JP3874147B2

JP3874147B2 - Manufacturing method of steel sheet with excellent surface properties

Info

Publication number: JP3874147B2
Application number: JP21462998A
Authority: JP
Inventors: 太郎木津; 正井上; 吉秀石井; 潤谷合; 功森
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1998-07-29
Filing date: 1998-07-29
Publication date: 2007-01-31
Anticipated expiration: 2018-07-29
Also published as: JP2000054029A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車、電気機器等に使用される、極低炭素鋼板を母材とした鋼板、特に、表面性状に優れた熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛等のめっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電気機器等の外板に使用される鋼板としては、高加工性が要求されていることから、極低炭素鋼が使用されている。このような、極低炭素鋼板の表面性状に関し、ブローホールやスリバーなどの比較的程度の悪い、製鋼に起因する欠陥が問題になっている。そのために、従来から製鋼条件に関して種々検討がなされており、例えば、「新日鉄技報」３５１（１９９３）、ｐ５９には、連続鋳造時に高粘性パウダーを使用することによって、欠陥を防止する技術などが報告されている。
【０００３】
一方、熱延性の欠陥に関しては、従来から加熱炉でスラブを高温で加熱することに起因し、スケール性欠陥が発生することが知られており、例えば、低炭素鋼の欠陥発生に関しては、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８にそのことが報告されている。
【０００４】
従って、スラブを低温で加熱すれば、加熱炉におけるスケール性欠陥の発生を抑制することができるが、材質上の観点から、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃以上にする必要が生ずるため、Ａｒ₃の高い極低炭素鋼の場合には、仕上げ圧延終了温度の確保が極めて困難になる。
【０００５】
加熱炉におけるスケール性欠陥の発生理由に関し、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８には、スラブ表層での粒界酸化に起因する旨が報告されているが、欠陥発生のメカニズムについては不明の点が多い。
【０００６】
極低炭素鋼に関し、特開平８−４１５８７号公報には、粒界酸化の組成はファイヤライト（Fe₂SiO₄)であることから、鋼中のＳｉ量を規定することによって、粒界酸化深さを大幅に減少させる方法（以下、先行技術という）が開示されている。上記先行技術においては、内部酸化も表層のスケールと連結すると粒界酸化と同様の形態を呈することから、鋼中のＯ量も規定しており、粒界酸化が生成したり、内部酸化が表層のスケールと連結すると、デスケーリング時にスケール剥離性が低下し、スケール欠陥が発生する旨が記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記先行技術によっては、スケール欠陥の発生を完全には抑制することができず、抜本的な解決には至っていない。このように、極低炭素鋼を高温で再加熱して熱間圧延する際に生ずるスケールに起因した欠陥の有効な低減対策の糸口は見出せないのが現状である。
【０００８】
従って、この発明の目的は、上述した問題を解決し、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した問題を解決し、スケール性欠陥のない表面性状に優れた鋼板を製造する方法を開発すべく、先ず、スラブを加熱炉内で高温加熱する際に伴うスケール性欠陥の発生原因について調査を行った。その結果、スケール性欠陥の発生原因は、従来から考えられていたスラブ表層の粒界酸化に起因するデスケーリング不良によるものではなく、粒界酸化よりもスラブ表層から更に深くに存在する粒状酸化物に起因すること、即ち、表層の粒状酸化物に起因して熱間圧延中に割れが生じ、そこにスケールが生成し、生成したスケールが更に噛み込むことによって欠陥になるというメカニズムが明らかになり、このような加熱炉で生成する粒状酸化物は、加熱炉を出た直後にデスケーリングによって効率的に除去し得ることがわかった。
【００１０】
この発明は、上記知見に基づきなされたものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０１０wt.%未満、Ｓｉ：０．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、Ｐ：０．１wt.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、Ｎ：０．０１wt.%以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、加熱されたスラブに対し加熱炉から出た直後に一次デスケーリングを施し、次いで、一次デスケーリングが施されたスラブを１０〜１００秒間保持した後、二次デスケーリングを施し、このようにしてデスケーリングが施されたスラブを熱間圧延し、Ａｒ₃以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することに特徴を有するものである。
【００１１】
請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の鋼が、更に、Ｔｉ：０．２０wt.%以下、Ｎｂ：０．１０wt.%以下、Ｖ：０．１０wt.%以下、Ｂ：０．００５wt.%以下の１種または２種以上を含有する化学成分組成を有していることに特徴を有するものである。
【００１２】
請求項３に記載の発明は、一次デスケーリングが施されたスラブに対する１０〜１００秒間の保持を、保熱カバーによってスラブを覆うことによって行うことに特徴を有するものである。
【００１３】
請求項４に記載の発明は、前記スラブを熱間圧延するに際し、粗圧延された粗バーを加熱し、その表面を３０〜１５０℃上昇させることに特徴を有するものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この発明の方法において、鋼の化学成分組成を、上述したように限定した理由について以下に述べる。
【００１５】
Ｃ：Ｃは、セメンタイトを形成させて加工性を劣化させる。また、冷延材として使用する場合には、深絞り性を著しく劣化させる。そのために、鋼中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種を添加してＣを析出物とすることによって、上記劣化作用を低減することができる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１０wt.%以上になると、炭化物量が増加し、加工性を著しく劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０１０wt.%未満に限定すべきである。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは、加工性を劣化させることなくフェライトを固溶強化し、鋼板の強度と加工性とのバランスを高める作用を有している。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含有させる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５wt.%を超えると、靭性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５wt.%以下に限定すべきである。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含有させる。更に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することにより、Ｓの粒界脆化作用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止する作用を有している。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１wt.%未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５wt.%を超えると、溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１８】
Ｐ：Ｐは、鋼板の高強度化および耐腐食化に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レベルに応じた量を含有させる。Ｐ含有量の下限は特に規定されるものではないが、製造コストの観点から０．０１wt.%以上が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１wt.%を超えると、粒界に偏析し、２次加工性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．１wt.%以下に限定すべきである。
