JP3807304B2 - 時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法 - Google Patents
時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3807304B2 JP3807304B2 JP2001398699A JP2001398699A JP3807304B2 JP 3807304 B2 JP3807304 B2 JP 3807304B2 JP 2001398699 A JP2001398699 A JP 2001398699A JP 2001398699 A JP2001398699 A JP 2001398699A JP 3807304 B2 JP3807304 B2 JP 3807304B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- concentration
- molten steel
- low carbon
- ultra
- 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
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、窒素濃度（固溶Ｎ）を高めることにより時効硬化性を改善してなる極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法に関するものである。この窒素濃度の高い極低炭素圧延素材を用いて圧延した極低炭素鋼板は、例えば自動車の構造用部品等、構造上の強度とくに変形時の強度および／または剛性が必要とされる分野で用いられ、プレスなどで加工成形した後に焼付処理などの時効熱処理が施される素材として好適であり、成形後の時効熱処理によって強度上昇を図ることができるものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記自動車の構造用部品等に用いられる鋼板としては、成形後の時効熱処理によって強度の上昇が起こる特性（以下、「時効硬化性」という）を有し、かつ深絞り性の良好な冷延鋼板が適している。この種の冷延鋼板用鋼の成分組成としては、Ｃ≦０．００５０mass％および固溶Ｎ濃度≧０．００５０mass％の成分系のものが推奨されている。しかし、このような鋼を溶製するに当っては、脱酸の面からＡｌを添加し、また結晶粒径の微細化の点等からＮｂおよびＢを鋼中に添加するのが一般的であり、これらの元素は窒化物を形成することから、固溶Ｎを確保するためには窒化物になる窒素濃度を加えた窒素濃度にする必要がある。例えば、鋼中Ａｌ濃度が０．０１５mass％以上の場合は、０．０１２０mass％以上の高Ｎ濃度としなければならない。
【０００３】
ここに、高Ｎ濃度鋼の製造方法としては、特開昭６１−９１３１７号公報に、無酸化雰囲気下にある取鍋精錬炉内の溶鋼に、浸漬ランスから窒素ガスを吹き込む方法が開示されている。しかし、この方法は取鍋精錬炉における処理であることから、例えば真空脱ガス処理等を施すことが難しいため、極低炭素鋼を得ることができない不利がある。
【０００４】
一方、真空脱ガス処理を行うものとしては、特公昭５５−３４８４８号公報、特開昭５６−２５９１９号公報および特開昭６４−２８３１９号公報に、真空脱ガス工程後、真空槽内の圧力を目標Ｎ濃度と平衡する圧力にし、溶鋼内吹き込みガスの一部または全部を窒素ガスにして、一定時間保持して窒素を十分に添加する方法が開示されている。
しかし、これらの方法は、窒素ガスによる窒素の注入に頼るため窒素の増加速度が遅く、特に低窒素濃度から０．０１２０mass％を越えるような高窒素濃度のものにする場合、Ｃｒ濃度の低い普通鋼においては時間がかかり困難がある。また、真空槽内圧力を高めることにより平衡窒素濃度まで窒素を増加させる方法の場合、初期窒素濃度が低いと平衡窒素濃度にまで達するのに時間がかかる。例えば、平衡窒素濃度が０．０１５０mass％となる真空槽内圧力１×１０４Ｐａの場合、初期窒素濃度が０．００８０mass％のもの程度では、１５分程度の処理で０．０１００mass％程度の増加に止まる。なお、真空槽内圧力２×１０４Ｐａを越える場合は、窒素濃度が増加する可能性があるが、真空槽内圧力の上昇は真空槽あるいは取鍋内の溶鋼の攪拌力の低下につながり、溶鋼内の均一性が阻害される。
【０００５】
また、減圧下の真空脱ガス装置において、窒素ガス、窒素−Ａｒ混合ガスを吹き込み真空槽内圧力を調整することにより、溶鋼中の窒素濃度を制御する方法が特開２０００−１７３２１号公報、特開２０００−１７３２２号公報、特開２０００−３４５１３号公報および特開平８−１００２１１号公報などに開示されている。しかし、上記の技術と同様に、窒素ガスによる窒素の注入では窒素の増加速度が遅く、特に固溶窒素濃度を確保するために、低窒素濃度から０．０１２０mass％を越える窒素濃度にする場合、普通鋼においては処理時間がかかり実際的でない。
【０００６】
さらに、特許第２８９６３０２号公報には、真空槽内の圧力を変更して溶鋼の目標窒素濃度以下まで窒素を減少した後、窒素含有合金を添加して目標窒素濃度になるように微調整しているが、窒素含有合金を添加する前に窒素を減少するのは、窒素含有合金の添加量を増やすことになり、コストアップにつながるだけでなく、合金中に含まれるＣにより溶鋼中のＣ濃度が増加することが問題になる。
【０００７】
次に、特開平７−２１６４３９公報には、１次脱炭精錬および２次真空脱炭精錬中に窒素ガスを吹き込み、０．００５０mass％以下の極低炭素鋼で０．０１００mass％以上の高窒素鋼を溶製する方法が開示されている。しかし、真空脱炭処理前にＣ濃度に対してＮ濃度が低いと、脱炭処理後に０．０１００mass％以上のＮ濃度が得られず、また脱炭処理中に脱炭速度より脱Ｎ速度が大きい処理を行うと、やはり脱炭処理後に０．０１００mass％以上のＮ濃度は得られない。さらに、脱炭処理後にＡｌ等を用いた脱酸処理を行うが、Ａｌ濃度が高く、かつ高Ｎ濃度の場合、連続鋳造時にＡｌＮが析出し、連続鋳造や熱間圧延時のスラブ、シートバーにＡｌＮに起因した表面割れが発生する。逆に、Ａｌ濃度が低すぎると脱酸が不十分となり、鋼中に非金属介在物が増加するため、製品である冷延鋼板の表面欠陥や、プレス成形時の割れが大量に発生する問題に発展する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、プレスなどの加工成形後に強度上昇のための時効熱処理が施される用途に供され、優れた時効硬化性を有する鋼板の圧延素材、すなわち窒素濃度（固溶窒素）が高くかつ極低炭素であって、製品コイルの表面欠陥や介在物性欠陥などの問題を招くことのない、鋼板用圧延素材を製造する方法について提案することにある。
なお、本発明に係る圧延素材を圧延して得られる冷延鋼板において、時効硬化による成形−１２０℃熱処理後の引張強度の変化量の目標は、６０ＭＰａ以上とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上掲の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、優れた時効硬化性を有する冷延鋼板用鋼の成分組成としては、Ｃ≦０．００５０mass％で、固溶窒素濃度≧０．００３０mass％、好ましくは固溶窒素濃度≧０．００５０mass％、より好ましくは固溶窒素濃度≧０．００７０mass％以上であり、そして脱酸のために鋼中にＡｌを添加し、ＡｌおよびＮが過剰に含まれる場合には、連続鋳造時並びに熱間圧延時にＡｌＮが析出して鋳片やシートバーにＡｌＮ起因の表面割れが発生するため、ＡｌおよびＮ濃度には上限を設ける必要のあることが判明した。
さらに、固溶窒素を確保する上から、Ｃ≦０．００５０mass％かつ窒素濃度が［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］を満たす必要があることを知見した。
本発明は、上記知見に由来するものであり、その要旨は次のとおりである。
【００１０】
(1) Ｃ≦０．００５０mass％の極低炭素鋼板用圧延素材を製造する方法において、溶銑を１次脱炭精錬し、１次脱炭精錬後の溶鋼を下記（１）式を満足するように成分調整し、その後真空脱ガス設備において、下記（２）式を満足する条件下に、Ｃ≦０．００５０mass％の極低炭素濃度域までの２次脱炭精錬を行い、次いで、Ａｌ≧０．００５mass％となるようにＡｌによる脱酸を行うとともに、Ｎ濃度がＮ：０．００５０〜０．０２５０mass％の範囲内で、下記（３）式および（４）式を満足するように成分調整し、その後、溶鋼の連続鋳造を行うことを特徴とする時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
記
［mass％Ｎ］−0.15［mass％Ｃ］≧0.0060 ----(1)
△Ｎ／△Ｃ≦0.15 ----(2)
ここで、
△Ｎ：２次脱炭精錬中の鋼中Ｎ濃度の低下量（mass％）
△Ｃ：２次脱炭精錬中の鋼中Ｃ濃度の低下量（mass％）
［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］≦0.0004 ----(3)
［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］ ----(4)
【００１１】
