JP3653990B2 - 超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板 - Google Patents
超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3653990B2 JP3653990B2 JP17187798A JP17187798A JP3653990B2 JP 3653990 B2 JP3653990 B2 JP 3653990B2 JP 17187798 A JP17187798 A JP 17187798A JP 17187798 A JP17187798 A JP 17187798A JP 3653990 B2 JP3653990 B2 JP 3653990B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- oxide
- rem
- inclusions
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
空調機、冷蔵庫などのコンプレッサーのシェル、各種の容器などの深絞り成形部品に使用される熱延鋼板のなかでも、絞り比（深絞り成形前のブランク径と成形パンチ径の比）が3.0 を超えるような超深絞り成形に供される鋼板では、成形後に円筒（楕円形、矩形の形状も含む）を半径方向に押し広げるような力が低温でかつ衝撃的に加わった場合、脆性的に破断する現象が知られている。これらはいわゆる二次加工脆性と呼ばれている現象であり、絞り比が大きいほど、また板厚が厚いほど脆化の程度が著しいことが知られている。部品の信頼性確保の上からは、この耐二次加工脆性を向上させることが重要である。
【０００３】
耐二次加工脆性の向上には、鋼成分としては例えばセメンタイトの析出量を低減すべく100 ppm 以下のように極低炭素鋼とすることあるいは20ppm 程度のＢを添加することで改善する方法が知られている。しかし、これらの方法で達成できる耐二次加工脆性のレベルは昨今の要求特性の高度化からみて十分なものではなく、更なる改善が望まれていた。
更に、介在物を制御して耐二次加工脆性を改善するという観点からは、特開昭63−192846号公報に開示されるような介在物の組成制御による介在物の低融点化を図る方法、特開平2 −220735号公報に開示されるような鋼中の溶存酸素を調整してTiN, MnSの析出を制御する方法などが提案されている。しかしながら、圧延工程で長く延びるMnS や鋼中の酸化物の存在により深絞り成形後の耐二次加工脆性が劣化してしまうので、いまだ十分な性能を得ることは困難であった。
【０００４】
また、Tiを含有する鋼では、亜鉛めっき後の鋼板表面に筋模様の表面欠陥が生じることがある。この点、特開平5 −9549号公報では、Caを添加して鋼中のサルファイド介在物を他の複合介在物に変化させる方法が開示されている。しかし、この方法では、介在物はCaO −Al2O3 系となって、錆の起点となり、耐食性が劣化するという問題点があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、従来技術が抱える上述した問題点を解決するために実験、調査、検討を加えた結果、開発したものであり、絞り比で3.0 を超えるような極めて厳しい超深絞り加工が行われた場合でも十分な信頼性を持って実用に供することができる表面欠陥のない熱延鋼板を提案するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸化物系介在物の組成を制御し、これにより鋼中に存在する酸化物及び硫化物を制御することが、超深絞り成形後の二次加工脆性の向上に有効であるとの結論に達した。すなわち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して50μm 以下の大きさの介在物に微細分散化を図り、かつ、鋼中のMnS の量を低減して、鋼中の全ての酸化物、硫化物を微細化し、かつ、圧延により長く延びる変形の起きにくい非延性とすることにより、超深絞り成形を行った後の衝撃力付与の際にも極めて優れた耐二次加工脆性が得られ、しかもノズル詰まりや発錆、表面性状の劣化といった諸問題も解決できることを見出した。
【０００７】
上記知見に立脚するこの発明は、
Ｃ：0.01wt％以下、
Si：0.1 wt％以下、
Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、
Al：0.01wt％以下、
Ｎ：0.01wt％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01wt％及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、粒径（最大径；以下同様）１〜50μmの酸化物系介在物が、Ti酸化物： 20wt ％以上 90wt ％以下、CaO，REM 酸化物の１種又は２種の合計： 10wt ％以上 40wt ％以下、 Al 2 O 3 ： 40wt ％以下（但し、 Ti 酸化物、 CaO ， REM 酸化物の１種又は２種、 Al 2 O 3 の合計は 100 ％以下）を含有してなることを特徴とする超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板、及び、
Ｃ：0.01wt％以下、
Si：0.1 wt％以下、
Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、
Al：0.01wt％以下、
Ｎ：0.01wt％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01wt％及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％、
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 wt％、
Cr：0.005 〜1.0 wt％、
Nb：0.002 〜0.04wt％
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、粒径１〜50μm の酸化物系介在物が、Ti酸化物： 20wt ％以上 90wt ％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計： 10wt ％以上 40wt ％以下、 Al 2 O 3 ： 40wt ％以下（但し、 Ti 酸化物、 CaO ， REM 酸化物の１種又は２種、 Al 2 O 3 の合計は 100 ％以下）を含有してなることを特徴とする超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった研究結果を述べる。
先に述べたように、耐二次加工脆性の向上のためには、１）鋼中の酸化物を粗大化させないこと及び、２）鋼中の硫化物を粗大化させないことが重要である。上記１）の酸化物については、Alが0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たすことで、酸化物がAl2O3 主体からTi系の酸化物に変化し、このTi系酸化物が溶鋼との濡れ性が良く、クラスターを形成し難いため、Al2O3 主体の介在物のように粗大化しなくなる。
【００１０】
また、上記２）の硫化物については、凝固時に析出するMnS の抑制が重要であり、MnS があると圧延時に延びて、二次加工後の衝撃による割れを助長する。この解決のため、鋼中のＳを、より安定な硫化物をつくるCa及び／又はREM によって固定する。このためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−5 × ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014wt％
（式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、REM はREM 量（wt％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要との考えに至った。すなわち、CaS ，REM 硫化物の生成によりＳを固定するためには、Ca，REM の添加量は大きいほど良く、その下限値は上記の不等式で示される。すなわち、固定されないＳが0.0014％以下であることが必要であるとの実験結果を得た。
【００１１】
しかし、このようにCaやREM で鋼中Ｓを固定しようとすると、従来技術で述べた如く、錆発生の懸念がある。そこで、この発明では、鋼中の含有量につきAlが0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca及び／又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たす鋼を適正な条件で溶製することで、錆の少ない鋼板とする。このとき、介在物はTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）となっており、介在物を起点とした発錆が抑制される。なお、その介在物中のCa濃度が40wt％以下であると、錆の起点となることがなく、表面性状も良好である。一方、Alの量が0.01wt％を超えると、介在物はAl2O3 −CaO 系となるので、介在物中のCaO 濃度が50％程度となり、錆の起点となって耐食性を劣化させる。
【００１２】
更に、上述した酸化物系介在物は、融点が低いため、鋳造時の浸漬ノズルなどに付着して成長することがほとんどないため、該ノズルの閉塞を招くことがなく、したがって、浸漬ノズルなどの内部にArガスやN2ガスを吹き込む必要がほとんどないことが確認された。
【００１３】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討した結果、以下のようにこの発明を限定した。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
【００１４】
（Ｃ：0.01wt％以下（0 を含まない））
この発明は、深絞り成形を行う鋼板に関するものであり、鋼板の強度はより低いことが好ましい。Ｃは鋼を固溶強化、あるいは炭化物により微細化強化、析出強化するため、極力低減することが望ましい。好ましい上限値は0.01wt％であり、0.007 wt％以下であればより好ましい。しかしながら、Ｃが極めて少ない場合は結晶粒径が粗大化し、成形時に肌荒れ現象を生じて成形性が低下する。また、このように結晶粒径が粗大化した場合は深絞り成形後の耐二次加工脆性も悪化する傾向にある。以上のことから好ましい下限値は0.0005wt％であり、0.001 wt％以上であればより望ましい。
