JP3388937B2 - 極低炭素鋼の製造方法 - Google Patents
極低炭素鋼の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、表面性状の優れた極低
炭素鋼板の製造方法に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来から主に自動車向け良加工性鋼板用
素材として、例えば特公昭４４−１８０６６号公報「プ
レス成形性に優れた冷延鋼板の製造法」に開示されてい
るように、鋼中の炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）の含有量をで
きるだけ少なくした上で、Ｃ，Ｎと化合物をつくるチタ
ン（Ｔｉ）を当量以上添加したＴｉ添加極低炭素鋼が広
く使われてきた。 【０００３】ここでのＴｉ添加の目的は、深絞り強加工
時にストレッチャーストレインと呼ばれているしわ状の
欠陥が生じるのを防止するために、マトリックスから固
溶しているＣおよびＮをＴｉと結合させて完全に取り除
き無害化するためである。 【０００４】このようなＴｉ添加極低炭素鋼の製造方法
としては、大量生産による製造コストの低減，鋳片品質
の高位安定化等の観点から、周囲を水冷銅板で構成され
た中空鋳型内に溶鋼を連続的に供給かつ凝固させること
で、スラブ鋳片を連続的に製造するいわゆる連続鋳造方
法によりスラブが鋳造され、引き続きこのスラブを加熱
炉内で加熱高温保持したのち熱間圧延する方法が一般に
採用されてきた。 【０００５】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら前記した
従来の技術を用いて、Ｔｉ添加極低炭素鋼を鋳造し圧延
した場合、圧延前のスラブ鋳片加熱時に生成した表層の
酸化スケールに起因した表面疵が多発し、製品での歩留
まりが低下するといった問題が残されていた。 【０００６】本発明は上記課題を解決し、表面疵が少な
く工業的に安定かつ安価に製造可能な極低炭素鋼の製造
方法を提供する。 【０００７】 【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、Ｔ
ｉ添加極低炭素鋼板の表面性状の改善方法について実験
的研究を積み重ね、以下の手段を適用することで前記課
題を解決し、表面性状の優れた極低炭素鋼板が得られる
ことを知見した。 【０００８】本発明は、鋼中の炭素含有量が０．０１重
量％以下で、かつチタンを０．００５〜０．１５０重量
％の範囲で添加した極低炭素鋼を製造するにあたり、圧
延前のスラブ加熱条件を下記数１に従って行うことを特
徴とする極低炭素鋼の製造方法である。 【０００９】 【数２】 ａ・ＰＯ2 0.80 ・〔ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ）ｔ〕 0.5 ＜５０……（１） 【００１０】ここで、ａ ：係数（＝３０９０７）， Ｑ ：酸素の拡散の活性化エネルギー， （＝４０３００ｋｃａｌ／ｍｏｌ・Ｋ）， Ｒ ： ガス定数（＝１．９８７ｋｃａｌ／ｍｏ
ｌ）， ＰＯ2 ：雰囲気中の酸素分圧（ａｔｍ）， ｔ ：加熱時間（ｍｉｎ）， Ｔ ：加熱温度（Ｋ） 【００１１】 【作用】以下、本発明の作用を詳細に説明する。本発明
者らは、従来の技術における前記問題点を解決すべく、
先ずスラブ鋳片を加熱した際に生じる酸化スケール生成
挙動を詳細に調査した。 【００１２】図１（ａ）は、Ｔｉ添加極低炭素鋼（Ｃ＝
０．００１５重量％，Ｔｉ＝０．０５重量％）と、これ
と比較すると表層の酸化スケールに起因した表面疵が少
ない図（ｂ）のアルミキルド低炭素鋼（Ｃ＝０．０５重
量％）を、１２００℃で１２０ｍｉｎ加熱した後の表層
酸化スケールの状況を模式的に示したものである。 【００１３】なお、加熱炉内の雰囲気中の酸素濃度は３
％とした。図（ｂ）のアルミキルド低炭素鋼の場合、表
面スケールの他に、地鉄側表層のＣ濃度が低下した脱炭
層が形成されるのが特徴である。 【００１４】一方図（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、