【００１９】
Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に粒界に偏析してスラブ割れを引き起こし、表面疵の発生を促進させる恐れがある。そのために、Ｍｎを添加することによって、ＳをＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは、加工時におけるボイトの起点となるために、延性の低下を招く。また、Ｔｉを添加した場合には、Ｔｉ系硫化物が析出するが、この析出物は、粗大で強度上昇に寄与しないのみでなく、加工時におけるボイドの起点となるために、鋼板の延性低下を招く。従って、Ｓの含有量は少ないほど望ましく、この観点からＳ含有量は０．０３wt.%以下に限定すべきである。
【００２０】
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１wt.%未満では上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１wt.%を超えると、アルミナ系介在物が増加し延性が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１〜０．１wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００２１】
Ｎ：Ｎの含有量が０．０１wt.%を超えると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れが生ずる。従って、Ｎ含有量は０．０１wt.%以下に限定すべきである。Ｎ含有量の下限は、特に規定されるものではないが、製造コストの観点から、０．００１wt.%以上であることが好ましい。
【００２２】
本発明においては、上述した元素のほかに、必要に応じて下記元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ：Ｔｉは、微細なＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化するとともに、その析出強化によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞り性を向上させることができ、この場合には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｔｉを０．２wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．２wt.%に限定する。
【００２３】
Ｎｂ：Ｎｂも、Ｔｉと同様に組織の微細化に有効な元素である。加工性を損なわずに高い強度を付与するためには、組織の微細化が有効である。更に、Ｎｂ系炭窒化物の形成によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞り性を向上させることができ、この場合には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｂを０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２４】
Ｖ：Ｖは、微細なＶ系炭窒化物を形成し、組織を微細化すると共に、その析出強化によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。従って、鋼板の要求される強度レベルに応じ必要量を含有させる。しかしながら、Ｖを０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、熱間加工時における歪みの開放を抑制する作用を有していることから、組織を微細化し鋼板の強度を向上させると共に、粒界に偏析して二次加工性を向上させる作用を有している。しかしながら、Ｂを０．００５wt.%を超えて含有させても細粒化効果が飽和するのみでなく、熱間圧延時に歪みの累積によるロール荷重の増大を招き、圧延を極めて困難にする。従って、Ｂ含有量の上限値を０．００５wt.%に限定する。
【００２６】
次に、この発明において、連続鋳造されたスラブの加熱および圧延条件を、上述したように限定した理由について以下に述べる。
連続鋳造されたスラブを加熱炉において加熱するに際し、高温での加熱によってスラブの表層深くに粒状酸化物が生成すると、そこを起点として熱間圧延中に割れが生じ、割れた部分にスケールが生成し、生成したスケールが更に噛み込むことによって鋼板に表面欠陥が発生する。
【００２７】
スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、粒状酸化物の侵入深さが大になって、表面欠陥が発生するだけでなく、スケールオフ量の増大により、歩留りの低下を招くだけでなく、エネルギーコストも増大する。従って、加熱炉におけるスラブの加熱温度の上限を１３００℃に規定する。一方、材質上の観点から、仕上げ圧延の最終温度は、Ａｒ₃以上とする必要があることから、スラブ加熱温度の下限を１１７０℃に規定する。
【００２８】
粒状酸化物は、主にＭｎやＳｉなどのような、Ｆｅに比べて酸化物の平衡解離圧が低い元素が、スケール直下における地鉄表層部の酸素分圧の低い領域で酸素と結びつき析出する酸化物である。
【００２９】
一般に加熱炉は、空気と燃焼ガスとを混合して燃焼させるため、通常の酸素分圧はせいぜい５％程度である。このような低酸素分圧下の焼鈍では、粒状酸化物の生成が助長され、地鉄表層から深くまで粒状酸化物の侵入することが避けられない。なお、加熱炉における酸素分圧を大にすることは、燃料コスト上不利である。
【００３０】
このように、加熱炉で地鉄表層深くまで生成した粒状酸化物は、スラブを、加熱炉から出た後、酸素分圧が２０％である大気中に保持することによって、その侵入深さを小さくすることができるはずである。しかしながら、加熱炉を出た直後のスラブの表面は、厚いスケールで覆われているために、地鉄のスケールオフが進まず、実際には粒状酸化物の深さを小さくすることができない。
【００３１】
スケールの成長を律速するのは、スケール中を拡散するＦｅイオンの拡散速度であり、この拡散速度は、スケール中のＦｅイオンの濃度勾配に支配されるが、酸化物の両側界面のＦｅイオン濃度は一定であることから、スケールが厚い場合には、Ｆｅイオンの濃度勾配が小さく、スケールの成長速度も小さい。
【００３２】
そこで、この発明においては、加熱炉から出た直後のスラブに対し、一次デスケーリングを施して、地鉄のスケールオフ速度を大きくする。次いで、一次デスケーリングが施されたスラブを、酸素分圧が２０％である大気中に保持することによって、新たな粒状酸化物の生成を抑制しつつ加熱炉内で生成したスラブ表層の粒状酸化物を、スケールとして除去する。
【００３３】
スラブが加熱炉から出た直後に一次デスケーリングを施したスラブの大気中での保持時間は、１０〜１００秒間とすべきである。スラブの保持時間が１０秒未満で短い場合には、スラブ表層のスケールオフが進まず、粒状酸化物を除去することができない。更に、スケール厚さが小さいことから、スラブを保持後、二次デスケーリングして圧延を開始する際のデスケーリングが困難になる。一方、一次デスケーリング後の保持時間が１００秒を超えて長いと、スラブの温度が低下し、圧延最終温度をＡｒ₃以上とすることができなくなる。
【００３４】
一次デスケーリング後に上記時間スラブを保持する手段として、例えば、保熱カバーを使用し、スラブを保熱カバーによって覆うことにより行ってもよい。
スラブを上記時間保持した後、スラブ表面に生成したスケールによる噛み込み疵の発生を防止するために、スラブに対し二次デスケーリングを施す。このようにして、デスケーリングされたスラブを、熱間圧延機によって熱間圧延する。
【００３５】
仕上圧延終了温度は、Ａｒ₃以上とすることが必要である。仕上圧延終了温度がＡｒ₃未満では、鋼板の表層が粗大粒になり加工性が著しく劣化する問題が生ずる。
【００３６】
スラブの熱間圧延において、粗圧延終了後の粗バーを、加熱装置で加熱し、地鉄のスケールオフ量を大にすれば、粗バー表層の粒状酸化物を除去することができ、これによって、鋼板の表面欠陥発生を一段と抑制することができる。
【００３７】
粗バーの加熱に際し、その表面上昇温度は３０〜１５０℃の範囲内とすることが好ましい。粗バー表面の上昇温度が３０℃未満では所望の効果が得られず、一方、粗バー表面の上昇温度が１５０℃を超えると、効果が飽和するだけでなく、歩留りの低下を招き不利になる。
【００３８】
図１に、スラブを１１７０〜１３００℃に加熱したときの、デスケーリング後におけるスラブ保持時間と表面欠陥個数との関係を示す。図１から明らかなように、スラブ保持時間が本発明範囲内の１０〜１００秒のときは、発生した表面欠陥個数が１個／ｍ²以下である。これに対し、スラブ保持時間が本発明範囲を外れた１０秒未満のときは、発生した表面欠陥個数が７個／ｍ²以上で多い。
【００３９】
【実施例】
次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら説明する。
〔実施例１〕
表１に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼Ｎｏ．１〜２０を転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造した。
【００４０】
【表１】

【００４１】
このスラブに対し、表２に示す条件によって、加熱、一次デスケーリング、保持、二次デスケーリングを施し、次いで、熱間圧延を行い、供試体Ｎｏ．１〜２０を調製した。供試体Ｎｏ．１〜２０の各々について、１ｍ²当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を同じく表２に示した。
【００４２】
【表２】

【００４３】
供試体Ｎｏ．１、２は熱延酸洗鋼板、供試体Ｎｏ．３〜１５は冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１６は冷延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１７は冷延電気亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１８は冷延鋼板、そして、供試体Ｎｏ．１９、２０は熱延溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４４】
スラブに対する加熱温度、一次デスケーリング後の保持時間および熱間圧延最終温度が、何れも本発明の範囲内である本発明供試体Ｎｏ．１〜５、７〜１１、１６〜２０の表面欠陥個数はいづれも１個／ｍ²以下であった。なお、本発明供試体No. ９は、一次デスケーリング後の保持を保熱カバーを使用して行った。
【００４５】
これに対し、一次デスケーリング後の保持時間が１１０秒で本発明の範囲を超えて長い比較供試体No. ６は、熱延最終温度が８６８℃でオーステナイト単相域を下回った。一次デスケーリング後の保持時間が８秒で本発明の範囲を外れて短い比較用供試体No. １２の表面欠陥個数は７個／ｍ²、同じく、一次デスケーリング後の保持時間が５秒で本発明の範囲を外れて短い比較用供試体No. １３の表面欠陥個数は１２個／ｍ²で多かった。
【００４６】
加熱温度が１３１０℃で本発明の範囲を超えて高い比較用供試体No. １４の表面欠陥個数は９個／ｍ²で多かった。加熱温度が１１６０℃で本発明の範囲を外れて低い比較用供試体No. １５は、熱延最終温度が８６５℃でオーステナイト単相域を下回った。
【００４７】
〔実施例２〕
表３に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼No. ２１〜２４を転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造した。
【００４８】
【表３】

【００４９】
このスラブに対し、表４に示す条件によって、加熱、一次デスケーリング、保持および二次デスケーリングを施し、これを粗圧延した後、得られた粗バーを再加熱し次いで熱間圧延を行い、本発明供試体Ｎｏ．２１〜２４を調製した。供試体Ｎｏ．２１〜２４の各々について、１ｍ²当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を、粗バーを再加熱しない本発明供試体No. ３と共に、同じく表４に示した。
【００５０】
【表４】

【００５１】
本発明供試体Ｎｏ．２１〜２４は、冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。表４から明らかなように、スラブを粗圧延した後、得られた粗バーを再加熱し、その表面温度を３０〜１５０℃上昇させた本発明供試体No. ２２〜２４の表面欠陥個数はいづれも０個／ｍ²であった。
【００５２】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状の優れた鋼板を製造することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】デスケーリング後のスラブ保持時間と表面欠陥個数との関係を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for producing a steel plate using an ultra-low carbon steel plate as a base material used in automobiles, electrical equipment, etc., in particular, a hot-rolled steel plate, a cold-rolled steel plate, zinc-plated steel plate having excellent surface properties. It is.
[0002]
[Prior art]
As a steel plate used for an outer plate of an automobile, an electric device or the like, extremely low carbon steel is used because high workability is required. With respect to the surface properties of such an ultra-low carbon steel sheet, defects caused by steel making, such as blowholes and sliver, have become a problem. For this reason, various studies have been made regarding steelmaking conditions. For example, “Nippon Steel Technical Report” 351 (1993), p59 includes a technique for preventing defects by using high-viscosity powder during continuous casting. It has been reported.
[0003]
On the other hand, with regard to hot ductility defects, it has been conventionally known that scale defects are generated due to heating the slab at a high temperature in a heating furnace. This is reported in "Iron and Steel" 67 (1981), pS1128.
[0004]
Thus, by heating the slab at a low temperature, it is possible to suppress the occurrence of scale defects in the heating furnace, from the viewpoint of material, the finish rolling end temperature for the need arises to Ar ₃ or more, the Ar ₃ In the case of high ultra-low carbon steel, it is extremely difficult to ensure the finish rolling finish temperature.
[0005]
Regarding the reason for the occurrence of scale defects in the heating furnace, “Iron and Steel” 67 (1981), pS1128 reports that it is caused by grain boundary oxidation in the slab surface layer, but the mechanism of the defect generation is unknown. There are many points.
[0006]
Regarding ultra-low carbon steel, JP-A-8-41587 discloses that the composition of grain boundary oxidation is firelite (Fe ₂ SiO ₄ ). Therefore, by defining the amount of Si in the steel, the grain boundary oxidation depth is determined. A method (hereinafter, referred to as “prior art”) for greatly reducing the above is disclosed. In the above prior art, when the internal oxidation is connected to the scale of the surface layer, it exhibits the same form as the grain boundary oxidation. Therefore, the amount of O in the steel is also defined, and the grain boundary oxidation is generated or the internal oxidation is the surface layer. It is described that when it is connected to the scale, scale peelability is reduced at the time of descaling, and scale defects are generated.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, according to the above-described prior art, the occurrence of scale defects cannot be completely suppressed, and no radical solution has been achieved. Thus, the present condition is that the clue of the effective reduction countermeasure of the defect resulting from the scale produced when carrying out hot rolling by reheating extremely low carbon steel at high temperature cannot be found.
[0008]
Accordingly, an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a method for producing a steel sheet having excellent surface properties by suppressing the occurrence of scale defects that occur when hot rolling an extremely low carbon steel slab. There is.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problems and to develop a method for producing a steel sheet having excellent surface properties free of scale property defects, the present inventors firstly developed a scale property defect associated with high-temperature heating of a slab in a heating furnace. We investigated the cause of the occurrence. As a result, the cause of the generation of scale defects is not due to the descaling failure caused by the grain boundary oxidation of the slab surface layer, which has been considered in the past, but the granular oxide existing deeper from the slab surface layer than the grain boundary oxidation. That is, the mechanism that cracks occur during hot rolling due to the granular oxide in the surface layer, scales are generated there, and the generated scales become defects due to further biting. It has been found that the particulate oxide produced in such a heating furnace can be efficiently removed by descaling immediately after leaving the heating furnace.
[0010]
The present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the invention according to claim 1 is based on C: less than 0.010 wt.%, Si: 0.05 wt.% Or less, Mn: 0.1-2. 5 wt.%, P: 0.1 wt.% Or less, S: 0.03 wt.% Or less, sol. A steel containing Al: 0.01 to 0.1 wt.% And N: 0.01 wt.% Or less , the balance being Fe and unavoidable impurities is melted, and the steel is cast into a slab by continuous casting. The obtained slab is heated in a heating furnace to a temperature of 1170 to 1300 ° C., and the heated slab is subjected to primary descaling immediately after leaving the heating furnace, and then the slab subjected to the primary descaling is applied. After holding for 10 to 100 seconds, secondary descaling is performed, and the slab thus descaled is hot-rolled and finish-rolled at a rolling finish temperature of Ar ₃ or higher. is there.
[0011]
According to a second aspect of the present invention, the steel according to the first aspect further comprises Ti: 0.20 wt.% Or less, Nb: 0.10 wt.% Or less, V: 0.10 wt.% Or less, B: 0 It is characterized by having a chemical component composition containing one or more of 0.005 wt.% Or less.
[0012]
The invention described in claim 3 is characterized in that the slab subjected to primary descaling is held for 10 to 100 seconds by covering the slab with a heat insulating cover.
[0013]
The invention described in claim 4 is characterized in that when the slab is hot-rolled, the rough-rolled rough bar is heated to raise its surface by 30 to 150 ° C.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The reason why the chemical composition of steel is limited as described above in the method of the present invention will be described below.
[0015]
C: C forms cementite and deteriorates workability. Further, when used as a cold rolled material, the deep drawability is significantly deteriorated. Therefore, the deterioration effect can be reduced by adding at least one of Ti, Nb, and V to steel to make C a precipitate. However, when the C content is 0.010 wt.% Or more, the amount of carbide increases, and the workability is remarkably deteriorated. Therefore, the C content should be limited to less than 0.010 wt.%.
[0016]
Si: Si has the effect of solid-solution strengthening ferrite without degrading workability and increasing the balance between strength and workability of the steel sheet. Therefore, an amount corresponding to the required strength level of the steel sheet is contained as a solid solution strengthening element. However, if the Si content exceeds 0.05 wt.%, The toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Si content should be limited to 0.05 wt.% Or less.
[0017]
Mn: Mn is an element effective for increasing the strength of a steel sheet. Therefore, an amount corresponding to the required strength level of the steel sheet is contained as a solid solution strengthening element. Furthermore, by fixing S in the steel as MnS, it has the effect of preventing slab cracking during hot rolling that occurs due to the grain boundary embrittlement of S. However, if the Mn content is less than 0.1 wt.%, A desired effect cannot be obtained in the above-described action. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.5 wt.%, The weldability is deteriorated. Therefore, the Mn content should be limited to the range of 0.1 to 2.5 wt.%.
[0018]
P: P is an element effective for increasing the strength and corrosion resistance of a steel sheet. Therefore, the solid solution strengthening element contains an amount corresponding to the required strength level of the steel sheet. The lower limit of the P content is not particularly specified, but is preferably 0.01 wt.% Or more from the viewpoint of production cost. However, when the P content exceeds 0.1 wt.%, Segregation occurs at the grain boundaries and the secondary workability is deteriorated. Therefore, the P content should be limited to 0.1 wt.% Or less.
[0019]
S: S segregates at the grain boundary during hot rolling to cause slab cracking and may promote the generation of surface defects. Therefore, by adding Mn, S is fixed as MnS. However, excessive MnS serves as a starting point of the void during processing, thereby causing a reduction in ductility. In addition, when Ti is added, Ti-based sulfides are precipitated, but these precipitates are not only coarse and do not contribute to the increase in strength, but also serve as starting points for voids during processing. Invite. Therefore, the smaller the S content, the better. From this viewpoint, the S content should be limited to 0.03 wt.% Or less.
[0020]
sol. Al: sol. Al has an action of reducing inclusions in the steel as a deoxidizing element. However, sol. If the Al content is less than 0.01 wt.%, A desired effect cannot be obtained in the above-described action. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 0.1 wt.%, Alumina inclusions increase and ductility decreases. Therefore, sol. The Al content should be limited to the range of 0.01 to 0.1 wt.
[0021]
If the N: N content exceeds 0.01 wt.%, Slab cracking may occur during hot rolling, and surface defects may occur. Therefore, the N content should be limited to 0.01 wt. The lower limit of the N content is not particularly defined, but is preferably 0.001 wt.% Or more from the viewpoint of manufacturing cost.
[0022]
In the present invention, in addition to the elements described above, one or more of the following elements may be contained as necessary.
Ti: Ti forms fine Ti-based carbonitrides, refines the structure, and has the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. When used as a cold-rolled material, deep drawability can be improved by fixing solute C in steel as a carbide. In this case, addition of C amount or more in atomic ratio is necessary. is there. However, since the effect is saturated even if Ti is contained in excess of 0.2 wt.%, The upper limit is limited to 0.2 wt.%.
[0023]
Nb: Nb is also an element effective for refinement of the structure like Ti. In order to impart high strength without impairing workability, it is effective to refine the structure. Furthermore, it has the effect | action which improves the intensity | strength of a steel plate by formation of Nb type carbonitride. When used as a cold-rolled material, deep drawability can be improved by fixing solute C in steel as a carbide. In this case, addition of C amount or more in atomic ratio is necessary. is there. However, since the effect is saturated even if Nb is contained in excess of 0.10 wt.%, The upper limit is limited to 0.10 wt.%.
[0024]
V: V forms fine V-based carbonitrides, refines the structure, and has the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. Therefore, the necessary amount is included according to the required strength level of the steel sheet. However, since the effect is saturated even if V is contained in excess of 0.10 wt.%, The upper limit is limited to 0.10 wt.%.
[0025]
B: Since B has an action of suppressing the release of strain during hot working, it refines the structure and improves the strength of the steel sheet, and segregates at the grain boundaries to improve secondary workability. Has an effect. However, even if B is contained in an amount exceeding 0.005 wt.%, Not only the fine graining effect is saturated, but also the roll load is increased due to accumulation of strain during hot rolling, making rolling extremely difficult. Therefore, the upper limit of the B content is limited to 0.005 wt.%.
[0026]
Next, the reason for limiting the heating and rolling conditions of the continuously cast slab as described above in the present invention will be described below.
When a continuously cast slab is heated in a heating furnace, if granular oxide is generated deep in the surface layer of the slab due to heating at a high temperature, cracks occur during hot rolling starting from that and a scale is generated in the cracked part. In addition, the generated scale further bites into the steel plate to cause surface defects.
[0027]
When the slab heating temperature exceeds 1300 ° C., the penetration depth of the granular oxide becomes large and not only surface defects occur, but also an increase in scale-off amount causes a decrease in yield, as well as an energy cost. Also increases. Therefore, the upper limit of the heating temperature of the slab in the heating furnace is defined as 1300 ° C. On the other hand, from the viewpoint of the material, the final temperature of the finish rolling needs to be Ar ₃ or higher, so the lower limit of the slab heating temperature is defined as 1170 ° C.
[0028]
In the granular oxide, elements such as Mn, Si, etc., whose oxide dissociation pressure is lower than that of Fe, are combined with oxygen in the region where the partial pressure of oxygen in the surface layer of the iron steel is just below the scale. It is an oxide.
[0029]
In general, since a heating furnace mixes air and combustion gas and burns it, the normal oxygen partial pressure is at most about 5%. In the annealing under such a low oxygen partial pressure, the formation of granular oxide is promoted, and it is inevitable that the granular oxide penetrates deeply from the surface layer of the railway. Increasing the oxygen partial pressure in the heating furnace is disadvantageous in terms of fuel cost.
[0030]
As described above, the granular oxide generated deep in the surface layer of the iron furnace in the heating furnace has its penetration depth maintained by holding the slab in the atmosphere having an oxygen partial pressure of 20% after leaving the heating furnace. It should be possible to make it smaller. However, since the surface of the slab immediately after leaving the heating furnace is covered with a thick scale, the scale-off of the ground iron does not proceed, and the depth of the granular oxide cannot actually be reduced.
[0031]
The rate of growth of the scale is limited by the diffusion rate of Fe ions diffusing in the scale, and this diffusion rate is controlled by the concentration gradient of Fe ions in the scale. Therefore, when the scale is thick, the concentration gradient of Fe ions is small and the growth rate of the scale is also small.
[0032]
Therefore, in the present invention, primary descaling is performed on the slab immediately after coming out of the heating furnace to increase the scale-off speed of the ground iron. Next, by maintaining the slab subjected to primary descaling in the atmosphere having an oxygen partial pressure of 20%, the granular oxidation of the slab surface layer generated in the heating furnace while suppressing the generation of new granular oxides Objects are removed as a scale.
[0033]
The retention time in the atmosphere of the slab subjected to primary descaling immediately after the slab leaves the heating furnace should be 10 to 100 seconds. When the holding time of the slab is shorter than 10 seconds, the slab surface layer is not scaled off, and the particulate oxide cannot be removed. Furthermore, since the scale thickness is small, it becomes difficult to perform descaling when the rolling is started by secondary descaling after holding the slab. On the other hand, if the holding time after primary descaling is longer than 100 seconds, the temperature of the slab is lowered, and the rolling final temperature cannot be made Ar ₃ or higher.
[0034]
As means for holding the slab for the time after primary descaling, for example, a heat insulating cover may be used and the slab may be covered with the heat insulating cover.
After holding the slab for the above time, secondary descaling is applied to the slab in order to prevent the occurrence of biting flaws due to the scale generated on the slab surface. In this way, the descaled slab is hot rolled by a hot rolling mill.
[0035]
The finish rolling end temperature needs to be Ar ₃ or more. If the finish rolling finish temperature is less than Ar ₃ , the surface layer of the steel sheet becomes coarse and the workability deteriorates significantly.
[0036]
In the hot rolling of the slab, if the rough bar after the rough rolling is finished is heated with a heating device and the scale-off amount of the base iron is increased, the granular oxide on the surface of the rough bar can be removed. Further, the occurrence of surface defects on the steel sheet can be further suppressed.
[0037]
In heating the coarse bar, the surface rising temperature is preferably in the range of 30 to 150 ° C. If the rising temperature of the rough bar surface is less than 30 ° C., the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the rising temperature of the rough bar surface exceeds 150 ° C., the effect is not only saturated but also the yield is reduced, which is disadvantageous. .
[0038]
FIG. 1 shows the relationship between the slab retention time and the number of surface defects after descaling when the slab is heated to 1170 to 1300 ° C. As is apparent from FIG. 1, when the slab holding time is 10 to 100 seconds within the range of the present invention, the number of surface defects generated is 1 / m ² or less. On the other hand, when the slab retention time is less than 10 seconds outside the scope of the present invention, the number of generated surface defects is large at 7 / m ² or more.
[0039]
【Example】
Next, the present invention will be described by way of comparison with comparative examples.
[Example 1]
Steel No. 1 shown in Table 1 having a chemical component composition within the scope of the present invention. 1-20 were melted in a converter and then cast into a slab by continuous casting.
[0040]
[Table 1]

[0041]
The slab was subjected to heating, primary descaling, holding and secondary descaling according to the conditions shown in Table 2, followed by hot rolling. 1-20 were prepared. Specimen No. The number of surface defects per 1 m ² was counted for each of 1 to 20, and the results are also shown in Table 2.
[0042]
[Table 2]

[0043]
Specimen No. Nos. 1 and 2 are hot-rolled pickled steel sheets, specimen Nos. 3 to 15 are cold-rolled alloyed hot-dip galvanized steel sheets; No. 16 is a cold-rolled hot-dip galvanized steel sheet, specimen No. 17 is a cold-rolled electrogalvanized steel sheet, specimen No. No. 18 is a cold-rolled steel plate and specimen No. 19 and 20 are hot-rolled hot-dip galvanized steel sheets.
[0044]
The test specimen No. 1 of the present invention in which the heating temperature for the slab, the holding time after primary descaling, and the hot rolling final temperature are all within the scope of the present invention. The number of surface defects of 1 to 5, 7 to 11, and 16 to 20 was 1 / m ² or less. In addition, this invention specimen No. 9 performed the holding | maintenance after primary descaling using the heat insulating cover.
[0045]
In contrast, Comparative Specimen No. 6, which had a retention time of 110 seconds after the primary descaling that exceeded the range of the present invention, had a final hot rolling temperature of 868 ° C. and was below the austenite single phase region. The retention time after primary descaling is 8 seconds, which is outside the scope of the present invention, and the number of surface defects of comparative specimen No. 12 is 7 / m ^2. Similarly, the retention time after primary descaling is 5 seconds. The number of surface defects of the comparative sample No. 13 that is out of the scope of the present invention was as short as 12 / m ² .
[0046]
The number of surface defects of the comparative specimen No. 14 having a heating temperature exceeding 1310 ° C. and exceeding the range of the present invention was 9 / m ² . Comparative specimen No. 15, which has a heating temperature of 1160 ° C. and is outside the scope of the present invention, has a hot rolling final temperature of 865 ° C., which is below the austenite single phase region.
[0047]
[Example 2]
Steel Nos. 21 to 24 having chemical composition within the scope of the present invention shown in Table 3 were melted in a converter and then cast into a slab by continuous casting.
[0048]
[Table 3]

[0049]
The slab is subjected to heating, primary descaling, holding and secondary descaling according to the conditions shown in Table 4, and after rough rolling, the resulting coarse bar is reheated and then hot rolled, Specimen No. of the present invention. 21-24 were prepared. Specimen No. For each of 21 to 24, the number of surface defects per 1 m ² was counted, and the results are shown in Table 4 together with the specimen No. 3 of the present invention in which the coarse bar was not reheated.
[0050]
[Table 4]

[0051]
Specimen No. of the present invention. 21 to 24 are cold-rolled alloyed hot-dip galvanized steel sheets. As apparent from Table 4, after rough rolling the slab, the obtained rough bar was reheated, and the number of surface defects of the inventive specimens Nos. 22 to 24 whose surface temperature was increased by 30 to 150 ° C. Both were 0 / m ² .
[0052]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to suppress the generation of scale defects that occur when hot rolling an extremely low carbon steel slab, and to produce a steel sheet with excellent surface properties, which is industrially useful. Effect.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a relationship between a slab holding time after descaling and the number of surface defects.

Claims

C: less than 0.010 wt.%,
Si: 0.05 wt.% Or less,
Mn: 0.1 to 2.5 wt.%,
P: 0.1 wt.% Or less,
S: 0.03 wt.% Or less,
sol. Al: 0.01 to 0.1 wt.%, And
N: containing 0.01 wt.% Or less, steel consisting of the remainder Fe and inevitable impurities is melted, the steel is cast into a slab by continuous casting, and the obtained slab is heated at 1170 to 1300 ° C. in a heating furnace. The primary slab is applied to the heated slab immediately after exiting the heating furnace, and then the primary descaled slab is held for 10 to 100 seconds, followed by the secondary descaling. A method for producing a steel sheet having excellent surface properties, characterized in that the slab thus descaled is hot-rolled and finish-rolled at a rolling finish temperature of Ar ₃ or higher.

C: less than 0.010 wt.%,
Si: 0.05 wt.% Or less,
Mn: 0.1 to 2.5 wt.%,
P: 0.1 wt.% Or less,
S: 0.03 wt.% Or less,
sol. Al: 0.01 to 0.1 wt.%,
N: 0.01 wt.% Or less, and
Ti: 0.20 wt.% Or less,
Nb: 0.10 wt.% Or less,
V: 0.10 wt.% Or less,
B: containing one or more of 0.005 wt.% Or less, the steel consisting of the remainder Fe and inevitable impurities , melting the steel into a slab by continuous casting, After heating to a temperature of 1170 to 1300 ° C. in a heating furnace, the primary slab is subjected to primary descaling immediately after exiting the heating furnace, and then the slab subjected to primary descaling is held for 10 to 100 seconds The secondary scaling is performed, and the slab thus subjected to the descaling is hot-rolled and finish-rolled at a rolling finish temperature of Ar ₃ or higher, thereby producing a steel sheet with excellent surface properties. Method.

The manufacturing method of the steel plate excellent in the surface property of Claim 1 or 2 which performs holding | maintenance for 10 to 100 second with respect to the slab in which the said primary descaling was performed by covering a slab with a heat insulating cover.

The method for producing a steel sheet having excellent surface properties according to any one of claims 1 to 3, wherein when the slab is hot-rolled, the rough-rolled rough bar is heated and the surface thereof is raised by 30 to 150 ° C. .