【００１５】
（Si：0.1 wt％以下（0 を含まない））
Siは、溶製時の脱酸に有効な成分である。もっとも、多過ぎると加工硬化が顕著となり、深絞り成形性が大幅に低下するとともに耐二次加工脆性の面では有害な成分となるので、0.1 wt％を上限とした。また、好ましい上限値は0.05wt％であり、0.02wt％以下であればより好ましい。
【００１６】
（Mn：1.0 wt％以下（0 を含まない））
Mnは、Siと同様、溶製時の脱酸に有効である。概ね0.05wt％以上の添加が望ましい。一方、この発明は深絞り成形を行う鋼板に関するものであり、鋼板の強度はより低いことが望ましい。Mnは鋼を固溶強化するため、極力低減することが望ましい。1.0 wt％以下であれば、その強化による延性の低下量は小さい。したがって、Mnは1.0 wt％を上限とした。0.7 wt％以下であればより望ましい。
【００１７】
（Ｐ：0.02wt％以下）
Ｐは鋼を強化する成分であるが、この発明が対象とする深絞り成形後の二次加工脆性には脆化元素として働くため極力低減することが望ましい。その添加量が0.02wt％以下であればほぼ問題のない耐二次加工脆性のレベルを達成することができる。0.01wt％以下であれば更に好適である。下限については特に規定するものではなく、脱燐に必要な製造コストのアップ代と特性改善効果とのバランスで決定される。
【００１８】
（Ti：0.015 〜0.2 wt％）
Tiはこの発明において重要な成分であり、Ti脱酸により、50μm 以下のサイズの微細酸化物系介在物を形成させ、硫化物の形態を制御する効果もあり、特に圧延方向に直交する方向の延性を改善するのに有効である。また、微細酸化物は、熱延板の微細化にも有効であり、耐二次加工脆性の改善にも望ましい。その添加量が0.015 wt％未満では、添加効果すなわち微細酸化物の量が少なすぎるため、所望の効果が得られないため、0.015 wt％以上と限定した。製造条件の変動に対して安定した特性とするためには0.025 wt％以上添加することが望ましい。しかしながら、Tiが0.2 wt％を超えて添加された場合は熱間圧延時の変形抵抗が顕著に増大するため熱間圧延が困難になる。
【００１９】
（Al：0.01wt％以下）
Alはこの発明において含有量が特性に重大な影響を及ぼす成分であり、Al含有量が0.01wt％を超えると、Al脱酸が優先的に生じるため、巨大Al2O3 クラスターが多量に生成し、表面性状を劣化させるとともに、熱延鋼板の粒成長性を制御できる50μm 以下の微細酸化物が少なくなるため、耐二次加工脆性が劣化する。したがって、0.01wt％以下と限定した。更に重要なことは、Al量がこれよりも多いと介在物組成がAl2O3 −CaO 又はAl2O3 −REM 酸化物系となって、錆の起点となり、耐食性を劣化させることである。この観点からもAlの上限は0.01wt％とする。なお、Alは、必ずしも添加することを要せず、Ti脱酸などを行うことによって脱酸剤としてもAlは必須ではない。
【００２０】
（Ｎ：0.01wt％以下（0 を含まない））
Ｎは、固溶強化成分として寄与するため、この発明のごとく極めて厳しい塑性加工に適用する場合は延性の低下につながるため、極力低減することが望ましい。しかし、窒化物形成元素と結合析出してオーステナイト結晶粒を微細化し、ひいてはフェライト結晶粒を微細化して耐二次加工脆性を改善するのに有効な成分でもあるので、多少の含有は許される。ただし、0.01wt％を超えて添加しても効果が飽和するので0.01wt％を上限とした。なお、好ましい下限値は特に限定するものではないが、侵窒を防止するための製造コストアップと機械的特性の変化を勘案すれば0.001 wt％である。また、好ましい上限値は0.005 wt％であり、0.003 wt％以下であればより好ましい。
【００２１】
（Ｂ：0.0005〜0.01wt％）
Ｂは、この発明が主眼とする耐二次加工脆性の改善のためには極めて重要な成分である。Ｂの0.0005wt％以上の添加で耐二次加工脆性は顕著に改善される。しかし、Ｂを0.01wt％を超えて添加した場合は却って耐二次加工脆性は悪化する傾向を示すのみならず、延性も低下するため深絞り性が低下し、好ましくない。したがって、Ｂ添加量は0.0005〜0.01wt％の範囲とした。種々の特性が良好な範囲で安定するという観点からは0.0015〜0.0050wt％の範囲が更に好適である。
【００２２】
（Ca及び／又は金属REM ：0.0005〜0.1 wt％）
Ca及び金属REM （La、Ceなどの希土類元素をいう）は、この発明において重要な成分であり、Ca及びREM のいずれか１種又は２種を0.0005wt％以上添加する必要がある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：５wt％以上40wt％以下、Al2O3 が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、連続鋳造時に、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止でき、ノズルの閉塞を防止できる。さらに、CaO 及び／又はREM 酸化物は、微細な粒子として鋼中に存在し、熱延板の細粒化に寄与できる。これらのことから、Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005wt％以上含有させるが、合計量が0.1 wt％を超えると溶製上困難なことに加えて、耐食性の低下が問題となることから、上限は0.1 wt％に限定した。
【００２３】
（Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％）
Ｓは、鋼中で種々の硫化物として存在し得るが、MnS 系の介在物として存在する場合は熱間圧延時に圧延方向に顕著に展伸して、特に圧延方向に直交する方向の機械的性質を悪化させる。これはすなわち、この発明が対象とする耐二次加工脆性の低下につながる。
Ca、REM の添加により硫化物の形態及び非延性が改善され、この発明が主眼とする局部延性の改善が顕著となる。発明者らの調査によれば、Ca、REM の添加により、理由は不明であるが原子比でこれらの元素の約5 倍のＳまでが無害の硫化物となると考えられる。したがって、有害なＳ量、すなわちＳ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) の値が十分小さければ、硫化物による耐二次加工脆性の低下は生じない。調査により、有害なＳ量は0.0014wt％以下であれば、問題ないことがわかった。
なお、Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上し、同時に耐二次加工脆性も改善する。したがって、0.01wt％以下にはする必要がある。更に優れた特性が要求される場合は0.005 wt％以下とすることが好ましい。
【００２４】
（Ｏ：0.010 wt％以下）
Ｏは不可避的混入成分であり、特に限定するものではないが、微細な酸化物を生成させるためにある程度は必要な成分である。しかし、0.010 wt％を超えて含有させると粗大なAl2O3 を多量に生成させて深絞り成形性が低下するので、0.010 wt％を上限とした。なお、好ましい上限値は0.007 wt％であり、0.005 wt％以下であればより望ましい。
【００２５】
（Ni：0.005 〜1.0 wt％）
（Cr：0.005 〜1.0 wt％）
Ni及びCrは、鋼板を固溶強化することなく組織を微細化すること、あるいは低温・高歪み速度環境での変形を容易化することで、この発明が目標とする深絞り成形後の優れた耐二次加工脆性の改善が可能である。したがって、この発明では必要に応じてNi，Crの1 種又は2 種を添加することができる。Ni，Crのいずれも0.005 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮し、複合して添加した場合でもこの効果は相殺されることはない。しかし、1.0 wt％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、いずれも上限を1.0 wt％とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 wt％の範囲が更に好適である。
【００２６】
（Nb：0.002 〜0.04wt％）
Nbは鋼板の結晶粒の微細化に極めて有効である。したがって、この発明では必要に応じてNbを添加することができる。Nbは0.002 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.04wt％を超えてNbを添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、0.002 〜0.04wt％の範囲とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 wt％が更に好適である。
【００２７】
以上の成分組成範囲を満足する鋼において、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物であることが、この発明では特に重要である。かかる脱酸生成物としての介在物が、Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有するもの、より詳しくは、Ti酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）系の介在物になることにより、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化がほとんどなく、かつ、クラスター状介在物による表面欠陥がなく、しかも地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着がない、この発明で所期した熱延鋼板となる。
なお、この発明で規定する酸化物系介在物を粒径1 〜50μm のものに限定しているのは、かかる範囲の介在物が脱酸により生成した介在物と見なすことができるからであり、粒径が50μm を超える介在物は一般に、スラグかモールドパウダーなどの外来性の介在物が主因である。なお、Al2O3 系クラスターには、これより巨大なものもあるが、粒径50μm 以下の介在物の酸化物組成が上記要件を満たしていれば、巨大なAl2O3 系クラスターも十分減少しているとみなすことができる。
【００２８】
上述の粒径１〜50μm の酸化物系介在物の組成は、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（但し、Ti酸化物、CaO，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3の合計は100 ％以下）とする必要がある。
【００２９】
上記介在物のTi酸化物が20wt％に満たない場合はTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al2O3 濃度が高まるためにノズル詰まりが発生する。また、CaO, REM酸化物濃度が高くなると発錆性が著しくなるため、Ti酸化物濃度は20wt％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90wt％を超えると、CaO, REM酸化物の割合が少なくなって、却ってノズル詰まりが発生することから、Ti酸化物濃度は20wt％以上90wt％以下とする。より好ましくは30wt％以上80wt％以下とする。
【００３０】
また、上記介在物中のCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計が10wt％に満たないと、介在物が低融点とならず、前述のようにノズルの閉塞を引き起こす。一方、40wt％を超えると介在物がその後にＳを吸収して水溶性に変化し、錆の起点となるため耐食性が低下する。なお、より好ましい範囲は20〜40wt％である。
【００３１】
また、上記介在物中のAl2O3 については、40wt％を超えると高融点組成となるためにノズル閉塞が起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状になり、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。なお、鋼中にAlがほとんど含有していない場合には、介在物中のAl2O3 もほとんど無視し得るだけの濃度になる。
【００３２】
なお、上記酸化物系介在物中には、上掲したもの以外の酸化物が混入する場合もあり、その場合に上掲したもの以外の酸化物の量については、特に限定するものではないが、SiO2については、30wt％以下、MnO については、15wt％以下に制御するのが好ましい。この理由は、これらがそれぞれの量を上回ると、この発明で対象とするチタンキルド鋼とはいえないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くなるためである。しかも、前述したように、介在物中にSiO2, MnO を含有させるためには、溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti＞50にすることが好ましいのであるが、この場合、鋼の硬質化、表面性状の劣化などを招く。
【００３３】
この発明の鋼板は、結晶粒径が15μm 以下の均一かつ微細な結晶粒からなる組織である場合に、超深絞り成形後の耐二次加工脆性が顕著に改善される。したがって、結晶粒径が15μm 以下の均一かつ微細な結晶粒からなる組織とすることは好ましく、粒径が12μm 以下とすることはさらに好適である。なお、かかる組織は、鋼組成と熱延条件（後述するスラブ加熱温度、仕上温度など）を調整することにより、容易に得ることができる。
【００３４】
次に、この発明の鋼の製造方法について説明する。
この発明において、調整成分としてのTiを、Ti：0.015 wt％以上とする理由は、Tiが0.015 wt％未満では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度が高くなり、伸び、絞りなどの材料特性が悪化するためである。この場合、Si, Mnの濃度を高めて脱酸力を増加することも考えられるが、Tiが0.015 wt％未満ではSiO2又はMnO 含有介在物が大量に生成し、鋼材質の硬化やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜100 とするようにTiを含有させることが必要となる。その場合、介在物中のTi酸化物濃度は20％以上となる。
【００３５】
この発明に係るチタンキルド鋼板の製造にあたっては、まず、溶鋼をFeTiなどのTi含有合金により脱酸し、鋼中にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大クラスター状ではなく、１〜50μm 程度の大きさの粒状、破断状のものが多くを占める。ただし、このときAl濃度が0.010 wt％を超えていると、巨大なAl2O3 クラスターが生成する。このようなAl2O3 クラスターは、Ti合金を添加してTi濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介在物として残存する。したがって、この発明に係る鋼板については、製造の段階で、まず溶鋼中にTi酸化物を生成させることが好ましい。
【００３６】
なお、この発明のもとでは、Alで脱酸する従来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、Ca, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価である。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるかぎり少量で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味において、Ti含有合金などの脱酸剤の添加の前には、溶鋼中の溶存酸素、スラブ中のFeO, MnOを低下させるために溶存酸素濃度が200ppm以下になるように予備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAlによる脱酸（脱酸後の溶鋼中のAlが0.010 wt％以下）、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行うのが好ましい。
なお、予備脱酸の直後にTiによる脱酸を行うと、改質が不十分な介在物が溶鋼中に多数残存することとなり、目的の介在物組成にコントロールするのが困難となる。そこで、予備脱酸剤の添加後3 〜4 分、Ti添加後8 〜9 分の攪拌を行うことにより、介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40％以下の組成となり、Ti脱酸に支配される介在物となる。
【００３７】
上述したように、Ti脱酸により生成したTi酸化物系介在物というのは、２〜20μm 程度の大きさにて鋼中に分散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はなくなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、また、極低炭素鋼は凝固の温度が高いために、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがある。
【００３８】
そこで、この発明に係る鋼板では、Ti合金により脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物を、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：５wt％以上40wt％以下、Al2O3 が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止することが可能になる。より好ましい介在物の組成は、Ti酸化物：30wt％以上80wt％以下、CaO ，REM 酸化物（La2O3 、Ce2O3 など）：10wt％以上40wt％以下である。
かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EPMAを用いて、あるいはEDX 機能のある走査型電子顕微鏡を用いて、各介在物ことに定量分析を行うことで行われる。このようにして分析された鋼中の介在物の全てが上記の組成を満たすことは最も望ましいところではあるが、実用上は1 〜50μm の大きさの介在物のうち個数で50％以上のものが上記組成範囲となっていれば、この発明の目的とする熱延鋼板の諸特性が達成される。
【００３９】
この発明において、生成する介在物の組成を上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシュノズル及びモールドの浸漬ノズル内面に酸化物などが付着するのを完全に防止することができる。したがって、タンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物などの付着防止のためのArやN2などのガスを吹き込む必要がなくなる。その結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳片に発生するのを防止できるという効果が得られる。
【００４０】
連続鋳造後の熱間圧延工程に関して、この発明で所期した耐二次加工脆性を有利に得るには、スラブ加熱温度を1200℃以下にすることが好ましい。下限は設備上の制約で決定されるが、900 ℃未満のスラブ加熱温度では、圧延時の荷重負荷が高くなりすぎ、操業上の問題が生じる。一方、1200℃を超える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくなり過ぎるため、熱延板が微細化しない。したがって、スラブ加熱温度は900 〜1200℃が好ましい。なお、1100℃以下のスラブ加熱温度は、耐二次加工脆性の更なる改善の観点からは好ましい。また、連続鋳造されたスラブを温片で加熱炉に挿入するDHCR（ダイレクトホットチャージローリング）は省エネルギーの観点から好ましいが、変態点を100 ℃以上上回る挿入温度は組織の微細化が十分に図れないので好ましくない。。
熱間圧延終了温度は、850 ℃以上であることが好ましい。これより低い温度では組織が粗大化・不均一化するため、耐二次加工脆性が低下する。また、熱間圧延後のコイル巻取り温度は、結晶粒の微細化を図るという観点から700 ℃以下が好ましく、より好ましくは650 ℃以下とする。巻取り温度の下限はコイル形状の乱れの防止という観点から決定されるが、概ね400 ℃以上が推奨される。
【００４１】
【実施例】
（実施例１）