地鉄側表層の脱炭層の形成は顕著ではなく、これに代わ
って表層の粒界や一部粒内が局部的に酸化されているの
が特徴である。この局部的に酸化されている部分の成分
分析を行った結果、これらは主に鋼中のＴｉが酸化され
たものであることが判明した。 【００１５】図２は、地鉄側表層のビッカース硬度を測
定した結果である。前記（ｂ）アルミキルド低炭素鋼の
場合、内部と比較して表層の硬度が低下する傾向にあ
る。これは、前記した表層の脱炭層の形成によるものと
推定される。 【００１６】一方（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、逆
に内部よりも表層の硬度が上昇する傾向にある。これは
前記した表層のＴｉの粒界あるいは一部粒内での局部酸
化によるものと推定される。 【００１７】以上のことから、圧延前のスラブ加熱時に
生成した酸化スケール起因の表面疵が発生しやすい
（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼と同酸化スケール起因の表面
疵が少ない（ｂ）アルミキルド低炭素鋼では、スラブ加
熱時の酸化スケールとくに地鉄側表層のいわゆるサブス
ケールの生成挙動に大きな差異があることが判る。 【００１８】またこれらのことから、（ａ）Ｔｉ添加極
低炭素鋼では表層近傍の粒界あるいは一部粒内でのＴｉ
酸化物の残留、およびこれらの生成による表層の硬度の
増大すなわち加工性の低下により、圧延時に酸化スケー
ル起因の表面疵が発生しやすいものと推定される。 【００１９】このような鋼中元素Ｍの酸化反応は、一般
的に下記（２）式のように表される。 【００２０】 【数３】【００２１】ここでｍ，ｎは、化学量論的な係数であ
る。 【００２２】また、このときの酸素１モル当たりの生成
自由エネルギー変化ΔＧは、次（３）式のように表され
る。 【００２３】 【数４】 【００２４】ここでΔＧ0 は、標準生成自由エネルギー
変化，Ｒはガス定数，Ｔは温度，ａＭはＭ成分の活量，
ＰＯ2 は酸素ポテンシアルである。またΔＧが負の大き
な値をとるほど酸化物の生成傾向は強くなる。 【００２５】（３）式より、酸化物の生成自由エネルギ
ー変化ΔＧは、鋼中の成分の活量と酸素ポテンシアル，
換言すると、鋼中の成分濃度と雰囲気中の酸素分圧に依
存することが判る。 【００２６】表１は、雰囲気中の酸素分圧をスラブ加熱
炉中とほぼ同等な０．０４ａｔｍ（酸素濃度４％）と仮
定して、前記（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼と（ｂ）アルミ
キルド低炭素綱における酸化物の生成自由エネルギー変
化を試算した結果である。表１より、（ｂ）アルミキル
ド低炭素綱では、地鉄の酸化よりも鋼中のＣの酸化傾向
の方が強く、表層の脱炭反応が起こりやすいことが推察
される。 【００２７】一方（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、地
鉄の酸化よりも鋼中のＣの酸化傾向の方が弱く、表層の
脱炭反応が起こりにくいこと、および地鉄の酸化よりも
Ｔｉの酸化傾向の方が強く、Ｔｉが優先酸化されやすい
ことが判る。 【００２８】同様の計算より、Ｔｉが地鉄よりも優先酸
化されうる限界濃度は０．０００２重量％程度と見積も
られ、工業的には極低炭素鋼に添加される０．００５〜
０．１５０重量％の範囲では、前記Ｔｉの優先酸化が起
こり得る。 【００２９】 【表１】 【００３０】また図３は、鋼中のＣ濃度とＣＯの生成自
由エネルギー変化の関係を試算した結果である。ここで
は、酸素分圧は０．０４ａｔｍ，ＣＯ分圧は０．０１ａ
ｔｍと仮定して計算した。これより、Ｃ濃度が約０．０
１重量％より高い場合では、地鉄の酸化よりもＣの酸化
傾向の方が強く、脱炭反応が起こりやすいが、Ｃ濃度が
約０．０１重量％以下では、地鉄の酸化よりもＣの酸化
傾向の方が弱く、脱炭反応が起こりにくくなることが推
察される。これはＣ濃度の異なる種々のスラブ鋳片を加
熱した場合の、表層の脱炭層の生成傾向とほぼ一致す
る。 【００３１】このように、スラブ加熱時の酸化スケー
ル，特にサブスケール生成挙動が鋼種によって異なるこ
とが、熱力学的な検討結果からも半定量的に説明するこ
とができる。 【００３２】次に本発明者らは、前記スラブ加熱後のＴ
ｉの粒界酸化深さｄと、圧延後のスケール系表面疵の発
生状況との関係について検討を重ねた。その結果は図４
に示すように、Ｔｉの粒界酸化深さｄが５０μｍ以上に
なると圧延後のスケール系表面疵の発生が顕著になり、
これ以下では表面疵への影響としては工業的にはほとん
ど無害であることを知見した。 【００３３】なお図４の表面疵発生率は、冷延コイルよ
り１ｍ長さのサンプルを抜き取り採取したときの、全抜
き取り枚数に対するスラブ加熱時の酸化スケール起因表
面欠陥が検出された枚数の割合（％）である。 【００３４】これは、圧延後の鋼板の表面粗度が通常数
１０μｍ程度あるために、深さがこれと同程度かもしく
はこれ以下の粒界酸化は欠陥として顕在化しないためと
推定される。 【００３５】そこで本発明者らは、前記スラブ加熱後の
Ｔｉの粒界酸化深さｄに及ぼすスラブ加熱条件の影響と
して、 加熱炉内雰囲気中の酸素分圧ＰＯ2 （ａｔ
ｍ）， 加熱保持温度Ｔ（Ｋ）， 加熱保持時間ｔ
（ｍｉｎ）に着目し、これらの条件の影響を詳細に検討
した。その結果、Ｔｉの粒界酸化は表面からの酸素の拡
散に律速され、酸素の拡散係数Ｄｏを用いると次（４）
式のように表されることを知見した。 【００３６】 【数５】 ｄ＝ａ・√（Ｄｏ・ｔ） …………（４） 【００３７】ここで、ａは係数で、√（Ｄｏ・ｔ）は酸
素の拡散距離を表す。またＤｏは、温度Ｔの関数として
次式、数６のように表される。 【００３８】 【数６】 Ｄｏ＝Ｄ・ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ） …………（５） 【００３９】ここで、Ｄは係数，Ｑは拡散の活性化エネ
ルギーで４０３００ｋｃａｌ／ｍｏｌ・Ｋ，Ｒはガス定
数１．９８７ｋｃａｌ／ｍｏｌである。 【００４０】本発明者らの研究によると、ｄは加熱炉内
雰囲気中の酸素濃度（分圧）ＰＯ2の０．８０乗に比例
し、（４）式の最終的な形として、次の（６）式が実験
的に導かれた。 【００４１】 【数７】 ｄ＝ａ・ＰＯ2 0.80 ・〔ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ）ｔ〕 0.5 ……（６） 【００４２】ここでａは実験的に求めた係数で、３０９
０７のとき、ｄの値を最も精度よく推定できた。従って
（６）式で求めたｄと図４で示した結果を比較してスラ
ブの加熱条件を調整し（６）式のｄの値が５０μ未満と
なれば、工業的には殆ど無害である良好な表面の極低炭
素鋼板が得られることになる。 【００４３】 【実施例】連続鋳造法で製造した極低炭素鋼スラブを、
加熱雰囲気中の酸素分圧ＰＯ2 ＝０．０４，０．０７ａ
ｔｍ，加熱保持温度Ｔ＝１３２３，１３７３，１４２
３，１４７３，１５２３Ｋ，加熱保持時間ｔ＝６０，９
０，１２０，１５０，１８０ｍｉｎの条件で、適宜本発
明例とそれ以外の条件に組み合わせて加熱し、熱間圧延
を行った。 【００４４】表２は本実施例で使用した極低炭素鋼スラ
ブの代表的な化学成分を示したものである。 【００４５】 【表２】 【００４６】表３は熱間圧延後のコイルを冷間圧延し、
スケール起因の表面疵の発生状況を調査した結果をまと
めたものである。この表から前記（６）式に従って計算
したｄの値が５０μｍ以下の本発明例の場合、コイル抜
き取り検査の結果、スケール起因の表面疵の発生が軽微
で工業的な目標レベルである欠陥発生率１％以下を満足
し、全量合格した。 【００４７】 【表３】【００４８】 【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、炭素
含有量０．０１％以下，チタンを０．００５〜０．１５
０％の範囲で添加した極低炭素鋼を製造するにあたり、
圧延前のスラブ加熱条件を一定の条件式に従って行うこ
とにより、スラブ加熱時の酸化スケール起因の表面疵の
少ないチタン添加極低炭素鋼を、工業的に安定かつ安価
に製造することが可能となり、製品としての歩留りも向
上して良質かつ安価な加工性鋼板用素材を提供できる。
炭素鋼板の製造方法に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来から主に自動車向け良加工性鋼板用
素材として、例えば特公昭４４−１８０６６号公報「プ
レス成形性に優れた冷延鋼板の製造法」に開示されてい
るように、鋼中の炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）の含有量をで
きるだけ少なくした上で、Ｃ，Ｎと化合物をつくるチタ
ン（Ｔｉ）を当量以上添加したＴｉ添加極低炭素鋼が広
く使われてきた。 【０００３】ここでのＴｉ添加の目的は、深絞り強加工
時にストレッチャーストレインと呼ばれているしわ状の
欠陥が生じるのを防止するために、マトリックスから固
溶しているＣおよびＮをＴｉと結合させて完全に取り除
き無害化するためである。 【０００４】このようなＴｉ添加極低炭素鋼の製造方法
としては、大量生産による製造コストの低減，鋳片品質
の高位安定化等の観点から、周囲を水冷銅板で構成され
た中空鋳型内に溶鋼を連続的に供給かつ凝固させること
で、スラブ鋳片を連続的に製造するいわゆる連続鋳造方
法によりスラブが鋳造され、引き続きこのスラブを加熱
炉内で加熱高温保持したのち熱間圧延する方法が一般に
採用されてきた。 【０００５】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら前記した
従来の技術を用いて、Ｔｉ添加極低炭素鋼を鋳造し圧延
した場合、圧延前のスラブ鋳片加熱時に生成した表層の
酸化スケールに起因した表面疵が多発し、製品での歩留
まりが低下するといった問題が残されていた。 【０００６】本発明は上記課題を解決し、表面疵が少な
く工業的に安定かつ安価に製造可能な極低炭素鋼の製造
方法を提供する。 【０００７】 【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、Ｔ
ｉ添加極低炭素鋼板の表面性状の改善方法について実験
的研究を積み重ね、以下の手段を適用することで前記課
題を解決し、表面性状の優れた極低炭素鋼板が得られる
ことを知見した。 【０００８】本発明は、鋼中の炭素含有量が０．０１重
量％以下で、かつチタンを０．００５〜０．１５０重量
％の範囲で添加した極低炭素鋼を製造するにあたり、圧
延前のスラブ加熱条件を下記数１に従って行うことを特
徴とする極低炭素鋼の製造方法である。 【０００９】 【数２】 ａ・ＰＯ2 0.80 ・〔ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ）ｔ〕 0.5 ＜５０……（１） 【００１０】ここで、ａ ：係数（＝３０９０７）， Ｑ ：酸素の拡散の活性化エネルギー， （＝４０３００ｋｃａｌ／ｍｏｌ・Ｋ）， Ｒ ： ガス定数（＝１．９８７ｋｃａｌ／ｍｏ
ｌ）， ＰＯ2 ：雰囲気中の酸素分圧（ａｔｍ）， ｔ ：加熱時間（ｍｉｎ）， Ｔ ：加熱温度（Ｋ） 【００１１】 【作用】以下、本発明の作用を詳細に説明する。本発明
者らは、従来の技術における前記問題点を解決すべく、
先ずスラブ鋳片を加熱した際に生じる酸化スケール生成
挙動を詳細に調査した。 【００１２】図１（ａ）は、Ｔｉ添加極低炭素鋼（Ｃ＝
０．００１５重量％，Ｔｉ＝０．０５重量％）と、これ
と比較すると表層の酸化スケールに起因した表面疵が少
ない図（ｂ）のアルミキルド低炭素鋼（Ｃ＝０．０５重
量％）を、１２００℃で１２０ｍｉｎ加熱した後の表層
酸化スケールの状況を模式的に示したものである。 【００１３】なお、加熱炉内の雰囲気中の酸素濃度は３
％とした。図（ｂ）のアルミキルド低炭素鋼の場合、表
面スケールの他に、地鉄側表層のＣ濃度が低下した脱炭
層が形成されるのが特徴である。 【００１４】一方図（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、
地鉄側表層の脱炭層の形成は顕著ではなく、これに代わ
って表層の粒界や一部粒内が局部的に酸化されているの
が特徴である。この局部的に酸化されている部分の成分
分析を行った結果、これらは主に鋼中のＴｉが酸化され
たものであることが判明した。 【００１５】図２は、地鉄側表層のビッカース硬度を測
定した結果である。前記（ｂ）アルミキルド低炭素鋼の
場合、内部と比較して表層の硬度が低下する傾向にあ
る。これは、前記した表層の脱炭層の形成によるものと
推定される。 【００１６】一方（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、逆
に内部よりも表層の硬度が上昇する傾向にある。これは
前記した表層のＴｉの粒界あるいは一部粒内での局部酸
化によるものと推定される。 【００１７】以上のことから、圧延前のスラブ加熱時に
生成した酸化スケール起因の表面疵が発生しやすい
（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼と同酸化スケール起因の表面
疵が少ない（ｂ）アルミキルド低炭素鋼では、スラブ加
熱時の酸化スケールとくに地鉄側表層のいわゆるサブス
ケールの生成挙動に大きな差異があることが判る。 【００１８】またこれらのことから、（ａ）Ｔｉ添加極
低炭素鋼では表層近傍の粒界あるいは一部粒内でのＴｉ
酸化物の残留、およびこれらの生成による表層の硬度の
増大すなわち加工性の低下により、圧延時に酸化スケー
ル起因の表面疵が発生しやすいものと推定される。 【００１９】このような鋼中元素Ｍの酸化反応は、一般
的に下記（２）式のように表される。 【００２０】 【数３】【００２１】ここでｍ，ｎは、化学量論的な係数であ
る。 【００２２】また、このときの酸素１モル当たりの生成
自由エネルギー変化ΔＧは、次（３）式のように表され
る。 【００２３】 【数４】 【００２４】ここでΔＧ0 は、標準生成自由エネルギー
変化，Ｒはガス定数，Ｔは温度，ａＭはＭ成分の活量，
ＰＯ2 は酸素ポテンシアルである。またΔＧが負の大き
な値をとるほど酸化物の生成傾向は強くなる。 【００２５】（３）式より、酸化物の生成自由エネルギ
ー変化ΔＧは、鋼中の成分の活量と酸素ポテンシアル，
換言すると、鋼中の成分濃度と雰囲気中の酸素分圧に依
存することが判る。 【００２６】表１は、雰囲気中の酸素分圧をスラブ加熱
炉中とほぼ同等な０．０４ａｔｍ（酸素濃度４％）と仮
定して、前記（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼と（ｂ）アルミ
キルド低炭素綱における酸化物の生成自由エネルギー変
化を試算した結果である。表１より、（ｂ）アルミキル
ド低炭素綱では、地鉄の酸化よりも鋼中のＣの酸化傾向
の方が強く、表層の脱炭反応が起こりやすいことが推察
される。 【００２７】一方（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、地
鉄の酸化よりも鋼中のＣの酸化傾向の方が弱く、表層の
脱炭反応が起こりにくいこと、および地鉄の酸化よりも
Ｔｉの酸化傾向の方が強く、Ｔｉが優先酸化されやすい
ことが判る。 【００２８】同様の計算より、Ｔｉが地鉄よりも優先酸
化されうる限界濃度は０．０００２重量％程度と見積も
られ、工業的には極低炭素鋼に添加される０．００５〜
０．１５０重量％の範囲では、前記Ｔｉの優先酸化が起
こり得る。 【００２９】 【表１】 【００３０】また図３は、鋼中のＣ濃度とＣＯの生成自
由エネルギー変化の関係を試算した結果である。ここで
は、酸素分圧は０．０４ａｔｍ，ＣＯ分圧は０．０１ａ
ｔｍと仮定して計算した。これより、Ｃ濃度が約０．０
１重量％より高い場合では、地鉄の酸化よりもＣの酸化
傾向の方が強く、脱炭反応が起こりやすいが、Ｃ濃度が
約０．０１重量％以下では、地鉄の酸化よりもＣの酸化
傾向の方が弱く、脱炭反応が起こりにくくなることが推
察される。これはＣ濃度の異なる種々のスラブ鋳片を加
熱した場合の、表層の脱炭層の生成傾向とほぼ一致す
る。 【００３１】このように、スラブ加熱時の酸化スケー
ル，特にサブスケール生成挙動が鋼種によって異なるこ
とが、熱力学的な検討結果からも半定量的に説明するこ
とができる。 【００３２】次に本発明者らは、前記スラブ加熱後のＴ
ｉの粒界酸化深さｄと、圧延後のスケール系表面疵の発
生状況との関係について検討を重ねた。その結果は図４
に示すように、Ｔｉの粒界酸化深さｄが５０μｍ以上に
なると圧延後のスケール系表面疵の発生が顕著になり、
これ以下では表面疵への影響としては工業的にはほとん
ど無害であることを知見した。 【００３３】なお図４の表面疵発生率は、冷延コイルよ
り１ｍ長さのサンプルを抜き取り採取したときの、全抜
き取り枚数に対するスラブ加熱時の酸化スケール起因表
面欠陥が検出された枚数の割合（％）である。 【００３４】これは、圧延後の鋼板の表面粗度が通常数
１０μｍ程度あるために、深さがこれと同程度かもしく
はこれ以下の粒界酸化は欠陥として顕在化しないためと
推定される。 【００３５】そこで本発明者らは、前記スラブ加熱後の
Ｔｉの粒界酸化深さｄに及ぼすスラブ加熱条件の影響と
して、 加熱炉内雰囲気中の酸素分圧ＰＯ2 （ａｔ
ｍ）， 加熱保持温度Ｔ（Ｋ）， 加熱保持時間ｔ
（ｍｉｎ）に着目し、これらの条件の影響を詳細に検討
した。その結果、Ｔｉの粒界酸化は表面からの酸素の拡
散に律速され、酸素の拡散係数Ｄｏを用いると次（４）
式のように表されることを知見した。 【００３６】 【数５】 ｄ＝ａ・√（Ｄｏ・ｔ） …………（４） 【００３７】ここで、ａは係数で、√（Ｄｏ・ｔ）は酸
素の拡散距離を表す。またＤｏは、温度Ｔの関数として
次式、数６のように表される。 【００３８】 【数６】 Ｄｏ＝Ｄ・ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ） …………（５） 【００３９】ここで、Ｄは係数，Ｑは拡散の活性化エネ
ルギーで４０３００ｋｃａｌ／ｍｏｌ・Ｋ，Ｒはガス定
数１．９８７ｋｃａｌ／ｍｏｌである。 【００４０】本発明者らの研究によると、ｄは加熱炉内
雰囲気中の酸素濃度（分圧）ＰＯ2の０．８０乗に比例
し、（４）式の最終的な形として、次の（６）式が実験
的に導かれた。 【００４１】 【数７】 ｄ＝ａ・ＰＯ2 0.80 ・〔ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ）ｔ〕 0.5 ……（６） 【００４２】ここでａは実験的に求めた係数で、３０９
０７のとき、ｄの値を最も精度よく推定できた。従って
（６）式で求めたｄと図４で示した結果を比較してスラ
ブの加熱条件を調整し（６）式のｄの値が５０μ未満と
なれば、工業的には殆ど無害である良好な表面の極低炭
素鋼板が得られることになる。 【００４３】 【実施例】連続鋳造法で製造した極低炭素鋼スラブを、
加熱雰囲気中の酸素分圧ＰＯ2 ＝０．０４，０．０７ａ
ｔｍ，加熱保持温度Ｔ＝１３２３，１３７３，１４２
３，１４７３，１５２３Ｋ，加熱保持時間ｔ＝６０，９
０，１２０，１５０，１８０ｍｉｎの条件で、適宜本発
明例とそれ以外の条件に組み合わせて加熱し、熱間圧延
を行った。 【００４４】表２は本実施例で使用した極低炭素鋼スラ
ブの代表的な化学成分を示したものである。 【００４５】 【表２】 【００４６】表３は熱間圧延後のコイルを冷間圧延し、
スケール起因の表面疵の発生状況を調査した結果をまと
めたものである。この表から前記（６）式に従って計算
したｄの値が５０μｍ以下の本発明例の場合、コイル抜
き取り検査の結果、スケール起因の表面疵の発生が軽微
で工業的な目標レベルである欠陥発生率１％以下を満足
し、全量合格した。 【００４７】 【表３】【００４８】 【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、炭素
含有量０．０１％以下，チタンを０．００５〜０．１５
０％の範囲で添加した極低炭素鋼を製造するにあたり、
圧延前のスラブ加熱条件を一定の条件式に従って行うこ
とにより、スラブ加熱時の酸化スケール起因の表面疵の
少ないチタン添加極低炭素鋼を、工業的に安定かつ安価
に製造することが可能となり、製品としての歩留りも向
上して良質かつ安価な加工性鋼板用素材を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図（ａ）Ｔｉ添加極低炭素鋼と図（ｂ）アルミ
キルド低炭素鋼のスラブ加熱時の表層酸化スケールの生
成状況を模式的に示した図面である。 【図２】地鉄側表層のビッカース硬度を測定した結果を
示す図面である。 【図３】鋼中のＣ濃度とＣＯの生成自由エネルギー変化
の関係を試算した結果を示す図面である。 【図４】粒界酸化深さと圧延後のスケール系表面疵（欠
陥）の発生状況の関係を示す図面である。
キルド低炭素鋼のスラブ加熱時の表層酸化スケールの生
成状況を模式的に示した図面である。 【図２】地鉄側表層のビッカース硬度を測定した結果を
示す図面である。 【図３】鋼中のＣ濃度とＣＯの生成自由エネルギー変化
の関係を試算した結果を示す図面である。 【図４】粒界酸化深さと圧延後のスケール系表面疵（欠
陥）の発生状況の関係を示す図面である。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平４−138803（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 11/00 102
B21B 1/02
C21D 9/00 101
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 鋼中の炭素含有量が０．０１重量％以下
で、かつチタンを０．００５〜０．１５０重量％の範囲
で添加した極低炭素鋼を製造するにあたり、圧延前のス
ラブ加熱条件を下記数１に従って行うことを特徴とする
極低炭素鋼の製造方法。 【数１】 ａ・ＰＯ2 0.80 ・〔ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ）ｔ〕 0.5 ＜５０ ここで、ａ ：係数（＝３０９０７） Ｑ ：酸素の拡散の活性化エネルギー （＝４０３００ｋｃａｌ／ｍｏｌ・Ｋ） Ｒ ：ガス定数（＝１．９８７ｋｃａｌ／ｍｏｌ） ＰＯ2 ：雰囲気中の酸素分圧（ａｔｍ） ｔ ：加熱時間（ｍｉｎ） Ｔ ：加熱温度（Ｋ）
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| JP08766395A JP3388937B2 (ja) | 1995-03-22 | 1995-03-22 | 極低炭素鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP08766395A JP3388937B2 (ja) | 1995-03-22 | 1995-03-22 | 極低炭素鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08260061A JPH08260061A (ja) | 1996-10-08 |
| JP3388937B2 true JP3388937B2 (ja) | 2003-03-24 |
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ID=13921197
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP08766395A Expired - Fee Related JP3388937B2 (ja) | 1995-03-22 | 1995-03-22 | 極低炭素鋼の製造方法 |
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| JP (1) | JP3388937B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4612271B2 (ja) * | 2002-10-29 | 2011-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 極低炭素鋼の連続鋳造方法 |
-
1995
- 1995-03-22 JP JP08766395A patent/JP3388937B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH08260061A (ja) | 1996-10-08 |
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