(2)なお、本発明においては、２次脱炭精錬時に、溶鋼中に、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Nl／min 以上に当る窒素ガスまたは窒素およびアルゴンの混合ガスを吹き込むことにより、△Ｎ／△Ｃ≦０．１５とするが好ましい。
(3)本発明においては、２次脱炭精錬中に、溶鋼中酸素濃度を０．０３００mass％以上に調整して、△Ｎ／△Ｃ≦０．１５とすることが好ましい。
(4)本発明においては、１次脱炭精錬後の溶鋼にＮ含有合金を添加し、２次脱炭精錬前の溶鋼成分をＮ≧０．００８０mass％に調整することが好ましい。
(5)本発明においては、真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時に、溶鋼中に、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Nl／min 以上に当る窒素ガスまたは窒素およびアルゴンの混合ガスを吹き込んで、Ｎ濃度を制御することが好ましい。
(6)本発明においては、真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時の真空槽内圧力を、２×１０３Ｐａ以上に調整してＮ濃度の低下を抑制することが好ましい。
(7)本発明においては、真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時に、溶鋼中に、［mass％Ｃ］／［mass％Ｎ］≦０．１であるＮ含有合金を溶鋼中に添加してＮ濃度を制御することが好ましい。
(8)本発明においては、溶鋼にＮ含有合金を添加する際、真空槽内圧力を２×１０３Ｐａ以上に調整してＮ濃度の低下を抑制することが好ましい。
(9)本発明においては、成分調整した溶鋼の組成が、Ｓｉ：１．０mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｎｂ：０．００５０〜０．０５００mass％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０mass％、Ｔｉ：０．０７０mass％以下で残部は実質的にＦｅでになるものであることが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法について、上記製造条件を限定した理由について詳しく説明する。
まず、時効硬化性を発現するＮ量として (4)式を得た実験について説明する。この実験では、Ｃ：０．００２０〜０．００２５mass％、Ｓｉ：０．０１mass％、Ｍｎ：０．４８〜０．５２mass％、Ｐ：０．０２５〜０．０３０mass％、Ｓ：０．００６〜０．０１０mass％、Ａｌ：０．００５〜０．０３０mass％、Ｂ：０．０００１〜０．００４０mass％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３０mass％、Ｎ：０．００６０〜０．０１５０mass％の範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の素材を、１１５０℃に均一加熱した後、仕上げ温度をＡr３変態点以上の９００℃として板厚４ｍｍに熱間圧延し、圧延終了後水冷し、次いで、この熱延板を５００℃−１時間で焼鈍し、圧下率８０％で冷間圧延して、８００℃−４０分の再結晶焼鈍を行い、さらに圧下率０．８％で調質圧延し、得られた鋼板を供試材（調質圧延材）として用い、この供試材を歪み速度０．０２／ｓで引張試験を行った。
この実験の他、前記鋼板に１０％の引張歪みを付与し、１２０℃−２０分の時効熱処理を施した供試材（時効処理材）についても、同様の引張試験を行った。時効硬化量ΔＴＳは、時効処理材の引張強さ（ＴＳ２）と調質圧延材の引張強さ（ＴＳ１）との差（ΔＴＳ＝ＴＳ２−ＴＳ１）からを求めた。
【００１３】
図１は、［mass％Ｎ］−（14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］）とΔＴＳとの関係を示すものである。図１から、［mass％Ｎ］−（14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］）が０．００３０mass％以上、望ましくは０．００５０mass％以上、さらに望ましくは０．００７０mass%以上を満足することにより、ΔＴＳは６０ＭＰａ以上、望ましくは８０ＭＰａ以上、さらに望ましくは１００ＭＰａ以上になることが明らかとなった。ただし、窒素濃度が０．０２５０mass％を越えると、連続鋳造した鋳片に気泡性のピンホールが多発し、冷延鋼板に筋状の欠陥が多発するため、精錬後の溶鋼窒素濃度は０．０２５０mass％以下にする必要がある。
【００１４】
次に、Ａｌ濃度に関しては、Ａｌが０．００５mass％未満になると鋼中の酸素濃度が急激に増加し、冷間圧延中に巨大な介在物性欠陥が多発するため、Ａｌは０．００５mass％以上にする必要がある。望ましくは０．０１０mass％以上であるが、Ａｌ濃度を増加させると固溶窒素が減少するため、必然的にＮ濃度を増加させる必要性がある。従って、窒素濃度としては、［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］であることが望ましい。
【００１５】
このように、Ａｌ濃度を増加させるとＮ濃度も増加させる必要がある。ただし、［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］＞０．０００４になると、連続鋳造時および／または熱間圧延時に鋳片および／またはシートバーの表面に割れが多発し、冷延板に筋状の欠陥が多発することになる。そこで、鋼中の［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］と、その精錬後に通常の鋳造、熱間圧延および冷間圧延を経た冷延コイルにおける表面欠陥率（コイル１０００ｍ当たりの欠陥個数）との関係を調査したところ、図２に示すように、［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］＞０．０００４になると、冷延コイルにおける表面欠陥率が急激に増加することがわかった。
ここに、以上述べた、Ｎ濃度およびＡｌ濃度についてまとめると、図３に示すとおりである。
【００１６】
次に、上記成分範囲にするための精錬方法について以下に説明する。
一般に、極低炭素鋼（Ｃ≦０．００５０mass％）を溶製するには、転炉等における１次脱炭精錬後に、真空脱ガス設備を用いて、溶鋼を５×１０２Ｐａ (０．００５ａｔｍ）以下の減圧下に置き、溶鋼中のＣおよびＯとの反応によりＣＯを生成させて脱ガスする、２次脱炭精錬を行うことが基本となる。
【００１７】
そこで、発明者らは、２次脱炭精錬において、溶鋼中の窒素濃度が高い場合には脱炭量に比例して脱窒素が進むことを新たに見出した。すなわち、図４に脱炭処理前、処理中および処理後の炭素および窒素濃度を示すように、例えば、Ｃ≦０．００５０mass％かつＮ≧０．００６０mass％に向かって処理するには、２次脱炭精錬時の窒素濃度の減少量△Ｎと炭素濃度の減少量△Ｃとの比△Ｎ／△Ｃを０．１５以下にすることが肝要である。
【００１８】
さらに、真空脱ガス処理による２次脱炭精錬の処理前およびこの処理中の溶鋼炭素濃度および窒素濃度が下記（１）式を満足するように、１次脱炭精錬後かつ真空脱ガス処理による２次脱炭精錬前の溶鋼成分を、低Ｃ濃度および高Ｎ濃度に調整する必要がある。
［mass％Ｎ］−0.15［mass％Ｃ］≧0.0060 ----(1)
なぜなら、［mass％Ｎ］，［mass％Ｃ］が(1) 式を満足しないと、△Ｎ／△Ｃ＝０．１５の場合、２次脱炭精錬後の［mass％Ｎ］は０．００６０mass％より低くなる。また、たとえ(1) 式を満足していても、△Ｎ／△Ｃ＞０．１５では、やはり２次脱炭精錬後の［mass％Ｎ］が０．００６０mass％より低くなる。
【００１９】
前述した条件に従って２次脱炭精錬を行うことによって、２次脱炭精錬後の窒素濃度を０．００６０mass％以上にすることが可能になる。２次脱炭精錬後のＮ濃度を０．００６０mass％以上にすれば、その後のＡｌ脱酸処理において、Ｎ２ガスを吹き込むことにより真空脱ガス処理後のＮ濃度を０．００５０mass％以上にすることが容易になる。なお、Ａｌによる脱酸とは、溶鋼中へのＡｌの添加と、それに引き続いての溶鋼の還流による脱酸生成物の浮上分離処理（いわゆる、キルド処理）の全体を指す（以下において同様）。
【００２０】
ここに、１次脱炭精錬後かつ２次脱炭精錬前のＮ濃度を、前記(1) 式に従って高くするには、１次脱炭精錬後（例えば転炉出鋼時）にＮ−Ｍｎ等の窒素含有合金を添加する手法が有効である。
【００２１】
また、２次脱炭精錬中に△Ｎ／△Ｃ≦０．１５を達成する方法としては、溶鋼中に窒素ガスを吹き込む方法、特に真空脱ガス設備としてＲＨ式真空脱ガス設備を用いる方法においては、浸潰管から吹き込む環流ガスとして窒素ガスまたは、窒素およびアルゴンの混合ガスを、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Ｎｌ／ｍｉｎ以上に相当する量を溶鋼中に吹き込むことが有効である。さらに、溶鋼中の溶存酸素が脱窒の化学反応速度定数を低下させる作用を利用して、２次脱炭精錬中の酸素濃度を０．０３００mass％以上にすることにより△Ｎ／△Ｃ≦０．１５にすることもできる。
【００２２】
次いで、鋼中酸素濃度を低下させるために、２次脱炭精錬後の溶鋼をＡｌ脱酸した後に、Ｎ濃度を０．００５０〜０．０２５０mass％に制御する必要がある。そのためには、溶鋼中に窒素ガスを吹き込む方法、特にＲＨ式真空脱ガス設備においては浸漬管から吹き込む環流ガスとして、窒素ガスにして溶鋼トンあたり２Ｎｌ／ｍｉｎ以上にて吹き込む手法が有効である。さらに、真空槽内圧力を２×１０３Ｐａ以上に上昇させて真空下の溶鋼浴面からの脱窒を抑制することが有効である。加えて、窒素ガス吹き込みのみでは窒素の増加速度が遅いため、溶鋼中のＣ濃度が０．００５０mass％を越えないように、［mass％Ｃ］／［mass％Ｎ］≦０．１とＣ含有量の低いＮ−Ｍｎ等の窒素含有合金を添加することにより、Ｎ濃度を増加させることが有効である。
【００２３】
２次脱炭精錬後の窒素濃度を０．００６０mass％以上にする必要性は、脱炭精錬後の窒素濃度と、低真空度でのＮ２ ガス吹込み２０分後の窒素濃度との関係を図５に示すように、２次脱炭精錬〜Ａｌ脱酸後の低真空（図では１×１０４Ｐａ、５×１０３Ｐａ）での窒素ガス吹き込みによる窒素濃度の増加を行っても窒素濃度の増加が遅く、窒素濃度が例えば０．０１００mass％以上になるまでに時間がかかるためであり、予め窒素濃度を０．００６０mass％以上に高めておくことが有利である。
【００２４】
なお、本発明方法においては、成分調製したのち鋳造に廻す溶鋼の成分組成としては、Ｓｉ：１．０mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｎｂ：０．００５０〜０．０５００mass％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０mass％、Ｔｉ：０．０７０mass％以下で残部は実質的にＦｅであるものを用いることが望ましい。
【００２５】
▲１▼Ｓｉは、伸びの低下を抑制し、強度を向上させる場合に特に添加が好ましい成分ではあるが、１．０mass％を超えると表面性状を悪化させ、延性の低下を招くので、１．０mass％以下、望ましくは０．５mass％以下がよい。
▲２▼Ｍｎは、鋼の強化成分として有用であるが、２．０mass％を超えると表面性状の悪化や延性の低下を招くので、２．０mass％以下、望ましくは１．５mass％以下がよい。
▲３▼Ｎｂは、Ｂとの複合添加により、熱延組織、冷延再結晶焼鈍組織の微細化に有用であるとともに、固溶ＣをＮｂＣとして固定する作用を有する。Ｎｂ量が０．００５０mass％に満たないとその効果は十分ではなく、一方０．０５００mass％を越えると延性の低下を招く。したがって、Ｎｂは０．００５０〜０．０５００mass％、好ましくは０．０１００〜０．０３００mass％の範囲で含有させる。
▲４▼Ｂは、Ｎｂと複合添加することにより、熱延組織、冷延再結晶焼鈍組織の微細化に有用であるほか、耐２次加工脆性を改善する作用を有する。Ｂ量が０．０００５mass％未満ではその効果は小さく、一方０．００５０mass％を越えると鋳片の加熱段階で溶体化しにくくなる。したがって、Ｂは０．０００５〜０．００５０mass％、好ましくは０．０００５〜０．００１５mass％の範囲で含有させる。
▲５▼Ｔｉは、特に添加する必要はないが、組織の微細化の観点から添加する場合には、(4) 式を満足するために０．０７０mass％以下とする。
【００２６】
以上説明したように成分調整した溶鋼は、連続鋳造設備にて圧延素材（鋳片）とされる。連続鋳造条件は常法に従えばよく、特に限定するものではない。すなわち、周知の垂直曲げ型連続鋳造機、垂直型連続鋳造機あるいは湾曲型連続鋳造機を用いて、溶鋼を１５０〜３００ｍｍ厚、９００〜２０００ｍｍ幅程度のサイズのスラブに鋳造する。必要に応じ、鋳造直後のスラブを幅プレス、幅鍛圧等の方法によって所望の幅に調整しても構わない。
【００２７】
【実施例】
発明例
２５０ｔの溶銑を転炉で１次脱炭精錬し、Ｃ濃度を０．０３００mass％まで低下させた。このときの溶鋼Ｎ濃度は、０．００４０mass％、Ｍｎ濃度は０．０７mass％であった。その後、転炉からの出鋼時に取鍋内にＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：１．５mass％，Ｍｎ：７３mass％，Ｎ：５mass％）を５ｋｇ／ｔで添加し、取鍋内の溶鋼のＮ濃度を０．０１４０mass％まで増加させた。このときのＣ濃度は、０．０４００mass％、Ｍｎ濃度は０．４０mass％に増加であった。この溶鋼を極低炭素鋼まで脱炭処理を行うために、ＲＨ式真空脱ガス設備で真空脱炭処理によって２次脱炭精錬を行った。２次脱炭精錬前の［mass％Ｎ］−０．１５［mass％Ｃ］は０．００８０mass％であり、０．００６０mass％以上を確保した。真空脱炭処理時の真空槽内の圧力は１×１０２Ｐａ、処理前の溶存酸素濃度は０．０５２０mass％で、浸漬管からの環流ガスには窒素ガスを用いて、ガス流量３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (即ち、溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ)で吹き込んだ。真空脱炭処理中の溶存酸素濃度は、真空槽内のランスより酸素ガスを上吹きすることにより常時０．０３５０mass％以上を保持した。２０分の真空脱炭処理後、Ｃ濃度は０．００２０mass％まで低下し、またＮ濃度は０．０１００mass％に低下した。真空脱炭処理中の△Ｎ／△Ｃは０．１０５であり０．１５より小さくなった。また、溶存酸素濃度は０．０３８０mass％であった。
【００２８】
その後、真空槽内の圧力を５×１０３Ｐａまで上昇させた後、この溶鋼にＡｌを０．８ｋｇ／ｔ添加し脱酸を行った。脱酸後のＡｌ濃度は０．０１５mass％であった。引き続き、浸潰管からの環流ガスとして窒素ガスを３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (すなわち溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ）で吹き込んだ。Ａｌ添加の５分後に低ＣのＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：０．２mass％，Ｍｎ：８０mass％，Ｎ：８mass％）を３ｋｇ／ｔ添加した。その後、ＦｅＮｂを０．０６ｋｇ／ｔ、ＦｅＢを０．００７ｋｇ／ｔ添加した。なお、ＴｉとＳｉは特に添加せず、ＭｎはMet.Ｍｎを４．０ｋｇ／ｔ添加した。
Ａｌ脱酸後１５分でＲＨキルド処理を終了した。終了時におけるＮ濃度は０．０１５０mass％に増加した。また、Ｃ濃度は０．００３０mass％，Ａｌ濃度は０．０１０mass％であった。［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］は０．０００１５で、０．０００４より小さい値が得られた。さらに、Ｎｂは０．００５０mass％、Ｂは０．０００５mass％、Ｔｉは０．００１mass％、Ｓｉは０．０１mass％、Ｍｎは１．０mass％であった。これら成分から求めた、0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］の値は０．０１０２mass％であるので、精錬後のＮ濃度はこの値以上にできた。
【００２９】
この溶鋼を垂直曲げ型連続鋳造機によって連続鋳造してスラブとし、このスラブをスラブ加熱炉で１１５０℃に加熱した後、連続熱間圧延設備にて板厚３．５ｍｍの熱延板に熱間圧延（仕上げ温度：９２０℃、圧延後冷却速度：５５℃／ｓ、巻取温度：６００℃）しホットコイルとした。このホットコイルを冷間圧延設備にて板厚０．７ｍｍまで冷間圧延（圧下率８０％）の後、連続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍（昇温速度：１５℃／ｓ、温度：８４０℃）し、その後圧下率１．０％の調質圧延を行った。
かくして得られた鋼板（調質圧延材）について引張試験を行った。また前記鋼板に１０％の引張歪みを付与し１２０℃−２０分の時効熱処理を施した鋼板（時効処理材）についても同様に引張試験を行った。両者の試験から、時効処理材の引張強さ（ＴＳ２）と調質圧延材の引張強さ（ＴＳ１）との差ΔＴＳ＝ＴＳ２−ＴＳ１を求め時効硬化量とした。
その結果、ΔＴＳ＝１００ＭＰａという大きな時効硬化量が得られた。また、スラブ、シートバーの段階では、表面割れがなく、冷延鋼板の表面品質も良好であった。
【００３０】
比較例
２５０ｔの溶銑を転炉で１次脱炭精錬し、Ｃ濃度を０．０３００mass％まで低下させた。その際の溶鋼Ｎ濃度は０．００４０mass％、Ｍｎ濃度は０．０７mass％であった。その後、転炉からの出鋼時に鍋内にＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：１．５mass％，Ｍｎ：７３mass％，Ｎ：５mass％）を５ｋｇ／ｔで添加し、取鍋内の溶鋼のＮ濃度を０．０１４０mass％まで増加させた。その際のＣ濃度は０．０４００mass％およびＭｎ濃度は０．４０mass％であった。この溶鋼を極低炭素鋼まで脱炭処理を行うために、ＲＨ式真空脱ガス設備で２次脱炭精錬を行った。２次脱炭精錬前の［mass％Ｎ］−０．１５［mass％Ｃ］は０．００８０mass％であり、０．００６０mass％以上を確保した。２次脱炭精錬時の真空槽内の圧力は１×１０２Ｐａ、処理前の溶存酸素濃度は０．０２８０mass％で、浸漬管からの環流ガスには窒素ガスを用いて、ガス流量３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ）で吹き込んだ。２次脱炭精錬中の溶存酸素濃度は、途中０．０３００mass％を下回っていた。２０分の２次脱炭精錬後、Ｃ濃度は０．００２０mass％まで低下し、また、Ｎ濃度は０．００４０mass％に低下した。真空脱炭処理中の△Ｎ／△Ｃは０．３０３であり０．１５より大きい値であった。また、溶存酸素濃度は０．０２６３mass％であった。