転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.003 wt％、Si＝0.02〜0.05wt％、Mn＝0.2 〜0.5 wt％、Ｐ＝0.010 〜0.020 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.2 〜0.8kg/ton 添加して、３〜４分の予備脱酸を行い溶鋼中の溶存酸素濃度を55〜260ppmまで低下させた。このときの溶鋼中のAl濃度は0.001 〜0.005 wt％であった。そしてこの溶鋼に、70wt％Ti−Fe合金を0.8 〜1.8kg/ton 添加して８〜９分かけてTi脱酸した。その後、成分調整を行った後に、溶鋼中には30wt％Ca−60wt％Si合金や、それに金属Ca, Fe, 5 〜15wt％のREM を混合した添加剤、又は、90wt％Ca−5 wt％Ni合金などのCa合金、REM 合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/ton 添加し処理を行った。この処理の後のTi濃度は0.026 〜0.058 wt％、Al濃度は0.001 〜0.005 wt％、Ca濃度は0.0005〜0.0018wt％、REM 濃度は0.0000〜0.0020wt％であった。
【００４２】
次に、この鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。鋳造時にはタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察したところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。
【００４３】
次に、上記連鋳スラブを板厚4.0 mmに熱間圧延したのち酸洗を行って熱延板とした。なお、このときの酸化物系介在物のサイズは大部分が幅が50μm 以下のものであった。また、酸化物の内訳は、Ti2O3 ：60〜70％、CaO ＋REM 酸化物：20〜30％、Al2O3 ：15％以下であった。この熱延板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個/1000m−コイル以下しか認められなかった。
得られた熱延板の二次加工脆性試験の結果を図１に示す。この耐二次加工脆性試験は、4 mmの熱延板を絞り比3.2 で円筒に成形し、耳をトリミングしたのち、種々の温度に該試験円筒を冷却し、10kgの重りを1.5 m の高さから落下させて円筒の縁を押し拡げるような力を作用させ割れを生じる温度を調査するものである。この温度が−30℃以下であれば実用上問題なしと判断される。
【００４４】
一方、比較のために、転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.003 wt％、Si＝0.02〜0.05wt％、Mn＝0.2 〜0.5 wt％、Ｐ＝0.010 〜0.020 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6kg/ton 添加し脱酸処理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 wt％であった。その後、FeTiを添加するとともに、成分調整を行った。この処理の後のTi濃度は0.040 wt％であった。
【００４５】
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成は、95〜98wt％Al2O3, 5％以下のTi2O3 のクラスター状の介在物が主体であった。
【００４６】
鋳造時にタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場合には、著しくノズルにAl2O3 が付着し、３チャージ目にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた場合にも、ノズル内にはAl2O3 が大量に付着しており、８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり鋳込みを中止した。
【００４７】
次に、上記連鋳スラブは4.0mm まで熱間圧延したのち、酸洗して熱延板とした。この焼鈍板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.45個/1000m−コイル認められた。
得られた熱延板の二次加工性試験の結果を図１に示す。
【００４８】
（実施例２）
表１に示す鋼組成のスラブをこの発明の鋼板の好適な溶製方法に従い作製した。比較材はこの発明の成分組成範囲を満足しないアルミキルド鋼である。これらのスラブを用いて表２に示す製造条件で4 mm厚みの熱延鋼板とした。なお、表２中、製造条件ＡおよびＣは熱延条件が好適範囲（溶製条件は実施例１とほぼ同じ）であるもの、製造条件Ｂは熱延条件において好適な範囲を外れるものである。これらの熱延鋼板から、合計5 回の深絞り成形及び再絞り成形で絞り比3.2 の円筒成形を行った。この際、割れが発生したものは深絞り成形性が劣ると判定した。この鋼板の介在物の分析結果を表２に、機械的性質と及び耐二次加工脆性、深絞り性、錆発生の評価を表３に示す。なお、表２中の酸化物系介在物組成は粒径1 〜50μm の介在物を調査し、平均値（介在物サイズによる重み付けはせず）をとった。本発明の成分組成範囲になる試料は、介在物の個数の50％以上がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40％以下の範囲内になることを確認している。また、表３における錆発生面積率は、50℃の温度で湿度95％のなかで10時間放置したときの発錆量で評価した。この発明の鋼板は、良加工性と優れた耐二次加工脆性を示すことが分かる。また、この発明の鋼板は、錆発生面積率についても従来のAl脱酸鋼と同じく問題はなかった。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明にかかる極低炭素熱延鋼板は、その製造に当たり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、圧延鋼板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど皆無で極めて清浄であり、更に極めて厳しい深絞り成形後の耐二次加工脆性と大暑育成に優れた性質を有する鋼板として、各種の深絞り成形部品用素材として実に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】アルミ含有量、有害なＳ量と耐二次加工脆性の指標である脆化温度との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
空調機、冷蔵庫などのコンプレッサーのシェル、各種の容器などの深絞り成形部品に使用される熱延鋼板のなかでも、絞り比（深絞り成形前のブランク径と成形パンチ径の比）が3.0 を超えるような超深絞り成形に供される鋼板では、成形後に円筒（楕円形、矩形の形状も含む）を半径方向に押し広げるような力が低温でかつ衝撃的に加わった場合、脆性的に破断する現象が知られている。これらはいわゆる二次加工脆性と呼ばれている現象であり、絞り比が大きいほど、また板厚が厚いほど脆化の程度が著しいことが知られている。部品の信頼性確保の上からは、この耐二次加工脆性を向上させることが重要である。
【０００３】
耐二次加工脆性の向上には、鋼成分としては例えばセメンタイトの析出量を低減すべく100 ppm 以下のように極低炭素鋼とすることあるいは20ppm 程度のＢを添加することで改善する方法が知られている。しかし、これらの方法で達成できる耐二次加工脆性のレベルは昨今の要求特性の高度化からみて十分なものではなく、更なる改善が望まれていた。
更に、介在物を制御して耐二次加工脆性を改善するという観点からは、特開昭63−192846号公報に開示されるような介在物の組成制御による介在物の低融点化を図る方法、特開平2 −220735号公報に開示されるような鋼中の溶存酸素を調整してTiN, MnSの析出を制御する方法などが提案されている。しかしながら、圧延工程で長く延びるMnS や鋼中の酸化物の存在により深絞り成形後の耐二次加工脆性が劣化してしまうので、いまだ十分な性能を得ることは困難であった。
【０００４】
また、Tiを含有する鋼では、亜鉛めっき後の鋼板表面に筋模様の表面欠陥が生じることがある。この点、特開平5 −9549号公報では、Caを添加して鋼中のサルファイド介在物を他の複合介在物に変化させる方法が開示されている。しかし、この方法では、介在物はCaO −Al2O3 系となって、錆の起点となり、耐食性が劣化するという問題点があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、従来技術が抱える上述した問題点を解決するために実験、調査、検討を加えた結果、開発したものであり、絞り比で3.0 を超えるような極めて厳しい超深絞り加工が行われた場合でも十分な信頼性を持って実用に供することができる表面欠陥のない熱延鋼板を提案するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸化物系介在物の組成を制御し、これにより鋼中に存在する酸化物及び硫化物を制御することが、超深絞り成形後の二次加工脆性の向上に有効であるとの結論に達した。すなわち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して50μm 以下の大きさの介在物に微細分散化を図り、かつ、鋼中のMnS の量を低減して、鋼中の全ての酸化物、硫化物を微細化し、かつ、圧延により長く延びる変形の起きにくい非延性とすることにより、超深絞り成形を行った後の衝撃力付与の際にも極めて優れた耐二次加工脆性が得られ、しかもノズル詰まりや発錆、表面性状の劣化といった諸問題も解決できることを見出した。
【０００７】
上記知見に立脚するこの発明は、
Ｃ：0.01wt％以下、
Si：0.1 wt％以下、
Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、
Al：0.01wt％以下、
Ｎ：0.01wt％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01wt％及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、粒径（最大径；以下同様）１〜50μmの酸化物系介在物が、Ti酸化物： 20wt ％以上 90wt ％以下、CaO，REM 酸化物の１種又は２種の合計： 10wt ％以上 40wt ％以下、 Al 2 O 3 ： 40wt ％以下（但し、 Ti 酸化物、 CaO ， REM 酸化物の１種又は２種、 Al 2 O 3 の合計は 100 ％以下）を含有してなることを特徴とする超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板、及び、
Ｃ：0.01wt％以下、
Si：0.1 wt％以下、
Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、
Al：0.01wt％以下、
Ｎ：0.01wt％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01wt％及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％、
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 wt％、
Cr：0.005 〜1.0 wt％、
Nb：0.002 〜0.04wt％
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、粒径１〜50μm の酸化物系介在物が、Ti酸化物： 20wt ％以上 90wt ％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計： 10wt ％以上 40wt ％以下、 Al 2 O 3 ： 40wt ％以下（但し、 Ti 酸化物、 CaO ， REM 酸化物の１種又は２種、 Al 2 O 3 の合計は 100 ％以下）を含有してなることを特徴とする超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった研究結果を述べる。
先に述べたように、耐二次加工脆性の向上のためには、１）鋼中の酸化物を粗大化させないこと及び、２）鋼中の硫化物を粗大化させないことが重要である。上記１）の酸化物については、Alが0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たすことで、酸化物がAl2O3 主体からTi系の酸化物に変化し、このTi系酸化物が溶鋼との濡れ性が良く、クラスターを形成し難いため、Al2O3 主体の介在物のように粗大化しなくなる。
【００１０】
また、上記２）の硫化物については、凝固時に析出するMnS の抑制が重要であり、MnS があると圧延時に延びて、二次加工後の衝撃による割れを助長する。この解決のため、鋼中のＳを、より安定な硫化物をつくるCa及び／又はREM によって固定する。このためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−5 × ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014wt％
（式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、REM はREM 量（wt％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要との考えに至った。すなわち、CaS ，REM 硫化物の生成によりＳを固定するためには、Ca，REM の添加量は大きいほど良く、その下限値は上記の不等式で示される。すなわち、固定されないＳが0.0014％以下であることが必要であるとの実験結果を得た。
【００１１】
しかし、このようにCaやREM で鋼中Ｓを固定しようとすると、従来技術で述べた如く、錆発生の懸念がある。そこで、この発明では、鋼中の含有量につきAlが0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca及び／又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たす鋼を適正な条件で溶製することで、錆の少ない鋼板とする。このとき、介在物はTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）となっており、介在物を起点とした発錆が抑制される。なお、その介在物中のCa濃度が40wt％以下であると、錆の起点となることがなく、表面性状も良好である。一方、Alの量が0.01wt％を超えると、介在物はAl2O3 −CaO 系となるので、介在物中のCaO 濃度が50％程度となり、錆の起点となって耐食性を劣化させる。
【００１２】
更に、上述した酸化物系介在物は、融点が低いため、鋳造時の浸漬ノズルなどに付着して成長することがほとんどないため、該ノズルの閉塞を招くことがなく、したがって、浸漬ノズルなどの内部にArガスやN2ガスを吹き込む必要がほとんどないことが確認された。
【００１３】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討した結果、以下のようにこの発明を限定した。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
【００１４】
（Ｃ：0.01wt％以下（0 を含まない））
この発明は、深絞り成形を行う鋼板に関するものであり、鋼板の強度はより低いことが好ましい。Ｃは鋼を固溶強化、あるいは炭化物により微細化強化、析出強化するため、極力低減することが望ましい。好ましい上限値は0.01wt％であり、0.007 wt％以下であればより好ましい。しかしながら、Ｃが極めて少ない場合は結晶粒径が粗大化し、成形時に肌荒れ現象を生じて成形性が低下する。また、このように結晶粒径が粗大化した場合は深絞り成形後の耐二次加工脆性も悪化する傾向にある。以上のことから好ましい下限値は0.0005wt％であり、0.001 wt％以上であればより望ましい。
【００１５】
（Si：0.1 wt％以下（0 を含まない））
Siは、溶製時の脱酸に有効な成分である。もっとも、多過ぎると加工硬化が顕著となり、深絞り成形性が大幅に低下するとともに耐二次加工脆性の面では有害な成分となるので、0.1 wt％を上限とした。また、好ましい上限値は0.05wt％であり、0.02wt％以下であればより好ましい。
【００１６】
（Mn：1.0 wt％以下（0 を含まない））
Mnは、Siと同様、溶製時の脱酸に有効である。概ね0.05wt％以上の添加が望ましい。一方、この発明は深絞り成形を行う鋼板に関するものであり、鋼板の強度はより低いことが望ましい。Mnは鋼を固溶強化するため、極力低減することが望ましい。1.0 wt％以下であれば、その強化による延性の低下量は小さい。したがって、Mnは1.0 wt％を上限とした。0.7 wt％以下であればより望ましい。
【００１７】
（Ｐ：0.02wt％以下）
Ｐは鋼を強化する成分であるが、この発明が対象とする深絞り成形後の二次加工脆性には脆化元素として働くため極力低減することが望ましい。その添加量が0.02wt％以下であればほぼ問題のない耐二次加工脆性のレベルを達成することができる。0.01wt％以下であれば更に好適である。下限については特に規定するものではなく、脱燐に必要な製造コストのアップ代と特性改善効果とのバランスで決定される。
【００１８】
（Ti：0.015 〜0.2 wt％）
Tiはこの発明において重要な成分であり、Ti脱酸により、50μm 以下のサイズの微細酸化物系介在物を形成させ、硫化物の形態を制御する効果もあり、特に圧延方向に直交する方向の延性を改善するのに有効である。また、微細酸化物は、熱延板の微細化にも有効であり、耐二次加工脆性の改善にも望ましい。その添加量が0.015 wt％未満では、添加効果すなわち微細酸化物の量が少なすぎるため、所望の効果が得られないため、0.015 wt％以上と限定した。製造条件の変動に対して安定した特性とするためには0.025 wt％以上添加することが望ましい。しかしながら、Tiが0.2 wt％を超えて添加された場合は熱間圧延時の変形抵抗が顕著に増大するため熱間圧延が困難になる。
【００１９】
（Al：0.01wt％以下）
Alはこの発明において含有量が特性に重大な影響を及ぼす成分であり、Al含有量が0.01wt％を超えると、Al脱酸が優先的に生じるため、巨大Al2O3 クラスターが多量に生成し、表面性状を劣化させるとともに、熱延鋼板の粒成長性を制御できる50μm 以下の微細酸化物が少なくなるため、耐二次加工脆性が劣化する。したがって、0.01wt％以下と限定した。更に重要なことは、Al量がこれよりも多いと介在物組成がAl2O3 −CaO 又はAl2O3 −REM 酸化物系となって、錆の起点となり、耐食性を劣化させることである。この観点からもAlの上限は0.01wt％とする。なお、Alは、必ずしも添加することを要せず、Ti脱酸などを行うことによって脱酸剤としてもAlは必須ではない。
【００２０】
（Ｎ：0.01wt％以下（0 を含まない））
Ｎは、固溶強化成分として寄与するため、この発明のごとく極めて厳しい塑性加工に適用する場合は延性の低下につながるため、極力低減することが望ましい。しかし、窒化物形成元素と結合析出してオーステナイト結晶粒を微細化し、ひいてはフェライト結晶粒を微細化して耐二次加工脆性を改善するのに有効な成分でもあるので、多少の含有は許される。ただし、0.01wt％を超えて添加しても効果が飽和するので0.01wt％を上限とした。なお、好ましい下限値は特に限定するものではないが、侵窒を防止するための製造コストアップと機械的特性の変化を勘案すれば0.001 wt％である。また、好ましい上限値は0.005 wt％であり、0.003 wt％以下であればより好ましい。
【００２１】
（Ｂ：0.0005〜0.01wt％）
Ｂは、この発明が主眼とする耐二次加工脆性の改善のためには極めて重要な成分である。Ｂの0.0005wt％以上の添加で耐二次加工脆性は顕著に改善される。しかし、Ｂを0.01wt％を超えて添加した場合は却って耐二次加工脆性は悪化する傾向を示すのみならず、延性も低下するため深絞り性が低下し、好ましくない。したがって、Ｂ添加量は0.0005〜0.01wt％の範囲とした。種々の特性が良好な範囲で安定するという観点からは0.0015〜0.0050wt％の範囲が更に好適である。
【００２２】
（Ca及び／又は金属REM ：0.0005〜0.1 wt％）
Ca及び金属REM （La、Ceなどの希土類元素をいう）は、この発明において重要な成分であり、Ca及びREM のいずれか１種又は２種を0.0005wt％以上添加する必要がある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：５wt％以上40wt％以下、Al2O3 が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、連続鋳造時に、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止でき、ノズルの閉塞を防止できる。さらに、CaO 及び／又はREM 酸化物は、微細な粒子として鋼中に存在し、熱延板の細粒化に寄与できる。これらのことから、Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005wt％以上含有させるが、合計量が0.1 wt％を超えると溶製上困難なことに加えて、耐食性の低下が問題となることから、上限は0.1 wt％に限定した。
【００２３】
（Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％）
Ｓは、鋼中で種々の硫化物として存在し得るが、MnS 系の介在物として存在する場合は熱間圧延時に圧延方向に顕著に展伸して、特に圧延方向に直交する方向の機械的性質を悪化させる。これはすなわち、この発明が対象とする耐二次加工脆性の低下につながる。
Ca、REM の添加により硫化物の形態及び非延性が改善され、この発明が主眼とする局部延性の改善が顕著となる。発明者らの調査によれば、Ca、REM の添加により、理由は不明であるが原子比でこれらの元素の約5 倍のＳまでが無害の硫化物となると考えられる。したがって、有害なＳ量、すなわちＳ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) の値が十分小さければ、硫化物による耐二次加工脆性の低下は生じない。調査により、有害なＳ量は0.0014wt％以下であれば、問題ないことがわかった。
なお、Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上し、同時に耐二次加工脆性も改善する。したがって、0.01wt％以下にはする必要がある。更に優れた特性が要求される場合は0.005 wt％以下とすることが好ましい。
【００２４】
（Ｏ：0.010 wt％以下）
Ｏは不可避的混入成分であり、特に限定するものではないが、微細な酸化物を生成させるためにある程度は必要な成分である。しかし、0.010 wt％を超えて含有させると粗大なAl2O3 を多量に生成させて深絞り成形性が低下するので、0.010 wt％を上限とした。なお、好ましい上限値は0.007 wt％であり、0.005 wt％以下であればより望ましい。
【００２５】
（Ni：0.005 〜1.0 wt％）
（Cr：0.005 〜1.0 wt％）
Ni及びCrは、鋼板を固溶強化することなく組織を微細化すること、あるいは低温・高歪み速度環境での変形を容易化することで、この発明が目標とする深絞り成形後の優れた耐二次加工脆性の改善が可能である。したがって、この発明では必要に応じてNi，Crの1 種又は2 種を添加することができる。Ni，Crのいずれも0.005 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮し、複合して添加した場合でもこの効果は相殺されることはない。しかし、1.0 wt％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、いずれも上限を1.0 wt％とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 wt％の範囲が更に好適である。
【００２６】
（Nb：0.002 〜0.04wt％）
Nbは鋼板の結晶粒の微細化に極めて有効である。したがって、この発明では必要に応じてNbを添加することができる。Nbは0.002 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.04wt％を超えてNbを添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、0.002 〜0.04wt％の範囲とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 wt％が更に好適である。
【００２７】
以上の成分組成範囲を満足する鋼において、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物であることが、この発明では特に重要である。かかる脱酸生成物としての介在物が、Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有するもの、より詳しくは、Ti酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）系の介在物になることにより、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化がほとんどなく、かつ、クラスター状介在物による表面欠陥がなく、しかも地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着がない、この発明で所期した熱延鋼板となる。
なお、この発明で規定する酸化物系介在物を粒径1 〜50μm のものに限定しているのは、かかる範囲の介在物が脱酸により生成した介在物と見なすことができるからであり、粒径が50μm を超える介在物は一般に、スラグかモールドパウダーなどの外来性の介在物が主因である。なお、Al2O3 系クラスターには、これより巨大なものもあるが、粒径50μm 以下の介在物の酸化物組成が上記要件を満たしていれば、巨大なAl2O3 系クラスターも十分減少しているとみなすことができる。
【００２８】
上述の粒径１〜50μm の酸化物系介在物の組成は、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（但し、Ti酸化物、CaO，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3の合計は100 ％以下）とする必要がある。
【００２９】
上記介在物のTi酸化物が20wt％に満たない場合はTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al2O3 濃度が高まるためにノズル詰まりが発生する。また、CaO, REM酸化物濃度が高くなると発錆性が著しくなるため、Ti酸化物濃度は20wt％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90wt％を超えると、CaO, REM酸化物の割合が少なくなって、却ってノズル詰まりが発生することから、Ti酸化物濃度は20wt％以上90wt％以下とする。より好ましくは30wt％以上80wt％以下とする。
【００３０】
また、上記介在物中のCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計が10wt％に満たないと、介在物が低融点とならず、前述のようにノズルの閉塞を引き起こす。一方、40wt％を超えると介在物がその後にＳを吸収して水溶性に変化し、錆の起点となるため耐食性が低下する。なお、より好ましい範囲は20〜40wt％である。
【００３１】
また、上記介在物中のAl2O3 については、40wt％を超えると高融点組成となるためにノズル閉塞が起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状になり、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。なお、鋼中にAlがほとんど含有していない場合には、介在物中のAl2O3 もほとんど無視し得るだけの濃度になる。
【００３２】
なお、上記酸化物系介在物中には、上掲したもの以外の酸化物が混入する場合もあり、その場合に上掲したもの以外の酸化物の量については、特に限定するものではないが、SiO2については、30wt％以下、MnO については、15wt％以下に制御するのが好ましい。この理由は、これらがそれぞれの量を上回ると、この発明で対象とするチタンキルド鋼とはいえないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くなるためである。しかも、前述したように、介在物中にSiO2, MnO を含有させるためには、溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti＞50にすることが好ましいのであるが、この場合、鋼の硬質化、表面性状の劣化などを招く。
【００３３】
この発明の鋼板は、結晶粒径が15μm 以下の均一かつ微細な結晶粒からなる組織である場合に、超深絞り成形後の耐二次加工脆性が顕著に改善される。したがって、結晶粒径が15μm 以下の均一かつ微細な結晶粒からなる組織とすることは好ましく、粒径が12μm 以下とすることはさらに好適である。なお、かかる組織は、鋼組成と熱延条件（後述するスラブ加熱温度、仕上温度など）を調整することにより、容易に得ることができる。
【００３４】
次に、この発明の鋼の製造方法について説明する。
この発明において、調整成分としてのTiを、Ti：0.015 wt％以上とする理由は、Tiが0.015 wt％未満では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度が高くなり、伸び、絞りなどの材料特性が悪化するためである。この場合、Si, Mnの濃度を高めて脱酸力を増加することも考えられるが、Tiが0.015 wt％未満ではSiO2又はMnO 含有介在物が大量に生成し、鋼材質の硬化やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜100 とするようにTiを含有させることが必要となる。その場合、介在物中のTi酸化物濃度は20％以上となる。
【００３５】
この発明に係るチタンキルド鋼板の製造にあたっては、まず、溶鋼をFeTiなどのTi含有合金により脱酸し、鋼中にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大クラスター状ではなく、１〜50μm 程度の大きさの粒状、破断状のものが多くを占める。ただし、このときAl濃度が0.010 wt％を超えていると、巨大なAl2O3 クラスターが生成する。このようなAl2O3 クラスターは、Ti合金を添加してTi濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介在物として残存する。したがって、この発明に係る鋼板については、製造の段階で、まず溶鋼中にTi酸化物を生成させることが好ましい。
【００３６】
なお、この発明のもとでは、Alで脱酸する従来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、Ca, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価である。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるかぎり少量で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味において、Ti含有合金などの脱酸剤の添加の前には、溶鋼中の溶存酸素、スラブ中のFeO, MnOを低下させるために溶存酸素濃度が200ppm以下になるように予備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAlによる脱酸（脱酸後の溶鋼中のAlが0.010 wt％以下）、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行うのが好ましい。
なお、予備脱酸の直後にTiによる脱酸を行うと、改質が不十分な介在物が溶鋼中に多数残存することとなり、目的の介在物組成にコントロールするのが困難となる。そこで、予備脱酸剤の添加後3 〜4 分、Ti添加後8 〜9 分の攪拌を行うことにより、介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40％以下の組成となり、Ti脱酸に支配される介在物となる。
【００３７】
上述したように、Ti脱酸により生成したTi酸化物系介在物というのは、２〜20μm 程度の大きさにて鋼中に分散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はなくなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、また、極低炭素鋼は凝固の温度が高いために、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがある。
【００３８】
そこで、この発明に係る鋼板では、Ti合金により脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物を、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：５wt％以上40wt％以下、Al2O3 が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止することが可能になる。より好ましい介在物の組成は、Ti酸化物：30wt％以上80wt％以下、CaO ，REM 酸化物（La2O3 、Ce2O3 など）：10wt％以上40wt％以下である。
かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EPMAを用いて、あるいはEDX 機能のある走査型電子顕微鏡を用いて、各介在物ことに定量分析を行うことで行われる。このようにして分析された鋼中の介在物の全てが上記の組成を満たすことは最も望ましいところではあるが、実用上は1 〜50μm の大きさの介在物のうち個数で50％以上のものが上記組成範囲となっていれば、この発明の目的とする熱延鋼板の諸特性が達成される。
【００３９】
この発明において、生成する介在物の組成を上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシュノズル及びモールドの浸漬ノズル内面に酸化物などが付着するのを完全に防止することができる。したがって、タンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物などの付着防止のためのArやN2などのガスを吹き込む必要がなくなる。その結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳片に発生するのを防止できるという効果が得られる。
【００４０】
連続鋳造後の熱間圧延工程に関して、この発明で所期した耐二次加工脆性を有利に得るには、スラブ加熱温度を1200℃以下にすることが好ましい。下限は設備上の制約で決定されるが、900 ℃未満のスラブ加熱温度では、圧延時の荷重負荷が高くなりすぎ、操業上の問題が生じる。一方、1200℃を超える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくなり過ぎるため、熱延板が微細化しない。したがって、スラブ加熱温度は900 〜1200℃が好ましい。なお、1100℃以下のスラブ加熱温度は、耐二次加工脆性の更なる改善の観点からは好ましい。また、連続鋳造されたスラブを温片で加熱炉に挿入するDHCR（ダイレクトホットチャージローリング）は省エネルギーの観点から好ましいが、変態点を100 ℃以上上回る挿入温度は組織の微細化が十分に図れないので好ましくない。。
熱間圧延終了温度は、850 ℃以上であることが好ましい。これより低い温度では組織が粗大化・不均一化するため、耐二次加工脆性が低下する。また、熱間圧延後のコイル巻取り温度は、結晶粒の微細化を図るという観点から700 ℃以下が好ましく、より好ましくは650 ℃以下とする。巻取り温度の下限はコイル形状の乱れの防止という観点から決定されるが、概ね400 ℃以上が推奨される。
【００４１】
【実施例】
（実施例１）
転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.003 wt％、Si＝0.02〜0.05wt％、Mn＝0.2 〜0.5 wt％、Ｐ＝0.010 〜0.020 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.2 〜0.8kg/ton 添加して、３〜４分の予備脱酸を行い溶鋼中の溶存酸素濃度を55〜260ppmまで低下させた。このときの溶鋼中のAl濃度は0.001 〜0.005 wt％であった。そしてこの溶鋼に、70wt％Ti−Fe合金を0.8 〜1.8kg/ton 添加して８〜９分かけてTi脱酸した。その後、成分調整を行った後に、溶鋼中には30wt％Ca−60wt％Si合金や、それに金属Ca, Fe, 5 〜15wt％のREM を混合した添加剤、又は、90wt％Ca−5 wt％Ni合金などのCa合金、REM 合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/ton 添加し処理を行った。この処理の後のTi濃度は0.026 〜0.058 wt％、Al濃度は0.001 〜0.005 wt％、Ca濃度は0.0005〜0.0018wt％、REM 濃度は0.0000〜0.0020wt％であった。
【００４２】
次に、この鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。鋳造時にはタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察したところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。
【００４３】
次に、上記連鋳スラブを板厚4.0 mmに熱間圧延したのち酸洗を行って熱延板とした。なお、このときの酸化物系介在物のサイズは大部分が幅が50μm 以下のものであった。また、酸化物の内訳は、Ti2O3 ：60〜70％、CaO ＋REM 酸化物：20〜30％、Al2O3 ：15％以下であった。この熱延板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個/1000m−コイル以下しか認められなかった。
得られた熱延板の二次加工脆性試験の結果を図１に示す。この耐二次加工脆性試験は、4 mmの熱延板を絞り比3.2 で円筒に成形し、耳をトリミングしたのち、種々の温度に該試験円筒を冷却し、10kgの重りを1.5 m の高さから落下させて円筒の縁を押し拡げるような力を作用させ割れを生じる温度を調査するものである。この温度が−30℃以下であれば実用上問題なしと判断される。
【００４４】
一方、比較のために、転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.003 wt％、Si＝0.02〜0.05wt％、Mn＝0.2 〜0.5 wt％、Ｐ＝0.010 〜0.020 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6kg/ton 添加し脱酸処理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 wt％であった。その後、FeTiを添加するとともに、成分調整を行った。この処理の後のTi濃度は0.040 wt％であった。
【００４５】
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成は、95〜98wt％Al2O3, 5％以下のTi2O3 のクラスター状の介在物が主体であった。
【００４６】
鋳造時にタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場合には、著しくノズルにAl2O3 が付着し、３チャージ目にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた場合にも、ノズル内にはAl2O3 が大量に付着しており、８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり鋳込みを中止した。
【００４７】
次に、上記連鋳スラブは4.0mm まで熱間圧延したのち、酸洗して熱延板とした。この焼鈍板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.45個/1000m−コイル認められた。
得られた熱延板の二次加工性試験の結果を図１に示す。
【００４８】
（実施例２）
表１に示す鋼組成のスラブをこの発明の鋼板の好適な溶製方法に従い作製した。比較材はこの発明の成分組成範囲を満足しないアルミキルド鋼である。これらのスラブを用いて表２に示す製造条件で4 mm厚みの熱延鋼板とした。なお、表２中、製造条件ＡおよびＣは熱延条件が好適範囲（溶製条件は実施例１とほぼ同じ）であるもの、製造条件Ｂは熱延条件において好適な範囲を外れるものである。これらの熱延鋼板から、合計5 回の深絞り成形及び再絞り成形で絞り比3.2 の円筒成形を行った。この際、割れが発生したものは深絞り成形性が劣ると判定した。この鋼板の介在物の分析結果を表２に、機械的性質と及び耐二次加工脆性、深絞り性、錆発生の評価を表３に示す。なお、表２中の酸化物系介在物組成は粒径1 〜50μm の介在物を調査し、平均値（介在物サイズによる重み付けはせず）をとった。本発明の成分組成範囲になる試料は、介在物の個数の50％以上がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40％以下の範囲内になることを確認している。また、表３における錆発生面積率は、50℃の温度で湿度95％のなかで10時間放置したときの発錆量で評価した。この発明の鋼板は、良加工性と優れた耐二次加工脆性を示すことが分かる。また、この発明の鋼板は、錆発生面積率についても従来のAl脱酸鋼と同じく問題はなかった。
【００４９】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明にかかる極低炭素熱延鋼板は、その製造に当たり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、圧延鋼板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど皆無で極めて清浄であり、更に極めて厳しい深絞り成形後の耐二次加工脆性と大暑育成に優れた性質を有する鋼板として、各種の深絞り成形部品用素材として実に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】アルミ含有量、有害なＳ量と耐二次加工脆性の指標である脆化温度との関係を示す図である。
Claims (2)
- Ｃ：0.01wt％以下、
Si：0.1 wt％以下、
Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、
Al：0.01wt％以下、
Ｎ：0.01wt％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01wt％及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、粒径１〜50μm の酸化物系介在物が、Ti酸化物： 20wt ％以上 90wt ％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計： 10wt ％以上 40wt ％以下、 Al 2 O 3 ： 40wt ％以下（但し、 Ti 酸化物、 CaO ， REM 酸化物の１種又は２種、 Al 2 O 3 の合計は 100 ％以下）を含有してなることを特徴とする超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板。 - Ｃ：0.01wt％以下、
Si：0.1 wt％以下、
Mn：1.0 wt％以下、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、
Al：0.01wt％以下、
Ｎ：0.01wt％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01wt％及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％、
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 wt％、
Cr：0.005 〜1.0 wt％、
Nb：0.002 〜0.04wt％
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、粒径１〜50μm の酸化物系介在物が、Ti酸化物： 20wt ％以上 90wt ％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計： 10wt ％以上 40wt ％以下、 Al 2 O 3 ： 40wt ％以下（但し、 Ti 酸化物、 CaO ， REM 酸化物の１種又は２種、 Al 2 O 3 の合計は 100 ％以下）を含有してなることを特徴とする超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17187798A JP3653990B2 (ja) | 1998-06-18 | 1998-06-18 | 超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17187798A JP3653990B2 (ja) | 1998-06-18 | 1998-06-18 | 超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000001750A JP2000001750A (ja) | 2000-01-07 |
| JP2000001750A5 JP2000001750A5 (ja) | 2004-08-19 |
| JP3653990B2 true JP3653990B2 (ja) | 2005-06-02 |
Family
ID=15931459
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17187798A Expired - Fee Related JP3653990B2 (ja) | 1998-06-18 | 1998-06-18 | 超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3653990B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5053042B2 (ja) * | 2007-11-07 | 2012-10-17 | 新日本製鐵株式会社 | 極低炭素鋼の連続鋳造方法 |
-
1998
- 1998-06-18 JP JP17187798A patent/JP3653990B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000001750A (ja) | 2000-01-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110373607B (zh) | 一种高温渗碳钢、高温渗碳钢构件以及其制备方法 | |
| JP3890748B2 (ja) | 伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板 | |
| JP5609946B2 (ja) | 耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法 | |
| KR100233690B1 (ko) | 극저탄소 냉간압연강판 제조 방법 | |
| CN108677084B (zh) | 一种低夹杂洁净钢的生产方法 | |
| EP0924313A1 (en) | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel | |
| JP4051778B2 (ja) | 表面性状が良好な３ピース缶に適した缶用鋼板 | |
| JP2000001741A (ja) | 表面性状が良好で耐つまとび性に優れる深絞りほうろう用鋼板およびその製造方法 | |
| CN114540711B (zh) | 一种高牌号无取向电工钢及其制备方法 | |
| JP3692797B2 (ja) | 表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板 | |
| JPH11343516A (ja) | 表面性状の良好なチタンキルド鋼材およびその製造方法 | |
| TWI768941B (zh) | 耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不銹鋼板 | |
| JP3653990B2 (ja) | 超深絞り成形後の耐二次加工脆性が極めて良好な熱延鋼板 | |
| JP3757633B2 (ja) | 加工性に極めて優れる缶用鋼板 | |
| JP3661421B2 (ja) | リロール用熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3629955B2 (ja) | 変形能に優れる高張力鋼板 | |
| JP2000001748A (ja) | 表面性状が良好で伸びフランジ性に優れる深絞り用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004204252A (ja) | 耐リジング性に優れたＴｉ含有高加工性フェライト系クロム鋼板およびその製造方法 | |
| JP3928264B2 (ja) | 含クロム鋼の溶製方法 | |
| JP2000001742A (ja) | 表面性状が良好で焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板およびその製造方法 | |
| CN112789363B (zh) | 无方向性电磁钢板和作为其材料的板坯铸片的制造方法 | |
| JP2000001745A (ja) | 表面性状が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000119803A (ja) | 表面性状が良好なドラム缶用鋼板及び鋼製ドラム缶 | |
| JP2000001746A (ja) | 表面性状の良好な深絞り用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000001715A (ja) | 含クロム鋼の溶製方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041112 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20041124 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050118 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050208 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050221 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080311 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090311 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100311 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100311 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110311 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120311 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130311 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130311 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140311 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |