JP3462790B2 - 介在物性欠陥が少ない圧延鋼材 - Google Patents
介在物性欠陥が少ない圧延鋼材Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用鋼板、深
絞り缶用鋼板、鋼管などに適した介在物性欠陥が少ない
圧延鋼材に関するものである。
絞り缶用鋼板、鋼管などに適した介在物性欠陥が少ない
圧延鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】例えば、鋼板や鋼管などの圧延鋼材は、
一般的に転炉で溶製された未脱酸の溶鋼をAlで脱酸を行
うアルミキルド鋼として製造されており、圧延後におい
て介在物起因の表面欠陥や内部欠陥として、冷延時のス
リバー疵（線状疵）、深絞り時の割れやピンホール、鋼
管溶接部のＵＳＴ欠陥などが発生する場合がある。これ
らの介在物性欠陥は、精錬時における溶鋼中の脱酸工程
で生成されるアルミナ等の酸化物系介在物に起因するこ
とが知られている。この酸化物系介在物を溶鋼から除去
する方法として、(1) 脱酸後に、酸化物系介在物の凝
集、合体による溶鋼からの浮上、分離時間をできるだけ
長くとるように転炉での出鋼時にAl等の脱酸剤を投入す
る方法や、(2) 二次精錬法の一つであるＣＡＳやＲＨ処
理で溶鋼の強攪拌を行い、酸化物系介在物の浮上、分離
を促進する方法や、(3) 溶鋼中へのＣａの添加によって
アルミナをCaO-Al2O3 とし、圧延加工時に破砕され易い
形態に制御して無害化する方法等が行われていた。
一般的に転炉で溶製された未脱酸の溶鋼をAlで脱酸を行
うアルミキルド鋼として製造されており、圧延後におい
て介在物起因の表面欠陥や内部欠陥として、冷延時のス
リバー疵（線状疵）、深絞り時の割れやピンホール、鋼
管溶接部のＵＳＴ欠陥などが発生する場合がある。これ
らの介在物性欠陥は、精錬時における溶鋼中の脱酸工程
で生成されるアルミナ等の酸化物系介在物に起因するこ
とが知られている。この酸化物系介在物を溶鋼から除去
する方法として、(1) 脱酸後に、酸化物系介在物の凝
集、合体による溶鋼からの浮上、分離時間をできるだけ
長くとるように転炉での出鋼時にAl等の脱酸剤を投入す
る方法や、(2) 二次精錬法の一つであるＣＡＳやＲＨ処
理で溶鋼の強攪拌を行い、酸化物系介在物の浮上、分離
を促進する方法や、(3) 溶鋼中へのＣａの添加によって
アルミナをCaO-Al2O3 とし、圧延加工時に破砕され易い
形態に制御して無害化する方法等が行われていた。
【０００３】ところが、前記(1) 、(2) の方法による酸
化物系介在物の浮上、分離対策では限界があって、完全
にスリバー疵、割れ、ピンホール、ＵＳＴ欠陥を防止す
ることはできないという問題点があった。また、(3) の
Caによる酸化物系介在物の改質は、Caを添加して生成す
るCaO-Al2O3 が肥大化しやすく、このような介在物が浮
上しきれず残留した場合には欠陥になるという問題点が
あった。
化物系介在物の浮上、分離対策では限界があって、完全
にスリバー疵、割れ、ピンホール、ＵＳＴ欠陥を防止す
ることはできないという問題点があった。また、(3) の
Caによる酸化物系介在物の改質は、Caを添加して生成す
るCaO-Al2O3 が肥大化しやすく、このような介在物が浮
上しきれず残留した場合には欠陥になるという問題点が
あった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
従来の問題点を解決して、鋼中の酸化物系介在物を微細
でかつ鋼材中に分散された状態にコントロールすること
ができる介在物性欠陥が少ない圧延鋼材を提供すること
を目的として完成されたものである。
従来の問題点を解決して、鋼中の酸化物系介在物を微細
でかつ鋼材中に分散された状態にコントロールすること
ができる介在物性欠陥が少ない圧延鋼材を提供すること
を目的として完成されたものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めになされた本発明の介在物性欠陥が少ない圧延鋼材
は、重量％で、C:0.0002〜0.7 ％、Si:0.001〜 0.5％、
Mn:0.005〜2.0 ％、P:0.001 〜0.05、S:0.0005〜0.15
％、Ti:0.001〜0.25％、溶存Al:0.001〜0.1 ％を含有す
ることを基本構成として、更にCa:50ppm以下、Mg:50ppm
以下の１種以上を含有することを選択構成とした圧延さ
れた鋼材であって、生成される酸化物系介在物が、９０
％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％超のアルミ
ナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgOを含有する
晶出相とからなり、かつその常温マイクロビッカース硬
度が６００〜１３００であって、該晶出相が鋼材中に存
在していることを特徴とするものである。なお、前記酸
化物系介在物の晶出相は、鋼材の中央付近において圧延
方向に列状に分散していることが好ましく、また、スラ
イム抽出で得られる酸化物系介在物の最大径は、３００
μm 以下であることが好ましく、また、スライム抽出で
得られる３８μm 以上の酸化物系介在物の個数は、５０
個／kg以下であることが好ましい。
めになされた本発明の介在物性欠陥が少ない圧延鋼材
は、重量％で、C:0.0002〜0.7 ％、Si:0.001〜 0.5％、
Mn:0.005〜2.0 ％、P:0.001 〜0.05、S:0.0005〜0.15
％、Ti:0.001〜0.25％、溶存Al:0.001〜0.1 ％を含有す
ることを基本構成として、更にCa:50ppm以下、Mg:50ppm
以下の１種以上を含有することを選択構成とした圧延さ
れた鋼材であって、生成される酸化物系介在物が、９０
％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％超のアルミ
ナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgOを含有する
晶出相とからなり、かつその常温マイクロビッカース硬
度が６００〜１３００であって、該晶出相が鋼材中に存
在していることを特徴とするものである。なお、前記酸
化物系介在物の晶出相は、鋼材の中央付近において圧延
方向に列状に分散していることが好ましく、また、スラ
イム抽出で得られる酸化物系介在物の最大径は、３００
μm 以下であることが好ましく、また、スライム抽出で
得られる３８μm 以上の酸化物系介在物の個数は、５０
個／kg以下であることが好ましい。
【０００６】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の好ましい実施の
形態を示す。本発明でいう圧延鋼材とは、鋼板、鋼管、
形鋼、棒鋼、線材などいずれの鋼種も含むものであり、
重量％で、C:0.0002〜0.7 ％、Si:0.001〜 0.5％、Mn:
0.005〜2.0 ％、P:0.001 〜0.05％、S:0.0005〜0.15
％、Ti:0.001〜0.25％、溶存Al:0.001〜0.1 ％を含有す
ることを基本構成として、更にCa:50ppm以下、Mg:50ppm
以下の１種以上を含有することを選択構成とする。炭素
は鋼の強度を最も安定して向上させる基本的な元素であ
るため、所望する材料の強度によって含有量を0.0002〜
0.7 ％の範囲で調整する。強度あるいは硬度確保のため
には0.0002％以上含有させることが必要であるが、0.7
％より多いと加工性が悪くなるので0.7 ％以下で含有さ
せる。
形態を示す。本発明でいう圧延鋼材とは、鋼板、鋼管、
形鋼、棒鋼、線材などいずれの鋼種も含むものであり、
重量％で、C:0.0002〜0.7 ％、Si:0.001〜 0.5％、Mn:
0.005〜2.0 ％、P:0.001 〜0.05％、S:0.0005〜0.15
％、Ti:0.001〜0.25％、溶存Al:0.001〜0.1 ％を含有す
ることを基本構成として、更にCa:50ppm以下、Mg:50ppm
以下の１種以上を含有することを選択構成とする。炭素
は鋼の強度を最も安定して向上させる基本的な元素であ
るため、所望する材料の強度によって含有量を0.0002〜
0.7 ％の範囲で調整する。強度あるいは硬度確保のため
には0.0002％以上含有させることが必要であるが、0.7
％より多いと加工性が悪くなるので0.7 ％以下で含有さ
せる。
【０００７】また、他の成分の含有量を上記範囲とした
理由は以下のとおりである。Si:0.001〜 0.5％としたの
は、0.001 ％未満では予備処理等が必要となって精錬に
大きなコスト負担をかけ経済性を損ねることとなり、0.
5 ％より多いとめっき不良が発生し表面性状や耐食性を
損ねるためである。Mn:0.005〜2.0 ％としたのは、0.00
5 ％未満では精錬時間が長くなって経済性を損ねること
となり、2.0 ％より多いと鋼材の加工性が大きく劣化す
るためである。P:0.001 〜0.05％としたのは、0.001 ％
未満では溶銑処理に時間とコストがかかり経済性を損ね
ることとなり、0.05％より多いと鋼材の加工性が大きく
劣化するためである。S:0.0005〜0.15％としたのは、0.
0005％未満では溶銑処理に時間とコストがかかり経済性
を損ねることとなり、0.15％より多いと鋼材の加工性と
耐食性が大きく劣化するためである。Ti:0.001〜0.25％
としたのは、0.001 ％未満では溶鋼の鋳造が困難にな
り、0.25％より多いとクラスター化しやすいTi酸化物の
みが生成し介在物径が大きくなってアルミナと同様にス
リバー疵等を発生させるためである。溶存(sol) Al:0.0
01〜0.1 ％としたのは、0.001 ％未満では十分な脱酸処
理が行えず、0.1 ％より多いとアルミナのみが生成し、
表面欠陥や内部欠陥が発生するためである。
理由は以下のとおりである。Si:0.001〜 0.5％としたの
は、0.001 ％未満では予備処理等が必要となって精錬に
大きなコスト負担をかけ経済性を損ねることとなり、0.
5 ％より多いとめっき不良が発生し表面性状や耐食性を
損ねるためである。Mn:0.005〜2.0 ％としたのは、0.00
5 ％未満では精錬時間が長くなって経済性を損ねること
となり、2.0 ％より多いと鋼材の加工性が大きく劣化す
るためである。P:0.001 〜0.05％としたのは、0.001 ％
未満では溶銑処理に時間とコストがかかり経済性を損ね
ることとなり、0.05％より多いと鋼材の加工性が大きく
劣化するためである。S:0.0005〜0.15％としたのは、0.
0005％未満では溶銑処理に時間とコストがかかり経済性
を損ねることとなり、0.15％より多いと鋼材の加工性と
耐食性が大きく劣化するためである。Ti:0.001〜0.25％
としたのは、0.001 ％未満では溶鋼の鋳造が困難にな
り、0.25％より多いとクラスター化しやすいTi酸化物の
みが生成し介在物径が大きくなってアルミナと同様にス
リバー疵等を発生させるためである。溶存(sol) Al:0.0
01〜0.1 ％としたのは、0.001 ％未満では十分な脱酸処
理が行えず、0.1 ％より多いとアルミナのみが生成し、
表面欠陥や内部欠陥が発生するためである。
【０００８】CaとMgはともに酸化物を主成分とする晶出
相を酸化物系介在物中に形成して、 晶出相自体の微細化と圧延時に微細な晶出相の界面
に沿った更なる介在物の破砕、微細化に寄与する。Ca:5
0ppm以下、Mg:50ppm以下の１種以上を含有することとし
たのはCaとMgは蒸気圧が高く歩留りが低いので、これ以
上ではコストデメリットが大きくなるためである。ま
た、CaとMgの下限を明示していないのは鋼の組成分析に
おいて、CaとMgの濃度が分析下限値以下でも介在物中に
十分にCaO 、MgO の１種以上を含有させることができる
ためである。
相を酸化物系介在物中に形成して、 晶出相自体の微細化と圧延時に微細な晶出相の界面
に沿った更なる介在物の破砕、微細化に寄与する。Ca:5
0ppm以下、Mg:50ppm以下の１種以上を含有することとし
たのはCaとMgは蒸気圧が高く歩留りが低いので、これ以
上ではコストデメリットが大きくなるためである。ま
た、CaとMgの下限を明示していないのは鋼の組成分析に
おいて、CaとMgの濃度が分析下限値以下でも介在物中に
十分にCaO 、MgO の１種以上を含有させることができる
ためである。
【０００９】そして、本発明では前記したような成分を
基本構成および選択構成とする鋼を圧延した鋼材であ
り、且つ、脱酸工程・凝固過程で生成される酸化物系介
在物が、９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０
％超のアルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/Mg
Oを含有する晶出相とからなり、この晶出相が鋼材中に
分散して存在していることを特徴的構成としている。こ
こで晶出相とは、固体状態の結晶相を示すのであり、固
体状態のガラス相を含まない。即ち、酸化物系介在物を
９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％超のア
ルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgOを含有
する晶出相の少なくとも３相からなるものとすることに
より、晶出相自体を微細化したうえ圧延時に微細な晶出
相の界面に沿って更に微細に破砕し易くし、この結果、
スリバー疵等の発生を防止して介在物性欠陥が少ない圧
延鋼材を得るものである。
基本構成および選択構成とする鋼を圧延した鋼材であ
り、且つ、脱酸工程・凝固過程で生成される酸化物系介
在物が、９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０
％超のアルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/Mg
Oを含有する晶出相とからなり、この晶出相が鋼材中に
分散して存在していることを特徴的構成としている。こ
こで晶出相とは、固体状態の結晶相を示すのであり、固
体状態のガラス相を含まない。即ち、酸化物系介在物を
９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％超のア
ルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgOを含有
する晶出相の少なくとも３相からなるものとすることに
より、晶出相自体を微細化したうえ圧延時に微細な晶出
相の界面に沿って更に微細に破砕し易くし、この結果、
スリバー疵等の発生を防止して介在物性欠陥が少ない圧
延鋼材を得るものである。
【００１０】なお、酸化物系介在物の晶出相が、鋼材の
厚みに対し中央付近において圧延方向に列状に分散した
ものとした場合は、鋼材表面に酸化物系介在物がほとん
ど存在せず、より介在物性欠陥が少ない圧延された鋼材
が得られることとなって一層好ましい。本発明において
は、上記した酸化物系介在物の常温マイクロビッカース
硬度は、熱間圧延後の圧延時における変形能への影響を
考慮すると６００〜１３００の範囲とする。これは６０
０未満では伸延しすぎ、１３００より大きいとほとんど
伸延せず圧延加工が難しくなるからである。
厚みに対し中央付近において圧延方向に列状に分散した
ものとした場合は、鋼材表面に酸化物系介在物がほとん
ど存在せず、より介在物性欠陥が少ない圧延された鋼材
が得られることとなって一層好ましい。本発明において
は、上記した酸化物系介在物の常温マイクロビッカース
硬度は、熱間圧延後の圧延時における変形能への影響を
考慮すると６００〜１３００の範囲とする。これは６０
０未満では伸延しすぎ、１３００より大きいとほとんど
伸延せず圧延加工が難しくなるからである。
【００１１】また、スラブ全厚においてスライム抽出で
得られる酸化物系介在物の最大径を３００μm 以下と
し、更にはスライム抽出で得られる３８μm 以上の酸化
物系介在物の個数を、５０個／kg以下としておけば、鋼
材表面で酸化物系介在物が列状に引き延ばされることも
なく、より介在物性欠陥が少ない圧延鋼材が得られるこ
ととなり好ましい。
得られる酸化物系介在物の最大径を３００μm 以下と
し、更にはスライム抽出で得られる３８μm 以上の酸化
物系介在物の個数を、５０個／kg以下としておけば、鋼
材表面で酸化物系介在物が列状に引き延ばされることも
なく、より介在物性欠陥が少ない圧延鋼材が得られるこ
ととなり好ましい。
【００１２】このように本発明では、圧延された鋼材で
あって、脱酸工程・凝固過程で生成される酸化物系介在
物が、９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％
超のアルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgO
を含有する晶出相とからなり、該晶出相が鋼材中に分散
して存在しているものとしたものであって、酸化物系介
在物をTi酸化物を主成分として９０％超含有する晶出相
およびアルミナを主成分として９０％超含有する晶出
相、更にCaO /MgO を主成分として９０％超含有する晶
出相の少なくとも３相からなる酸化物であって微細化し
た晶出相としておき、次いで、圧延処理により該酸化物
系介在物を、前記の微細化した晶出相の界面で更に破砕
して列状に分散させ、より微細化したTi酸化物を主成分
とする晶出相および／またはアルミナを主成分とする晶
出相、更にCaO を主成分とする晶出相、MgO を主成分と
する晶出相の１種以上の介在物とすることで、冷延時の
スリバー疵、割れ、ピンホール、ＵＳＴ欠陥等の酸化物
系介在物起因の製品欠陥を大幅に低減したものである。
あって、脱酸工程・凝固過程で生成される酸化物系介在
物が、９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％
超のアルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgO
を含有する晶出相とからなり、該晶出相が鋼材中に分散
して存在しているものとしたものであって、酸化物系介
在物をTi酸化物を主成分として９０％超含有する晶出相
およびアルミナを主成分として９０％超含有する晶出
相、更にCaO /MgO を主成分として９０％超含有する晶
出相の少なくとも３相からなる酸化物であって微細化し
た晶出相としておき、次いで、圧延処理により該酸化物
系介在物を、前記の微細化した晶出相の界面で更に破砕
して列状に分散させ、より微細化したTi酸化物を主成分
とする晶出相および／またはアルミナを主成分とする晶
出相、更にCaO を主成分とする晶出相、MgO を主成分と
する晶出相の１種以上の介在物とすることで、冷延時の
スリバー疵、割れ、ピンホール、ＵＳＴ欠陥等の酸化物
系介在物起因の製品欠陥を大幅に低減したものである。
【００１３】
【実施例】垂直曲げ型連続鋳造機により、鋳片寸法が24
5mm 厚×1200〜1600mm幅、鋳造速度が1.4 〜1.7m/min、
タンディッシュ内溶鋼温度が１５６０℃の条件下で鋼材
を製造し、その後、熱間圧延、更には必要に応じて酸
洗、冷間圧延、焼鈍、二次冷間圧延を施し、表１、表４
および表７に示すとおりの製品を製造した。これらに用
いた脱酸合金や酸化物系介在物内晶出相中の主成分等は
表２、表５及び表８、表９に示すとおりであり、また、
酸化物系介在物の硬度や存在形態および欠陥発生率等は
表３、表６及び表１０に示すとおりで、本発明が酸化物
系介在物起因の製品欠陥を大幅に低減して優れた生産性
を示すものであることが確認できた。表２、表５および
表９の介在物の晶出相の成分は、重量１±0.1kg の全厚
鋼材からスライム電解抽出（最小メッシュ38μm を使
用）した介在物をＥＤＸ付ＳＥＭで成分同定した。さら
に、検出された副成分については、特性Ｘ線ピークの積
分強度から含有量を求めた。表２、表５、および表９の
介在物の圧延方向断面での存在形態は、製品形状によ
り、以下のように決めた。板では圧延方向に平行な断面
の全厚を光学顕微鏡で観察し、介在物の存在する位置の
光学顕微鏡写真(400倍、50視野) から決めた。線では、
線引き方向（圧延方向）に平行な断面の全厚を光学顕微
鏡で観察し、介在物の存在する位置の光学顕微鏡写真(4
00倍、50視野) から決めた。管と棒では、圧延方向に平
行な断面の厚み方向の局部位置（表裏面下0.1 mm、1/8
t、1/4t、3/8t、1/2t、5/8t、3/4t、7/8t、但し、t は
厚み）を光学顕微鏡で観察し、介在物の存在する部分の
光学顕微鏡写真(400倍、局部位置毎に50視野)から決め
た。
5mm 厚×1200〜1600mm幅、鋳造速度が1.4 〜1.7m/min、
タンディッシュ内溶鋼温度が１５６０℃の条件下で鋼材
を製造し、その後、熱間圧延、更には必要に応じて酸
洗、冷間圧延、焼鈍、二次冷間圧延を施し、表１、表４
および表７に示すとおりの製品を製造した。これらに用
いた脱酸合金や酸化物系介在物内晶出相中の主成分等は
表２、表５及び表８、表９に示すとおりであり、また、
酸化物系介在物の硬度や存在形態および欠陥発生率等は
表３、表６及び表１０に示すとおりで、本発明が酸化物
系介在物起因の製品欠陥を大幅に低減して優れた生産性
を示すものであることが確認できた。表２、表５および
表９の介在物の晶出相の成分は、重量１±0.1kg の全厚
鋼材からスライム電解抽出（最小メッシュ38μm を使
用）した介在物をＥＤＸ付ＳＥＭで成分同定した。さら
に、検出された副成分については、特性Ｘ線ピークの積
分強度から含有量を求めた。表２、表５、および表９の
介在物の圧延方向断面での存在形態は、製品形状によ
り、以下のように決めた。板では圧延方向に平行な断面
の全厚を光学顕微鏡で観察し、介在物の存在する位置の
光学顕微鏡写真(400倍、50視野) から決めた。線では、
線引き方向（圧延方向）に平行な断面の全厚を光学顕微
鏡で観察し、介在物の存在する位置の光学顕微鏡写真(4
00倍、50視野) から決めた。管と棒では、圧延方向に平
行な断面の厚み方向の局部位置（表裏面下0.1 mm、1/8
t、1/4t、3/8t、1/2t、5/8t、3/4t、7/8t、但し、t は
厚み）を光学顕微鏡で観察し、介在物の存在する部分の
光学顕微鏡写真(400倍、局部位置毎に50視野)から決め
た。
【００１４】なお、表１〜表１０における＊１〜＊１１
の意味は以下のとおりである。 *1: Tr：分析可能下限以下、−：CaあるいはMgの添加な
し *2: 溶存酸素レベル A:400ppm以上、B:200 以上 400未
満ppm 、C:100 以上200 未満ppm 、D:100ppm未満 *3: 脱酸時の添加合金量によって晶出相中の主成分を制
御 *4: 晶出相中副成分としてMnO 、SiO2を10重量％以下含
有 *5: 晶出相中副成分としてTiO x を５重量％以下含有 *6: 晶出相中副成分としてAl2O3 を５重量％以下含有 *7: 晶出相中副成分としてAl2O3 を５重量％以下、MnO
、SiO2を10重量％以下含有 *8: １介在物当たり３箇所に２５g の荷重をかけて、介
在物１０個の室温における平均値を算出 *9、*10:脱酸前の溶存酸素によって最大介在物径と介在
物個数を制御 最大介在物径の測定方法は、重量１±0.1kg の全厚鋼材
からスライム電解抽出（最小メッシュ38μm を使用）し
た介在物を実体顕微鏡にて写真撮影(40 倍）し、写真撮
影した介在物の長径と短径の平均値を全ての介在物で求
めてその平均値の最大値を最大介在物径とした。介在物
個数は重量１±0.1kg の全厚鋼材からスライム電解抽出
（最小メッシュ38μm を使用）した介在物であり、光学
顕微鏡(100倍）で観察した介在物の全ての個数を１kg単
位個数に換算した。 *11: 欠陥発生率は、以下の式による。板材は板表面で
のスリバー疵発生率（スリバー疵総長／コイル長）、管
材は電縫溶接部でのＵＳＴ欠陥発生率（欠陥発生管数／
検査総管数）、棒・線材はヘゲ疵発生率（欠陥発生コイ
ル数／検査コイル総数）
の意味は以下のとおりである。 *1: Tr：分析可能下限以下、−：CaあるいはMgの添加な
し *2: 溶存酸素レベル A:400ppm以上、B:200 以上 400未
満ppm 、C:100 以上200 未満ppm 、D:100ppm未満 *3: 脱酸時の添加合金量によって晶出相中の主成分を制
御 *4: 晶出相中副成分としてMnO 、SiO2を10重量％以下含
有 *5: 晶出相中副成分としてTiO x を５重量％以下含有 *6: 晶出相中副成分としてAl2O3 を５重量％以下含有 *7: 晶出相中副成分としてAl2O3 を５重量％以下、MnO
、SiO2を10重量％以下含有 *8: １介在物当たり３箇所に２５g の荷重をかけて、介
在物１０個の室温における平均値を算出 *9、*10:脱酸前の溶存酸素によって最大介在物径と介在
物個数を制御 最大介在物径の測定方法は、重量１±0.1kg の全厚鋼材
からスライム電解抽出（最小メッシュ38μm を使用）し
た介在物を実体顕微鏡にて写真撮影(40 倍）し、写真撮
影した介在物の長径と短径の平均値を全ての介在物で求
めてその平均値の最大値を最大介在物径とした。介在物
個数は重量１±0.1kg の全厚鋼材からスライム電解抽出
（最小メッシュ38μm を使用）した介在物であり、光学
顕微鏡(100倍）で観察した介在物の全ての個数を１kg単
位個数に換算した。 *11: 欠陥発生率は、以下の式による。板材は板表面で
のスリバー疵発生率（スリバー疵総長／コイル長）、管
材は電縫溶接部でのＵＳＴ欠陥発生率（欠陥発生管数／
検査総管数）、棒・線材はヘゲ疵発生率（欠陥発生コイ
ル数／検査コイル総数）
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】
【表４】
【００１９】
【表５】
【００２０】
【表６】
【００２１】
【表７】
【００２２】
【表８】
【００２３】
【表９】
【００２４】
【表１０】
【００２５】
【発明の効果】以上の説明からも明らかなように、本発
明は鋼中の酸化物系介在物を微細でかつ鋼材中に分散さ
れた状態にコントロールすることができて介在物性欠陥
が少ない圧延鋼材を得ることができる。よって本発明は
従来の問題点を一掃した介在物性欠陥が少ない圧延鋼材
として、産業の発展に寄与するところは極めて大であ
る。
明は鋼中の酸化物系介在物を微細でかつ鋼材中に分散さ
れた状態にコントロールすることができて介在物性欠陥
が少ない圧延鋼材を得ることができる。よって本発明は
従来の問題点を一掃した介在物性欠陥が少ない圧延鋼材
として、産業の発展に寄与するところは極めて大であ
る。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平８−239731（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−152755（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−311526（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−176213（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21C 7/00 - 7/06
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、C:0.0002〜0.7 ％、Si:0.001
〜 0.5％、Mn:0.005〜2.0 ％、P:0.001 〜0.05、S:0.00
05〜0.15％、Ti:0.001〜0.25％、溶存Al:0.001〜0.1 ％
を含有することを基本構成として、更にCa:50ppm以下、
Mg:50ppm以下の１種以上を含有することを選択構成とし
た圧延された鋼材であって、生成される酸化物系介在物
が、９０％超のTi酸化物を含有する晶出相と、９０％超
のアルミナを含有する晶出相と、９０％超のCaO/MgOを
含有する晶出相とからなり、かつその常温マイクロビッ
カース硬度が６００〜１３００であって、該晶出相が鋼
材中に存在していることを特徴とする介在物性欠陥が少
ない圧延鋼材。 - 【請求項２】 酸化物系介在物の晶出相が、鋼材の中央
付近において圧延方向に列状に分散している請求項１に
記載の介在物性欠陥が少ない圧延鋼材。 - 【請求項３】 スライム抽出で得られる酸化物系介在物
の最大径が、３００μm以下である請求項１または２に
記載の介在物性欠陥が少ない圧延鋼材。 - 【請求項４】 スライム抽出で得られる３８μm 以上の
酸化物系介在物の個数が、５０個／kg以下である請求項
３に記載の介在物性欠陥が少ない圧延鋼材。
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|---|---|---|---|
| JP10980599A JP3462790B2 (ja) | 1999-04-16 | 1999-04-16 | 介在物性欠陥が少ない圧延鋼材 |
| EP00102280A EP1029938A3 (en) | 1999-02-18 | 2000-02-17 | Rolled steel having few inclusion defects |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10980599A JP3462790B2 (ja) | 1999-04-16 | 1999-04-16 | 介在物性欠陥が少ない圧延鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000303146A JP2000303146A (ja) | 2000-10-31 |
| JP3462790B2 true JP3462790B2 (ja) | 2003-11-05 |
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ID=14519663
Family Applications (1)
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| JP10980599A Expired - Fee Related JP3462790B2 (ja) | 1999-02-18 | 1999-04-16 | 介在物性欠陥が少ない圧延鋼材 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3462790B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111979495B (zh) * | 2020-09-29 | 2021-11-09 | 武汉钢铁有限公司 | 一种制作薄膜电容器引线的高电导率电缆用钢及生产方法 |
-
1999
- 1999-04-16 JP JP10980599A patent/JP3462790B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000303146A (ja) | 2000-10-31 |
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