】(5) Ｐ:Ｐは、結晶粒界に偏析しやすく、
鋼板のプレス成形後に２次加工割れと呼ばれる粒界脆性
破壊を生じさせる元素である。従って、その含有量は少
ない方が望ましく、0.03wt.%以下に限定すべきである。
鋼板のプレス成形後に２次加工割れと呼ばれる粒界脆性
破壊を生じさせる元素である。従って、その含有量は少
ない方が望ましく、0.03wt.%以下に限定すべきである。
【００１７】(6) Ｎ:Ｎは、時効性を低下させる元素で
あるために少ない方が望ましく、従って、その含有量
は、0.012 wt.%以下に限定すべきである。
あるために少ない方が望ましく、従って、その含有量
は、0.012 wt.%以下に限定すべきである。
【００１８】(7) sol.Al :Alは、鋼の脱酸のために有効
な元素である。しかしながら、sol.Alの含有量が0.01w
t.%未満ではその効果が不十分であり、一方、sol.Alの
含有量が0.07wt.%を超えると、シリケート系の介在物が
多くなって加工性が劣化し、且つ、コスト高となる。従
って、sol.Alの含有量は、0.01〜0.07wt.%の範囲内に限
定すべきである。
な元素である。しかしながら、sol.Alの含有量が0.01w
t.%未満ではその効果が不十分であり、一方、sol.Alの
含有量が0.07wt.%を超えると、シリケート系の介在物が
多くなって加工性が劣化し、且つ、コスト高となる。従
って、sol.Alの含有量は、0.01〜0.07wt.%の範囲内に限
定すべきである。
【００１９】(8) Cu :Cuは、トランプエレメントとして
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用した場合でも最大0.04wt.%のCuが含有されているため
に、Cu含有量の下限値は0.04wt.%となる。更に、Ｃに関
して述べた如く、連続鋳造時にスラブに生ずる割れを防
止するために、溶鋼段階においてCu含有量は、前記(1)
式即ちＣ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.%を満足している
ことが必要である。
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用した場合でも最大0.04wt.%のCuが含有されているため
に、Cu含有量の下限値は0.04wt.%となる。更に、Ｃに関
して述べた如く、連続鋳造時にスラブに生ずる割れを防
止するために、溶鋼段階においてCu含有量は、前記(1)
式即ちＣ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.%を満足している
ことが必要である。
【００２０】また、Cuの含有量が多いと、熱延鋼板にCu
疵と呼ばれる表面疵が発生し、製品の表面品質が劣化す
る。即ち、連続鋳造されたCu含有スラブを、酸化性雰囲
気で加熱した後、熱間圧延する際に、Cuは、熱間圧延時
に酸化されないため、スケール直下に濃化してCu富化相
が形成される。Cu富化相の融点は比較的低いので、一般
的なスラブ加熱温度である1100℃以上においてCu富化相
が融液になり、この融液がオーステナイト粒界に浸透す
る結果、熱間圧延時に表面割れが発生して表面欠陥とな
る。このような表面欠陥の発生を防止するためには、鋼
中のCu含有量の上限値を0.4 wt.%にすることが必要であ
る。
疵と呼ばれる表面疵が発生し、製品の表面品質が劣化す
る。即ち、連続鋳造されたCu含有スラブを、酸化性雰囲
気で加熱した後、熱間圧延する際に、Cuは、熱間圧延時
に酸化されないため、スケール直下に濃化してCu富化相
が形成される。Cu富化相の融点は比較的低いので、一般
的なスラブ加熱温度である1100℃以上においてCu富化相
が融液になり、この融液がオーステナイト粒界に浸透す
る結果、熱間圧延時に表面割れが発生して表面欠陥とな
る。このような表面欠陥の発生を防止するためには、鋼
中のCu含有量の上限値を0.4 wt.%にすることが必要であ
る。
【００２１】更に、本発明のように、CuとSnとが複合添
加されている鋼の場合には、Cu富化相にSnが濃化し、こ
の相の融点を下げるため、Cu単独添加の鋼板に比較し
て、表面疵が発生しやすくなり、表面品質が劣化する。
図２は、CuおよびSnの含有量と表面疵の発生状態との関
係を示すグラフである。図２から、熱延鋼板に表面疵が
発生するおそれがないとされている領域は、スラブの段
階で下記(2) 式を満足する必要のあることがわかる。 Cu＋10Sn≦0.4 wt.%────────(2)
加されている鋼の場合には、Cu富化相にSnが濃化し、こ
の相の融点を下げるため、Cu単独添加の鋼板に比較し
て、表面疵が発生しやすくなり、表面品質が劣化する。
図２は、CuおよびSnの含有量と表面疵の発生状態との関
係を示すグラフである。図２から、熱延鋼板に表面疵が
発生するおそれがないとされている領域は、スラブの段
階で下記(2) 式を満足する必要のあることがわかる。 Cu＋10Sn≦0.4 wt.%────────(2)
【００２２】上述した点から、CuおよびSnを含有するス
ラブを再加熱した後、熱間圧延する本発明においては、
熱延鋼板の表面品質を改善するために、Cu含有量は、
0.04〜0.4 wt.%の範囲内であると共に、スラブ段階にお
いて、上記(2) 式を満足していることが必要である。
ラブを再加熱した後、熱間圧延する本発明においては、
熱延鋼板の表面品質を改善するために、Cu含有量は、
0.04〜0.4 wt.%の範囲内であると共に、スラブ段階にお
いて、上記(2) 式を満足していることが必要である。
【００２３】(9) Sn :Snは、トランプエレメントとして
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用しない場合でも、最大0.004wt.% のSnが含有されてい
るため、Sn含有量の下限値は0.004wt.% になる。一方、
Sn含有量が0.04wt.%を超えると、熱間延性が劣化し、連
続鋳造によるスラブ製造時に縦割れが発生して、鋼板の
表面品質が劣化する。従って、Sn含有量は、0.004 〜0.
04wt.%の範囲内に限定すべきである。更に、前述したよ
うに、連続鋳造時にスラブに生ずる割れを防止するため
に、溶鋼段階におけるSn含有量は、前記(1) 式即ちＣ＋
（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25wt.%を満足していることが必要
であり、且つ、鋼板の表面品質を改善するために、スラ
ブ段階におけるSn含有量は、前記(2) 式、Cu＋10Sn≦0.
4 wt.%を満足していることが必要である。
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用しない場合でも、最大0.004wt.% のSnが含有されてい
るため、Sn含有量の下限値は0.004wt.% になる。一方、
Sn含有量が0.04wt.%を超えると、熱間延性が劣化し、連
続鋳造によるスラブ製造時に縦割れが発生して、鋼板の
表面品質が劣化する。従って、Sn含有量は、0.004 〜0.
04wt.%の範囲内に限定すべきである。更に、前述したよ
うに、連続鋳造時にスラブに生ずる割れを防止するため
に、溶鋼段階におけるSn含有量は、前記(1) 式即ちＣ＋
（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25wt.%を満足していることが必要
であり、且つ、鋼板の表面品質を改善するために、スラ
ブ段階におけるSn含有量は、前記(2) 式、Cu＋10Sn≦0.
4 wt.%を満足していることが必要である。
【００２４】(10) Ni :Niは、トランプエレメントとし
て含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを
使用しない場合でも、最大0.01wt.%のNiが含有されてい
るため、Ni含有量の下限値は0.01wt.%となる。一方、Ni
は、Cu疵の発生防止および焼入性の向上に有効な元素で
ある。しかしながら、Ni含有量が0.1 wt.%を超えると、
強度が増加し加工性が劣化する。従って、Ni含有量は0.
01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきである。
て含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを
使用しない場合でも、最大0.01wt.%のNiが含有されてい
るため、Ni含有量の下限値は0.01wt.%となる。一方、Ni
は、Cu疵の発生防止および焼入性の向上に有効な元素で
ある。しかしながら、Ni含有量が0.1 wt.%を超えると、
強度が増加し加工性が劣化する。従って、Ni含有量は0.
01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００２５】(11) Cr 、Mo :CrおよびMoも、トランプエ
レメントとして含有される元素であるが、いずれも、鉄
源として鉄スクラップを使用しない場合でも、最大0.01
wt.%のCrおよびMoが含有されているため、CrおよびMoの
含有量の下限値は、それぞれ0.01wt.%となる。一方、Cr
およびMoの各含有量が0.1 wt.%を超えると、強度上昇の
ため加工性が劣化する。従って、CrおよびMoの含有量
は、いずれも0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきであ
る。
レメントとして含有される元素であるが、いずれも、鉄
源として鉄スクラップを使用しない場合でも、最大0.01
wt.%のCrおよびMoが含有されているため、CrおよびMoの
含有量の下限値は、それぞれ0.01wt.%となる。一方、Cr
およびMoの各含有量が0.1 wt.%を超えると、強度上昇の
ため加工性が劣化する。従って、CrおよびMoの含有量
は、いずれも0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきであ
る。
【００２６】次に、この発明の熱延鋼板の製造条件を、
前述した範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によって行ってもよく、鉄源として低品位の鉄
スクラップを、銑鉄に対し10wt.%以上使用して溶製す
る。スラブの鋳造は、その品質上、歩留上および生産能
率上等の有利性から連続鋳造法によって行い、通常の肉
厚の厚スラブまたは薄スラブを鋳造する。
前述した範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によって行ってもよく、鉄源として低品位の鉄
スクラップを、銑鉄に対し10wt.%以上使用して溶製す
る。スラブの鋳造は、その品質上、歩留上および生産能
率上等の有利性から連続鋳造法によって行い、通常の肉
厚の厚スラブまたは薄スラブを鋳造する。
【００２７】連続鋳造時に、鋳造されたスラブに生ずる
割れを防止するため、鋳造前に真空脱ガス装置を使用し
て、前記(1) 式、Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.%を満
足するように、溶鋼中のＣ量を調整する。
割れを防止するため、鋳造前に真空脱ガス装置を使用し
て、前記(1) 式、Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.%を満
足するように、溶鋼中のＣ量を調整する。
【００２８】スラブの加熱温度は、常法の 1,100℃以上
であればよい。熱間圧延の際の仕上げ温度はＡr3変態点
以上に限定すべきである。上記仕上げ温度がＡr3変態点
未満では、鋼板のフェライト粒に歪みが加わり、混粒組
織になって延性が劣化する。熱間圧延の際の巻取り温度
は、常法の 500〜700 ℃の範囲内であればよい。
であればよい。熱間圧延の際の仕上げ温度はＡr3変態点
以上に限定すべきである。上記仕上げ温度がＡr3変態点
未満では、鋼板のフェライト粒に歪みが加わり、混粒組
織になって延性が劣化する。熱間圧延の際の巻取り温度
は、常法の 500〜700 ℃の範囲内であればよい。
【００２９】この発明においては、連続鋳造されたスラ
ブを上記温度に加熱した後、熱間圧延する前に、スラブ
の板幅方向中央部に比較して温度が低下している板幅方
向両端部を、エッジヒータを使用して加熱する。このよ
うに、スラブの板幅方向両端部を加熱することによっ
て、鋼中のCuおよびSnにより、熱間圧延時に生ずるエッ
ジ割れが防止されると共に、スラブの板幅方向の温度分
布が均一化される。
ブを上記温度に加熱した後、熱間圧延する前に、スラブ
の板幅方向中央部に比較して温度が低下している板幅方
向両端部を、エッジヒータを使用して加熱する。このよ
うに、スラブの板幅方向両端部を加熱することによっ
て、鋼中のCuおよびSnにより、熱間圧延時に生ずるエッ
ジ割れが防止されると共に、スラブの板幅方向の温度分
布が均一化される。
【００３０】
【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。鉄源として、平均的に、Cu：0.4w
t.% 、Sn：0.04wt.%、Cr：0.1wt.% およびMo：0.1wt.%
を含有する低品位の鉄スクラップを、銑鉄に対し10wt.%
以上使用した、表１に示す本発明の範囲内の化学成分組
成を有する本発明鋼No. 1 〜５、および、少なくとも１
つの元素が本発明の範囲外の化学成分組成を有する比較
鋼No.1〜６を、電気炉によって溶製し次いでスラブに連
続鋳造した。
比しながら説明する。鉄源として、平均的に、Cu：0.4w
t.% 、Sn：0.04wt.%、Cr：0.1wt.% およびMo：0.1wt.%
を含有する低品位の鉄スクラップを、銑鉄に対し10wt.%
以上使用した、表１に示す本発明の範囲内の化学成分組
成を有する本発明鋼No. 1 〜５、および、少なくとも１
つの元素が本発明の範囲外の化学成分組成を有する比較
鋼No.1〜６を、電気炉によって溶製し次いでスラブに連
続鋳造した。
【００３１】
【表１】
【００３２】次いで、連続鋳造された本発明鋼No.1〜５
のスラブおよび比較鋼No.1〜６のスラブを、表２に示す
加熱温度(ST)、仕上げ圧延温度(FT)および巻取り温度(C
T)によって、3.2mm の板厚まで熱間圧延し、次いで、１
％の調質圧延を施すことによって、本発明熱延鋼板の供
試体（以下、本発明供試体という）No.1〜５および比較
用熱延鋼板の供試体（以下、比較用供試体という）No.1
〜６を調製した。なお、本発明供試体No.1〜５および比
較用供試体No.1については、連続鋳造されたスラブを加
熱した後、熱間圧延する前に、スラブの板幅方向両端部
を、エッジヒータを使用して加熱した。
のスラブおよび比較鋼No.1〜６のスラブを、表２に示す
加熱温度(ST)、仕上げ圧延温度(FT)および巻取り温度(C
T)によって、3.2mm の板厚まで熱間圧延し、次いで、１
％の調質圧延を施すことによって、本発明熱延鋼板の供
試体（以下、本発明供試体という）No.1〜５および比較
用熱延鋼板の供試体（以下、比較用供試体という）No.1
〜６を調製した。なお、本発明供試体No.1〜５および比
較用供試体No.1については、連続鋳造されたスラブを加
熱した後、熱間圧延する前に、スラブの板幅方向両端部
を、エッジヒータを使用して加熱した。
【００３３】
【表２】
【００３４】上記のようにして製造された本発明供試体
および比較用供試体の各々について、その連続鋳造され
たスラブの表面に発生した割れの有無を目視によって調
べ、下記によって評価した。 ○：割れなし、 ×：割れあり。
および比較用供試体の各々について、その連続鋳造され
たスラブの表面に発生した割れの有無を目視によって調
べ、下記によって評価した。 ○：割れなし、 ×：割れあり。
【００３５】また、上記各供試体のスラブ時の熱間延性
を評価するために、各供試体スラブから、直径８mm、平
行部長さ16mmの丸棒状試験片を切り出し、切り出された
試験片を、真空中において1250℃の温度に５分間保持
し、次いで、 700〜1000℃の温度まで急冷し、その温度
において、低歪速度（歪速度10-3/sec）により破断する
まで引張試験を行い、破断面の絞り率（断面減少率）を
求めた。
を評価するために、各供試体スラブから、直径８mm、平
行部長さ16mmの丸棒状試験片を切り出し、切り出された
試験片を、真空中において1250℃の温度に５分間保持
し、次いで、 700〜1000℃の温度まで急冷し、その温度
において、低歪速度（歪速度10-3/sec）により破断する
まで引張試験を行い、破断面の絞り率（断面減少率）を
求めた。
【００３６】本発明供試体および比較用供試体の各々か
ら、JIS ５号試験片を採取し、その機械的性質即ち降伏
強度、引張り強度および全伸びを調べた。また、本発明
供試体および比較用供試体の各々の表面品質即ち表面疵
発生の有無を目視によって調べ、下記によって評価し
た。 ○：表面疵発生なし、 ×：表面疵発生あり。
ら、JIS ５号試験片を採取し、その機械的性質即ち降伏
強度、引張り強度および全伸びを調べた。また、本発明
供試体および比較用供試体の各々の表面品質即ち表面疵
発生の有無を目視によって調べ、下記によって評価し
た。 ○：表面疵発生なし、 ×：表面疵発生あり。
【００３７】上記のようにして調べた、各供試体におけ
るスラブの製造性即ちスラブ割れの有無および熱間延性
即ち絞り率、および、各供試体の各々の材質特性即ち降
伏強度、引張強度、全伸び並びに表面品質を、表２に併
せて示した。
るスラブの製造性即ちスラブ割れの有無および熱間延性
即ち絞り率、および、各供試体の各々の材質特性即ち降
伏強度、引張強度、全伸び並びに表面品質を、表２に併
せて示した。
【００３８】表１および表２から明らかなように、仕上
げ圧延温度（FT）が本発明の範囲を外れて低い比較用供
試体No.1においては、ミクロ組織がフェライト混粒とな
ったために、伸びが大幅に低下した。
げ圧延温度（FT）が本発明の範囲を外れて低い比較用供
試体No.1においては、ミクロ組織がフェライト混粒とな
ったために、伸びが大幅に低下した。
【００３９】CuおよびSnの各々の含有量は本発明の範囲
内であっても、溶鋼段階における「Ｃ＋（Cu＋5Sn)／
３」値が本発明の範囲を超えて多い比較用供試体No. ３
〜６においては、連続鋳造によるスラブ製造時に割れが
発生した。また、CuおよびSnの各々の含有量は本発明の
範囲内であっても、スラブ段階における「Cu＋10Sn」値
が本発明の範囲を超えて多い比較用供試体No. １および
３においては、表面疵が発生し、表面品質が劣化した。
内であっても、溶鋼段階における「Ｃ＋（Cu＋5Sn)／
３」値が本発明の範囲を超えて多い比較用供試体No. ３
〜６においては、連続鋳造によるスラブ製造時に割れが
発生した。また、CuおよびSnの各々の含有量は本発明の
範囲内であっても、スラブ段階における「Cu＋10Sn」値
が本発明の範囲を超えて多い比較用供試体No. １および
３においては、表面疵が発生し、表面品質が劣化した。
【００４０】Mn含有量が本発明の範囲を超えて多い比較
用供試体No. １、および、Ｃ含有量が本発明の範囲を超
えて多い比較用供試体No. ４〜６においては、引張り強
度が50Kgf/mm2 超となり、伸びが低いために、加工性が
劣化した。また、比較用供試体No. ２〜６においては、
スラブを熱間圧延する前に、エッジヒータによってその
板幅方向両端部を加熱しなかったために、鋼板両端部の
全伸びは、中央部に比較して大幅に低下し、鋼板板幅方
向の材質均一性が劣っていた。
用供試体No. １、および、Ｃ含有量が本発明の範囲を超
えて多い比較用供試体No. ４〜６においては、引張り強
度が50Kgf/mm2 超となり、伸びが低いために、加工性が
劣化した。また、比較用供試体No. ２〜６においては、
スラブを熱間圧延する前に、エッジヒータによってその
板幅方向両端部を加熱しなかったために、鋼板両端部の
全伸びは、中央部に比較して大幅に低下し、鋼板板幅方
向の材質均一性が劣っていた。
【００４１】これに対して、鋼の化学成分組成および製
造条件が何れもこの発明の範囲内である本発明供試体N
o.1〜５においては、連続鋳造によるスラブ製造時に割
れが発生することはなく、機械的性質および表面品質等
の材質特性の何れも優れていた。
造条件が何れもこの発明の範囲内である本発明供試体N
o.1〜５においては、連続鋳造によるスラブ製造時に割
れが発生することはなく、機械的性質および表面品質等
の材質特性の何れも優れていた。
【００４２】上記実施例における鉄スクラップの使用割
合は、銑鉄に対し10wt.%以上であるが、鉄源として鉄ス
クラップをどのような割合で使用してもよいことは、勿
論である。
合は、銑鉄に対し10wt.%以上であるが、鉄源として鉄ス
クラップをどのような割合で使用してもよいことは、勿
論である。
【００４３】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
鉄源として鉄スクラップを使用したCu，Snのようなトラ
ンプエレメントを含有する鋼の連続鋳造時に、鋳造され
たスラブに生ずる割れが防止され、且つ、スラブの熱間
加工性が向上して、表面疵のない品質の優れた熱延鋼板
が得られる、工業上有用な効果がもたらされる。
鉄源として鉄スクラップを使用したCu，Snのようなトラ
ンプエレメントを含有する鋼の連続鋳造時に、鋳造され
たスラブに生ずる割れが防止され、且つ、スラブの熱間
加工性が向上して、表面疵のない品質の優れた熱延鋼板
が得られる、工業上有用な効果がもたらされる。
【図１】絞り値に関する、鋼中のＣ量と「（Cu＋5Sn)／
３」値との関係を示すグラフである。
３」値との関係を示すグラフである。
【図２】表面疵に関する、鋼中のSn量およびCu量と、
「Cu＋10Sn」値との関係を示すグラフである。
「Cu＋10Sn」値との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−157844（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−185185（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−179395（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−156357（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 B21B 3/00 B21B 45/00 C21D 8/02
Claims (2)
- 【請求項１】 鉄源として鉄スクラップを使用し溶製し
た、実質的に下記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.3 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜1.0 wt.%、 燐(P) ： 0.03 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄（Fe）よりなり、溶鋼の段階で下記(1) 式、 Ｃ＋（Cu＋5Sn)／３≦ 0.25 wt.% ───────(1) を満足しており、そして、前記溶鋼を鋳造したスラブの
段階で下記(2) 式 Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ───────────(2) を満足していることを特徴とする、割れおよび表面疵の
ない熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の化学成分組成を有する
鋼を、転炉または電気炉によって溶製した後、連続鋳造
によってスラブに鋳造し、次いで、前記スラブを1,100
℃以上の温度に加熱し、次いで、加熱されたスラブの板
幅方向両端部をエッジヒータにより加熱して、前記スラ
ブの板幅方向における温度分布を均一化し、次いで、前
記板幅方向の温度分布が均一化されたスラブを、Ar3 変
態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、得られた鋼帯を、
500 〜700 ℃の温度で巻き取ることを特徴とする、割れ
および表面疵のない熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23402094A JP3180575B2 (ja) | 1994-09-02 | 1994-09-02 | 割れおよび表面疵のない熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23402094A JP3180575B2 (ja) | 1994-09-02 | 1994-09-02 | 割れおよび表面疵のない熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0873995A JPH0873995A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3180575B2 true JP3180575B2 (ja) | 2001-06-25 |
Family
ID=16964307
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23402094A Expired - Fee Related JP3180575B2 (ja) | 1994-09-02 | 1994-09-02 | 割れおよび表面疵のない熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3180575B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6365511B2 (ja) * | 2015-11-16 | 2018-08-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｃｕ含有鋼材の製造方法 |
| CN105925893B (zh) * | 2016-06-23 | 2017-11-03 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种250mm厚的S355NL低碳高韧性低合金钢板及其制造方法 |
-
1994
- 1994-09-02 JP JP23402094A patent/JP3180575B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0873995A (ja) | 1996-03-19 |
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