【００３１】
その後、真空槽内の圧力を５×１０３Ｐａまで上昇させた後、この溶鋼にＡｌを０．８ｋｇ／ｔ添加し脱酸を行った。脱酸後のＡｌ濃度は０．０１５mass％であった。浸漬管からの環流ガスは引き続き窒素ガスを３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ）で吹き込んだ。Ａｌ添加後５分に低ＣのＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：０．２mass％，Ｍｎ：８０mass％，Ｎ：８mass％）を２ｋｇ／ｔ添加した。その後、ＦｅＮｂを０．０６ｋｇ／ｔ、ＦｅＢを０．００７ｋｇ／ｔ添加した。なお、ＴｉおよびＳｉは特に添加せず、ＭｎはMet.Ｍｎを４．０ｋｇ／ｔ添加した。
Ａｌ脱酸後１５分でＲＨキルド処理を終了した。終了時におけるＮ濃度は０．００９０mass％に増加した。また、Ｃ濃度は０．００３０mass％，Ａｌ濃度は０．０１００mass％であった。［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］は０．００００９であった。さらに、Ｎｂは０．００５０mass％、Ｂは０．０００５mass％、Ｔｉは０．００２mass％、Ｓｉは０．０１mass％、Ｍｎは１．０mass％であった。これら成分から求めた、0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］の値は０．０１０２mass％であるので、精錬後のＮ濃度はこの値以上にすることができなかった。
【００３２】
この溶鋼を垂直曲げ型連続鋳造機によって連続鋳造してスラブとし、このスラブをスラブ加熱炉で１１５０℃に加熱した後、連続熱間圧延設備にて板厚３．５ｍｍの熱延板に熱間圧延（仕上げ温度：９２０℃、圧延後冷却速度：５５℃／ｓ、巻取温度：６００℃）しホットコイルとした。このホットコイルを冷間圧延設備にて板厚０．７ｍｍまで冷間圧延（圧下率８０％）の後、連続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍（昇温速度：１５℃／ｓ、温度：８４０℃）し、その後圧下率１．０％の調質圧延を行った。
かくして得られた鋼板（調質圧延材）について引張試験を行った。また、前記鋼板に１０％の引張歪みを付与し１２０℃−２０分の時効熱処理を施した鋼板（時効処理材）についても同様に引張試験を行った。両者の試験から、時効処理材の引張強さ（ＴＳ２）と調質圧延材の引張強さ（ＴＳ１）との差ΔＴＳ＝ＴＳ２−ＴＳ１を求め時効硬化量とした。
その結果、ΔＴＳ＝５ＭＰａであり、極めて小さい時効硬化量しか得られなかった。
【００３３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係る圧延素材の製造方法によれば、圧延して得られる鋼板（冷延鋼板）の時効硬化性が優れ、しかも表面欠陥の少ない極低炭素かつ高窒素の冷延鋼板となり、例えば自動車用構造部品として最適な材料を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】［mass％Ｎ］−（14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］）とΔＴＳとの関係を示した図である。
【図２】鋼中［mass％］・［mass％Ｎ］と冷延コイルの表面欠陥率（コイル１０００ｍ当たりの欠陥個数）との関係を示した図である。
【図３】溶製後の目標成分範囲を示した図である。
【図４】脱炭処理前、処理中および処理後の炭素および窒素の濃度範囲を示した図である。
【図５】脱炭処理後の窒素濃度と復圧，Ｎ２ガス吹込１５分後の窒素濃度との関係を示す図である。
【産業上の利用分野】
本発明は、窒素濃度（固溶Ｎ）を高めることにより時効硬化性を改善してなる極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法に関するものである。この窒素濃度の高い極低炭素圧延素材を用いて圧延した極低炭素鋼板は、例えば自動車の構造用部品等、構造上の強度とくに変形時の強度および／または剛性が必要とされる分野で用いられ、プレスなどで加工成形した後に焼付処理などの時効熱処理が施される素材として好適であり、成形後の時効熱処理によって強度上昇を図ることができるものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記自動車の構造用部品等に用いられる鋼板としては、成形後の時効熱処理によって強度の上昇が起こる特性（以下、「時効硬化性」という）を有し、かつ深絞り性の良好な冷延鋼板が適している。この種の冷延鋼板用鋼の成分組成としては、Ｃ≦０．００５０mass％および固溶Ｎ濃度≧０．００５０mass％の成分系のものが推奨されている。しかし、このような鋼を溶製するに当っては、脱酸の面からＡｌを添加し、また結晶粒径の微細化の点等からＮｂおよびＢを鋼中に添加するのが一般的であり、これらの元素は窒化物を形成することから、固溶Ｎを確保するためには窒化物になる窒素濃度を加えた窒素濃度にする必要がある。例えば、鋼中Ａｌ濃度が０．０１５mass％以上の場合は、０．０１２０mass％以上の高Ｎ濃度としなければならない。
【０００３】
ここに、高Ｎ濃度鋼の製造方法としては、特開昭６１−９１３１７号公報に、無酸化雰囲気下にある取鍋精錬炉内の溶鋼に、浸漬ランスから窒素ガスを吹き込む方法が開示されている。しかし、この方法は取鍋精錬炉における処理であることから、例えば真空脱ガス処理等を施すことが難しいため、極低炭素鋼を得ることができない不利がある。
【０００４】
一方、真空脱ガス処理を行うものとしては、特公昭５５−３４８４８号公報、特開昭５６−２５９１９号公報および特開昭６４−２８３１９号公報に、真空脱ガス工程後、真空槽内の圧力を目標Ｎ濃度と平衡する圧力にし、溶鋼内吹き込みガスの一部または全部を窒素ガスにして、一定時間保持して窒素を十分に添加する方法が開示されている。
しかし、これらの方法は、窒素ガスによる窒素の注入に頼るため窒素の増加速度が遅く、特に低窒素濃度から０．０１２０mass％を越えるような高窒素濃度のものにする場合、Ｃｒ濃度の低い普通鋼においては時間がかかり困難がある。また、真空槽内圧力を高めることにより平衡窒素濃度まで窒素を増加させる方法の場合、初期窒素濃度が低いと平衡窒素濃度にまで達するのに時間がかかる。例えば、平衡窒素濃度が０．０１５０mass％となる真空槽内圧力１×１０４Ｐａの場合、初期窒素濃度が０．００８０mass％のもの程度では、１５分程度の処理で０．０１００mass％程度の増加に止まる。なお、真空槽内圧力２×１０４Ｐａを越える場合は、窒素濃度が増加する可能性があるが、真空槽内圧力の上昇は真空槽あるいは取鍋内の溶鋼の攪拌力の低下につながり、溶鋼内の均一性が阻害される。
【０００５】
また、減圧下の真空脱ガス装置において、窒素ガス、窒素−Ａｒ混合ガスを吹き込み真空槽内圧力を調整することにより、溶鋼中の窒素濃度を制御する方法が特開２０００−１７３２１号公報、特開２０００−１７３２２号公報、特開２０００−３４５１３号公報および特開平８−１００２１１号公報などに開示されている。しかし、上記の技術と同様に、窒素ガスによる窒素の注入では窒素の増加速度が遅く、特に固溶窒素濃度を確保するために、低窒素濃度から０．０１２０mass％を越える窒素濃度にする場合、普通鋼においては処理時間がかかり実際的でない。
【０００６】
さらに、特許第２８９６３０２号公報には、真空槽内の圧力を変更して溶鋼の目標窒素濃度以下まで窒素を減少した後、窒素含有合金を添加して目標窒素濃度になるように微調整しているが、窒素含有合金を添加する前に窒素を減少するのは、窒素含有合金の添加量を増やすことになり、コストアップにつながるだけでなく、合金中に含まれるＣにより溶鋼中のＣ濃度が増加することが問題になる。
【０００７】
次に、特開平７−２１６４３９公報には、１次脱炭精錬および２次真空脱炭精錬中に窒素ガスを吹き込み、０．００５０mass％以下の極低炭素鋼で０．０１００mass％以上の高窒素鋼を溶製する方法が開示されている。しかし、真空脱炭処理前にＣ濃度に対してＮ濃度が低いと、脱炭処理後に０．０１００mass％以上のＮ濃度が得られず、また脱炭処理中に脱炭速度より脱Ｎ速度が大きい処理を行うと、やはり脱炭処理後に０．０１００mass％以上のＮ濃度は得られない。さらに、脱炭処理後にＡｌ等を用いた脱酸処理を行うが、Ａｌ濃度が高く、かつ高Ｎ濃度の場合、連続鋳造時にＡｌＮが析出し、連続鋳造や熱間圧延時のスラブ、シートバーにＡｌＮに起因した表面割れが発生する。逆に、Ａｌ濃度が低すぎると脱酸が不十分となり、鋼中に非金属介在物が増加するため、製品である冷延鋼板の表面欠陥や、プレス成形時の割れが大量に発生する問題に発展する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、プレスなどの加工成形後に強度上昇のための時効熱処理が施される用途に供され、優れた時効硬化性を有する鋼板の圧延素材、すなわち窒素濃度（固溶窒素）が高くかつ極低炭素であって、製品コイルの表面欠陥や介在物性欠陥などの問題を招くことのない、鋼板用圧延素材を製造する方法について提案することにある。
なお、本発明に係る圧延素材を圧延して得られる冷延鋼板において、時効硬化による成形−１２０℃熱処理後の引張強度の変化量の目標は、６０ＭＰａ以上とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上掲の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、優れた時効硬化性を有する冷延鋼板用鋼の成分組成としては、Ｃ≦０．００５０mass％で、固溶窒素濃度≧０．００３０mass％、好ましくは固溶窒素濃度≧０．００５０mass％、より好ましくは固溶窒素濃度≧０．００７０mass％以上であり、そして脱酸のために鋼中にＡｌを添加し、ＡｌおよびＮが過剰に含まれる場合には、連続鋳造時並びに熱間圧延時にＡｌＮが析出して鋳片やシートバーにＡｌＮ起因の表面割れが発生するため、ＡｌおよびＮ濃度には上限を設ける必要のあることが判明した。
さらに、固溶窒素を確保する上から、Ｃ≦０．００５０mass％かつ窒素濃度が［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］を満たす必要があることを知見した。
本発明は、上記知見に由来するものであり、その要旨は次のとおりである。
【００１０】
(1) Ｃ≦０．００５０mass％の極低炭素鋼板用圧延素材を製造する方法において、溶銑を１次脱炭精錬し、１次脱炭精錬後の溶鋼を下記（１）式を満足するように成分調整し、その後真空脱ガス設備において、下記（２）式を満足する条件下に、Ｃ≦０．００５０mass％の極低炭素濃度域までの２次脱炭精錬を行い、次いで、Ａｌ≧０．００５mass％となるようにＡｌによる脱酸を行うとともに、Ｎ濃度がＮ：０．００５０〜０．０２５０mass％の範囲内で、下記（３）式および（４）式を満足するように成分調整し、その後、溶鋼の連続鋳造を行うことを特徴とする時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
記
［mass％Ｎ］−0.15［mass％Ｃ］≧0.0060 ----(1)
△Ｎ／△Ｃ≦0.15 ----(2)
ここで、
△Ｎ：２次脱炭精錬中の鋼中Ｎ濃度の低下量（mass％）
△Ｃ：２次脱炭精錬中の鋼中Ｃ濃度の低下量（mass％）
［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］≦0.0004 ----(3)
［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］ ----(4)
【００１１】
(2)なお、本発明においては、２次脱炭精錬時に、溶鋼中に、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Nl／min 以上に当る窒素ガスまたは窒素およびアルゴンの混合ガスを吹き込むことにより、△Ｎ／△Ｃ≦０．１５とするが好ましい。
(3)本発明においては、２次脱炭精錬中に、溶鋼中酸素濃度を０．０３００mass％以上に調整して、△Ｎ／△Ｃ≦０．１５とすることが好ましい。
(4)本発明においては、１次脱炭精錬後の溶鋼にＮ含有合金を添加し、２次脱炭精錬前の溶鋼成分をＮ≧０．００８０mass％に調整することが好ましい。
(5)本発明においては、真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時に、溶鋼中に、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Nl／min 以上に当る窒素ガスまたは窒素およびアルゴンの混合ガスを吹き込んで、Ｎ濃度を制御することが好ましい。
(6)本発明においては、真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時の真空槽内圧力を、２×１０３Ｐａ以上に調整してＮ濃度の低下を抑制することが好ましい。
(7)本発明においては、真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時に、溶鋼中に、［mass％Ｃ］／［mass％Ｎ］≦０．１であるＮ含有合金を溶鋼中に添加してＮ濃度を制御することが好ましい。
(8)本発明においては、溶鋼にＮ含有合金を添加する際、真空槽内圧力を２×１０３Ｐａ以上に調整してＮ濃度の低下を抑制することが好ましい。
(9)本発明においては、成分調整した溶鋼の組成が、Ｓｉ：１．０mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｎｂ：０．００５０〜０．０５００mass％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０mass％、Ｔｉ：０．０７０mass％以下で残部は実質的にＦｅでになるものであることが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法について、上記製造条件を限定した理由について詳しく説明する。
まず、時効硬化性を発現するＮ量として (4)式を得た実験について説明する。この実験では、Ｃ：０．００２０〜０．００２５mass％、Ｓｉ：０．０１mass％、Ｍｎ：０．４８〜０．５２mass％、Ｐ：０．０２５〜０．０３０mass％、Ｓ：０．００６〜０．０１０mass％、Ａｌ：０．００５〜０．０３０mass％、Ｂ：０．０００１〜０．００４０mass％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３０mass％、Ｎ：０．００６０〜０．０１５０mass％の範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の素材を、１１５０℃に均一加熱した後、仕上げ温度をＡr３変態点以上の９００℃として板厚４ｍｍに熱間圧延し、圧延終了後水冷し、次いで、この熱延板を５００℃−１時間で焼鈍し、圧下率８０％で冷間圧延して、８００℃−４０分の再結晶焼鈍を行い、さらに圧下率０．８％で調質圧延し、得られた鋼板を供試材（調質圧延材）として用い、この供試材を歪み速度０．０２／ｓで引張試験を行った。
この実験の他、前記鋼板に１０％の引張歪みを付与し、１２０℃−２０分の時効熱処理を施した供試材（時効処理材）についても、同様の引張試験を行った。時効硬化量ΔＴＳは、時効処理材の引張強さ（ＴＳ２）と調質圧延材の引張強さ（ＴＳ１）との差（ΔＴＳ＝ＴＳ２−ＴＳ１）からを求めた。
【００１３】
図１は、［mass％Ｎ］−（14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］）とΔＴＳとの関係を示すものである。図１から、［mass％Ｎ］−（14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］）が０．００３０mass％以上、望ましくは０．００５０mass％以上、さらに望ましくは０．００７０mass%以上を満足することにより、ΔＴＳは６０ＭＰａ以上、望ましくは８０ＭＰａ以上、さらに望ましくは１００ＭＰａ以上になることが明らかとなった。ただし、窒素濃度が０．０２５０mass％を越えると、連続鋳造した鋳片に気泡性のピンホールが多発し、冷延鋼板に筋状の欠陥が多発するため、精錬後の溶鋼窒素濃度は０．０２５０mass％以下にする必要がある。
【００１４】
次に、Ａｌ濃度に関しては、Ａｌが０．００５mass％未満になると鋼中の酸素濃度が急激に増加し、冷間圧延中に巨大な介在物性欠陥が多発するため、Ａｌは０．００５mass％以上にする必要がある。望ましくは０．０１０mass％以上であるが、Ａｌ濃度を増加させると固溶窒素が減少するため、必然的にＮ濃度を増加させる必要性がある。従って、窒素濃度としては、［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］であることが望ましい。
【００１５】
このように、Ａｌ濃度を増加させるとＮ濃度も増加させる必要がある。ただし、［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］＞０．０００４になると、連続鋳造時および／または熱間圧延時に鋳片および／またはシートバーの表面に割れが多発し、冷延板に筋状の欠陥が多発することになる。そこで、鋼中の［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］と、その精錬後に通常の鋳造、熱間圧延および冷間圧延を経た冷延コイルにおける表面欠陥率（コイル１０００ｍ当たりの欠陥個数）との関係を調査したところ、図２に示すように、［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］＞０．０００４になると、冷延コイルにおける表面欠陥率が急激に増加することがわかった。
ここに、以上述べた、Ｎ濃度およびＡｌ濃度についてまとめると、図３に示すとおりである。
【００１６】
次に、上記成分範囲にするための精錬方法について以下に説明する。
一般に、極低炭素鋼（Ｃ≦０．００５０mass％）を溶製するには、転炉等における１次脱炭精錬後に、真空脱ガス設備を用いて、溶鋼を５×１０２Ｐａ (０．００５ａｔｍ）以下の減圧下に置き、溶鋼中のＣおよびＯとの反応によりＣＯを生成させて脱ガスする、２次脱炭精錬を行うことが基本となる。
【００１７】
そこで、発明者らは、２次脱炭精錬において、溶鋼中の窒素濃度が高い場合には脱炭量に比例して脱窒素が進むことを新たに見出した。すなわち、図４に脱炭処理前、処理中および処理後の炭素および窒素濃度を示すように、例えば、Ｃ≦０．００５０mass％かつＮ≧０．００６０mass％に向かって処理するには、２次脱炭精錬時の窒素濃度の減少量△Ｎと炭素濃度の減少量△Ｃとの比△Ｎ／△Ｃを０．１５以下にすることが肝要である。
【００１８】
さらに、真空脱ガス処理による２次脱炭精錬の処理前およびこの処理中の溶鋼炭素濃度および窒素濃度が下記（１）式を満足するように、１次脱炭精錬後かつ真空脱ガス処理による２次脱炭精錬前の溶鋼成分を、低Ｃ濃度および高Ｎ濃度に調整する必要がある。
［mass％Ｎ］−0.15［mass％Ｃ］≧0.0060 ----(1)
なぜなら、［mass％Ｎ］，［mass％Ｃ］が(1) 式を満足しないと、△Ｎ／△Ｃ＝０．１５の場合、２次脱炭精錬後の［mass％Ｎ］は０．００６０mass％より低くなる。また、たとえ(1) 式を満足していても、△Ｎ／△Ｃ＞０．１５では、やはり２次脱炭精錬後の［mass％Ｎ］が０．００６０mass％より低くなる。
【００１９】
前述した条件に従って２次脱炭精錬を行うことによって、２次脱炭精錬後の窒素濃度を０．００６０mass％以上にすることが可能になる。２次脱炭精錬後のＮ濃度を０．００６０mass％以上にすれば、その後のＡｌ脱酸処理において、Ｎ２ガスを吹き込むことにより真空脱ガス処理後のＮ濃度を０．００５０mass％以上にすることが容易になる。なお、Ａｌによる脱酸とは、溶鋼中へのＡｌの添加と、それに引き続いての溶鋼の還流による脱酸生成物の浮上分離処理（いわゆる、キルド処理）の全体を指す（以下において同様）。
【００２０】
ここに、１次脱炭精錬後かつ２次脱炭精錬前のＮ濃度を、前記(1) 式に従って高くするには、１次脱炭精錬後（例えば転炉出鋼時）にＮ−Ｍｎ等の窒素含有合金を添加する手法が有効である。
【００２１】
また、２次脱炭精錬中に△Ｎ／△Ｃ≦０．１５を達成する方法としては、溶鋼中に窒素ガスを吹き込む方法、特に真空脱ガス設備としてＲＨ式真空脱ガス設備を用いる方法においては、浸潰管から吹き込む環流ガスとして窒素ガスまたは、窒素およびアルゴンの混合ガスを、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Ｎｌ／ｍｉｎ以上に相当する量を溶鋼中に吹き込むことが有効である。さらに、溶鋼中の溶存酸素が脱窒の化学反応速度定数を低下させる作用を利用して、２次脱炭精錬中の酸素濃度を０．０３００mass％以上にすることにより△Ｎ／△Ｃ≦０．１５にすることもできる。
【００２２】
次いで、鋼中酸素濃度を低下させるために、２次脱炭精錬後の溶鋼をＡｌ脱酸した後に、Ｎ濃度を０．００５０〜０．０２５０mass％に制御する必要がある。そのためには、溶鋼中に窒素ガスを吹き込む方法、特にＲＨ式真空脱ガス設備においては浸漬管から吹き込む環流ガスとして、窒素ガスにして溶鋼トンあたり２Ｎｌ／ｍｉｎ以上にて吹き込む手法が有効である。さらに、真空槽内圧力を２×１０３Ｐａ以上に上昇させて真空下の溶鋼浴面からの脱窒を抑制することが有効である。加えて、窒素ガス吹き込みのみでは窒素の増加速度が遅いため、溶鋼中のＣ濃度が０．００５０mass％を越えないように、［mass％Ｃ］／［mass％Ｎ］≦０．１とＣ含有量の低いＮ−Ｍｎ等の窒素含有合金を添加することにより、Ｎ濃度を増加させることが有効である。
【００２３】
２次脱炭精錬後の窒素濃度を０．００６０mass％以上にする必要性は、脱炭精錬後の窒素濃度と、低真空度でのＮ２ ガス吹込み２０分後の窒素濃度との関係を図５に示すように、２次脱炭精錬〜Ａｌ脱酸後の低真空（図では１×１０４Ｐａ、５×１０３Ｐａ）での窒素ガス吹き込みによる窒素濃度の増加を行っても窒素濃度の増加が遅く、窒素濃度が例えば０．０１００mass％以上になるまでに時間がかかるためであり、予め窒素濃度を０．００６０mass％以上に高めておくことが有利である。
【００２４】
なお、本発明方法においては、成分調製したのち鋳造に廻す溶鋼の成分組成としては、Ｓｉ：１．０mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｎｂ：０．００５０〜０．０５００mass％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０mass％、Ｔｉ：０．０７０mass％以下で残部は実質的にＦｅであるものを用いることが望ましい。
【００２５】
▲１▼Ｓｉは、伸びの低下を抑制し、強度を向上させる場合に特に添加が好ましい成分ではあるが、１．０mass％を超えると表面性状を悪化させ、延性の低下を招くので、１．０mass％以下、望ましくは０．５mass％以下がよい。
▲２▼Ｍｎは、鋼の強化成分として有用であるが、２．０mass％を超えると表面性状の悪化や延性の低下を招くので、２．０mass％以下、望ましくは１．５mass％以下がよい。
▲３▼Ｎｂは、Ｂとの複合添加により、熱延組織、冷延再結晶焼鈍組織の微細化に有用であるとともに、固溶ＣをＮｂＣとして固定する作用を有する。Ｎｂ量が０．００５０mass％に満たないとその効果は十分ではなく、一方０．０５００mass％を越えると延性の低下を招く。したがって、Ｎｂは０．００５０〜０．０５００mass％、好ましくは０．０１００〜０．０３００mass％の範囲で含有させる。
▲４▼Ｂは、Ｎｂと複合添加することにより、熱延組織、冷延再結晶焼鈍組織の微細化に有用であるほか、耐２次加工脆性を改善する作用を有する。Ｂ量が０．０００５mass％未満ではその効果は小さく、一方０．００５０mass％を越えると鋳片の加熱段階で溶体化しにくくなる。したがって、Ｂは０．０００５〜０．００５０mass％、好ましくは０．０００５〜０．００１５mass％の範囲で含有させる。
▲５▼Ｔｉは、特に添加する必要はないが、組織の微細化の観点から添加する場合には、(4) 式を満足するために０．０７０mass％以下とする。
【００２６】
以上説明したように成分調整した溶鋼は、連続鋳造設備にて圧延素材（鋳片）とされる。連続鋳造条件は常法に従えばよく、特に限定するものではない。すなわち、周知の垂直曲げ型連続鋳造機、垂直型連続鋳造機あるいは湾曲型連続鋳造機を用いて、溶鋼を１５０〜３００ｍｍ厚、９００〜２０００ｍｍ幅程度のサイズのスラブに鋳造する。必要に応じ、鋳造直後のスラブを幅プレス、幅鍛圧等の方法によって所望の幅に調整しても構わない。
【００２７】
【実施例】
発明例
２５０ｔの溶銑を転炉で１次脱炭精錬し、Ｃ濃度を０．０３００mass％まで低下させた。このときの溶鋼Ｎ濃度は、０．００４０mass％、Ｍｎ濃度は０．０７mass％であった。その後、転炉からの出鋼時に取鍋内にＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：１．５mass％，Ｍｎ：７３mass％，Ｎ：５mass％）を５ｋｇ／ｔで添加し、取鍋内の溶鋼のＮ濃度を０．０１４０mass％まで増加させた。このときのＣ濃度は、０．０４００mass％、Ｍｎ濃度は０．４０mass％に増加であった。この溶鋼を極低炭素鋼まで脱炭処理を行うために、ＲＨ式真空脱ガス設備で真空脱炭処理によって２次脱炭精錬を行った。２次脱炭精錬前の［mass％Ｎ］−０．１５［mass％Ｃ］は０．００８０mass％であり、０．００６０mass％以上を確保した。真空脱炭処理時の真空槽内の圧力は１×１０２Ｐａ、処理前の溶存酸素濃度は０．０５２０mass％で、浸漬管からの環流ガスには窒素ガスを用いて、ガス流量３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (即ち、溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ)で吹き込んだ。真空脱炭処理中の溶存酸素濃度は、真空槽内のランスより酸素ガスを上吹きすることにより常時０．０３５０mass％以上を保持した。２０分の真空脱炭処理後、Ｃ濃度は０．００２０mass％まで低下し、またＮ濃度は０．０１００mass％に低下した。真空脱炭処理中の△Ｎ／△Ｃは０．１０５であり０．１５より小さくなった。また、溶存酸素濃度は０．０３８０mass％であった。
【００２８】
その後、真空槽内の圧力を５×１０３Ｐａまで上昇させた後、この溶鋼にＡｌを０．８ｋｇ／ｔ添加し脱酸を行った。脱酸後のＡｌ濃度は０．０１５mass％であった。引き続き、浸潰管からの環流ガスとして窒素ガスを３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (すなわち溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ）で吹き込んだ。Ａｌ添加の５分後に低ＣのＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：０．２mass％，Ｍｎ：８０mass％，Ｎ：８mass％）を３ｋｇ／ｔ添加した。その後、ＦｅＮｂを０．０６ｋｇ／ｔ、ＦｅＢを０．００７ｋｇ／ｔ添加した。なお、ＴｉとＳｉは特に添加せず、ＭｎはMet.Ｍｎを４．０ｋｇ／ｔ添加した。
Ａｌ脱酸後１５分でＲＨキルド処理を終了した。終了時におけるＮ濃度は０．０１５０mass％に増加した。また、Ｃ濃度は０．００３０mass％，Ａｌ濃度は０．０１０mass％であった。［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］は０．０００１５で、０．０００４より小さい値が得られた。さらに、Ｎｂは０．００５０mass％、Ｂは０．０００５mass％、Ｔｉは０．００１mass％、Ｓｉは０．０１mass％、Ｍｎは１．０mass％であった。これら成分から求めた、0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］の値は０．０１０２mass％であるので、精錬後のＮ濃度はこの値以上にできた。
【００２９】
この溶鋼を垂直曲げ型連続鋳造機によって連続鋳造してスラブとし、このスラブをスラブ加熱炉で１１５０℃に加熱した後、連続熱間圧延設備にて板厚３．５ｍｍの熱延板に熱間圧延（仕上げ温度：９２０℃、圧延後冷却速度：５５℃／ｓ、巻取温度：６００℃）しホットコイルとした。このホットコイルを冷間圧延設備にて板厚０．７ｍｍまで冷間圧延（圧下率８０％）の後、連続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍（昇温速度：１５℃／ｓ、温度：８４０℃）し、その後圧下率１．０％の調質圧延を行った。
かくして得られた鋼板（調質圧延材）について引張試験を行った。また前記鋼板に１０％の引張歪みを付与し１２０℃−２０分の時効熱処理を施した鋼板（時効処理材）についても同様に引張試験を行った。両者の試験から、時効処理材の引張強さ（ＴＳ２）と調質圧延材の引張強さ（ＴＳ１）との差ΔＴＳ＝ＴＳ２−ＴＳ１を求め時効硬化量とした。
その結果、ΔＴＳ＝１００ＭＰａという大きな時効硬化量が得られた。また、スラブ、シートバーの段階では、表面割れがなく、冷延鋼板の表面品質も良好であった。
【００３０】
比較例
２５０ｔの溶銑を転炉で１次脱炭精錬し、Ｃ濃度を０．０３００mass％まで低下させた。その際の溶鋼Ｎ濃度は０．００４０mass％、Ｍｎ濃度は０．０７mass％であった。その後、転炉からの出鋼時に鍋内にＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：１．５mass％，Ｍｎ：７３mass％，Ｎ：５mass％）を５ｋｇ／ｔで添加し、取鍋内の溶鋼のＮ濃度を０．０１４０mass％まで増加させた。その際のＣ濃度は０．０４００mass％およびＭｎ濃度は０．４０mass％であった。この溶鋼を極低炭素鋼まで脱炭処理を行うために、ＲＨ式真空脱ガス設備で２次脱炭精錬を行った。２次脱炭精錬前の［mass％Ｎ］−０．１５［mass％Ｃ］は０．００８０mass％であり、０．００６０mass％以上を確保した。２次脱炭精錬時の真空槽内の圧力は１×１０２Ｐａ、処理前の溶存酸素濃度は０．０２８０mass％で、浸漬管からの環流ガスには窒素ガスを用いて、ガス流量３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ）で吹き込んだ。２次脱炭精錬中の溶存酸素濃度は、途中０．０３００mass％を下回っていた。２０分の２次脱炭精錬後、Ｃ濃度は０．００２０mass％まで低下し、また、Ｎ濃度は０．００４０mass％に低下した。真空脱炭処理中の△Ｎ／△Ｃは０．３０３であり０．１５より大きい値であった。また、溶存酸素濃度は０．０２６３mass％であった。
【００３１】
その後、真空槽内の圧力を５×１０３Ｐａまで上昇させた後、この溶鋼にＡｌを０．８ｋｇ／ｔ添加し脱酸を行った。脱酸後のＡｌ濃度は０．０１５mass％であった。浸漬管からの環流ガスは引き続き窒素ガスを３０００Ｎｌ／ｍｉｎ (溶鋼トンあたり１２Ｎｌ／ｍｉｎ）で吹き込んだ。Ａｌ添加後５分に低ＣのＮ−Ｍｎ合金（Ｃ：０．２mass％，Ｍｎ：８０mass％，Ｎ：８mass％）を２ｋｇ／ｔ添加した。その後、ＦｅＮｂを０．０６ｋｇ／ｔ、ＦｅＢを０．００７ｋｇ／ｔ添加した。なお、ＴｉおよびＳｉは特に添加せず、ＭｎはMet.Ｍｎを４．０ｋｇ／ｔ添加した。
Ａｌ脱酸後１５分でＲＨキルド処理を終了した。終了時におけるＮ濃度は０．００９０mass％に増加した。また、Ｃ濃度は０．００３０mass％，Ａｌ濃度は０．０１００mass％であった。［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］は０．００００９であった。さらに、Ｎｂは０．００５０mass％、Ｂは０．０００５mass％、Ｔｉは０．００２mass％、Ｓｉは０．０１mass％、Ｍｎは１．０mass％であった。これら成分から求めた、0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］の値は０．０１０２mass％であるので、精錬後のＮ濃度はこの値以上にすることができなかった。
【００３２】
この溶鋼を垂直曲げ型連続鋳造機によって連続鋳造してスラブとし、このスラブをスラブ加熱炉で１１５０℃に加熱した後、連続熱間圧延設備にて板厚３．５ｍｍの熱延板に熱間圧延（仕上げ温度：９２０℃、圧延後冷却速度：５５℃／ｓ、巻取温度：６００℃）しホットコイルとした。このホットコイルを冷間圧延設備にて板厚０．７ｍｍまで冷間圧延（圧下率８０％）の後、連続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍（昇温速度：１５℃／ｓ、温度：８４０℃）し、その後圧下率１．０％の調質圧延を行った。
かくして得られた鋼板（調質圧延材）について引張試験を行った。また、前記鋼板に１０％の引張歪みを付与し１２０℃−２０分の時効熱処理を施した鋼板（時効処理材）についても同様に引張試験を行った。両者の試験から、時効処理材の引張強さ（ＴＳ２）と調質圧延材の引張強さ（ＴＳ１）との差ΔＴＳ＝ＴＳ２−ＴＳ１を求め時効硬化量とした。
その結果、ΔＴＳ＝５ＭＰａであり、極めて小さい時効硬化量しか得られなかった。
【００３３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係る圧延素材の製造方法によれば、圧延して得られる鋼板（冷延鋼板）の時効硬化性が優れ、しかも表面欠陥の少ない極低炭素かつ高窒素の冷延鋼板となり、例えば自動車用構造部品として最適な材料を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】［mass％Ｎ］−（14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］）とΔＴＳとの関係を示した図である。
【図２】鋼中［mass％］・［mass％Ｎ］と冷延コイルの表面欠陥率（コイル１０００ｍ当たりの欠陥個数）との関係を示した図である。
【図３】溶製後の目標成分範囲を示した図である。
【図４】脱炭処理前、処理中および処理後の炭素および窒素の濃度範囲を示した図である。
【図５】脱炭処理後の窒素濃度と復圧，Ｎ２ガス吹込１５分後の窒素濃度との関係を示す図である。
Claims (9)
- Ｃ≦０．００５０mass％の極低炭素鋼板用圧延素材を製造する方法において、溶銑を１次脱炭精錬し、１次脱炭精錬後の溶鋼を下記（１）式を満足するように成分調整し、その後真空脱ガス設備において、下記（２）式を満足する条件下に、Ｃ≦０．００５０mass％の極低炭素濃度域までの２次脱炭精錬を行い、次いで、Ａｌ≧０．００５mass％となるようにＡｌによる脱酸を行うとともに、Ｎ濃度がＮ：０．００５０〜０．０２５０mass％の範囲内で、下記（３）式および（４）式を満足するように成分調整し、その後、溶鋼の連続鋳造を行うことを特徴とする時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
記
［mass％Ｎ］−0.15［mass％Ｃ］≧0.0060 ----(1)
△Ｎ／△Ｃ≦0.15 ----(2)
ここで、
△Ｎ：２次脱炭精錬中の鋼中Ｎ濃度の低下量（mass％）
△Ｃ：２次脱炭精錬中の鋼中Ｃ濃度の低下量（mass％）
［mass％Ａｌ］・［mass％Ｎ］≦0.0004 ----(3)
［mass％Ｎ］≧0.0030＋14／27［mass％Ａｌ］＋14／93［mass％Ｎｂ］＋14／11［mass％Ｂ］＋14／48［mass％Ｔｉ］ ----(4) - ２次脱炭精錬時に、溶鋼中に、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Nl／min以上に当る窒素ガスまたは窒素およびアルゴンの混合ガスを吹き込むことにより、△Ｎ／△Ｃ≦０．１５とすることを特徴とする請求項１記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- ２次脱炭精錬中に、溶鋼中酸素濃度を０．０３００mass％以上に調整して、△Ｎ／△Ｃ≦０．１５とすることを特徴とする請求項１または２に記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- １次脱炭精錬後の溶鋼にＮ含有合金を添加し、２次脱炭精錬前の溶鋼成分をＮ≧０．００８０mass％に調整することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- 真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時に、溶鋼中に、窒素ガス流量にして溶鋼トンあたり２Nl／min以上に当る窒素ガスまたは窒素およびアルゴンの混合ガスを吹き込んで、Ｎ濃度を制御することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- 真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時の真空槽内圧力を、２×１０３Ｐａ以上に調整してＮ濃度の低下を抑制することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- 真空脱ガス設備におけるＡｌによる脱酸時に、溶鋼中に、［mass％Ｃ］／［mass％Ｎ］≦０．１であるＮ含有合金を溶鋼中に添加してＮ濃度を制御することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- 溶鋼にＮ含有合金を添加する際、真空槽内圧力を２×１０３Ｐａ以上に調整してＮ濃度の低下を抑制することを特徴とする請求項７記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
- 成分調整した溶鋼の組成が、Ｓｉ：１．０mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｎｂ：０．００５０〜０．０５００mass％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０mass％、Ｔｉ：０．０７０mass％以下で残部は実質的にＦｅである請求項１〜８のいずれか１項に記載の時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001398699A JP3807304B2 (ja) | 2001-01-05 | 2001-12-28 | 時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001000424 | 2001-01-05 | ||
| JP2001-424 | 2001-01-05 | ||
| JP2001398699A JP3807304B2 (ja) | 2001-01-05 | 2001-12-28 | 時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002266016A JP2002266016A (ja) | 2002-09-18 |
| JP3807304B2 true JP3807304B2 (ja) | 2006-08-09 |
Family
ID=26607349
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001398699A Expired - Fee Related JP3807304B2 (ja) | 2001-01-05 | 2001-12-28 | 時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3807304B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1689901B1 (en) | 2003-11-10 | 2018-03-21 | Posco | Cold rolled steel sheet having aging resistance and superior formability, and process for producing the same |
| KR101125916B1 (ko) * | 2003-11-10 | 2012-03-21 | 주식회사 포스코 | 면내이방성이 작은 비시효 냉연강판과 그 제조방법 |
| JP7091866B2 (ja) * | 2018-06-20 | 2022-06-28 | 日本製鉄株式会社 | 溶鋼の脱酸方法 |
| CN115125434B (zh) * | 2021-03-29 | 2023-05-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低碳高氮镀锡基板及其板坯连铸生产方法 |
-
2001
- 2001-12-28 JP JP2001398699A patent/JP3807304B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002266016A (ja) | 2002-09-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| JP2005126733A (ja) | 高温加工性にすぐれた熱間プレス用鋼板及び自動車用部材 | |
| JPS59140333A (ja) | ２次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| KR100828472B1 (ko) | 고질소 극저 탄소강의 제조방법 | |
| JP3314833B2 (ja) | 加工性の優れた冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2008208399A (ja) | ドラム缶用薄肉冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000273577A (ja) | 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3807304B2 (ja) | 時効硬化性が大きい極低炭素鋼板用圧延素材の製造方法 | |
| JP2007177303A (ja) | 延性に優れた鋼及びその製造方法 | |
| CN116615570A (zh) | 伸长率优异的高强度厚热轧钢板及其制造方法 | |
| JP3807297B2 (ja) | 窒素濃度の高い極低炭素鋼の製造方法 | |
| JP3260056B2 (ja) | 耐サワー性、熱間加工性に優れた鋼材の製造方法 | |
| RU2818536C1 (ru) | Способ получения корабельной стальной пластины 5ni с низким остаточным магнетизмом и отличным качеством поверхности | |
| JPH05302112A (ja) | マグネシウム脱酸による薄鋼板の溶製方法 | |
| JP2001247917A (ja) | 極低炭素缶用鋼板の製造方法 | |
| KR20130056052A (ko) | 합금화 특성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 | |
| JPH08283863A (ja) | 材質均一性に優れた硬質缶用鋼板の製造方法 | |
| JPH08143969A (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH07150252A (ja) | 連続焼鈍によるほうろう用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0987748A (ja) | 非ｉｆ鋼系非時効性極低炭素冷延鋼板の製造法 | |
| JP3704790B2 (ja) | 耐時効性の良好な冷延鋼板 | |
| JPH0545652B2 (ja) | ||
| JP3577383B2 (ja) | 欠陥が少なく焼付硬化性に優れた缶用鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05263143A (ja) | 調質度ｔ−３以下の軟質非時効性容器用鋼板の製造法 | |
| JP3300639B2 (ja) | 加工性に優れる冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041217 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060417 |
|
| 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: 20060425 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060508 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3807304 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090526 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100526 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110526 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120526 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120526 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130526 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140526 Year of fee payment: 8 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |