JPH01247560A - 非時効性低合金熱間圧延ストリツプ形態の成形可能な鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、非時効性低合金熱間圧延ストＩＪツブ形態の
成形可能な鋼（ｎｏｎ−ａｇｅｉｎｇ　ｌｏｗ−ａｌｌ
ｏｙ　ｈｏｔ−ｒｏｌｌｅｄ　　ｓｔｒｉｐ−ｆｏｒｍ
　ｆｏｒｍａｂｌｅ　５ｔｅｅｌ）に関する。

この鋼は良好な機械的性質と表面性質を有する。

典型的には、このような鋼は０−５−５．０ｍｍの範囲
の厚さををする。

所定の厚さ及び所定のＣ含有率の低合金熱間圧延鋼スト
リップが公知の方法に従って得られる。

この公知の方法では、２５−３００ｍｍの厚さを持った
鋳造鋼スラブを先ず冷却し、次いで熱間圧延の前に１１
００℃乃至１２５０℃の温度に加熱しそしてこの温度で
均質化させる（ｈｏｍｏｇｅｎ　１ｚｅ）。

スラブが冷却するにつれて、鋼中に存在する窒素はアル
ミニウムと結合して窒化アルミニウムとなる。スラブが
再び加熱されるとき、温度が約１１００　’Ｏ以下に保
たれているならば、このＮの結合は保存される。これは
非時効性の製品を与える。

鋼をより高い温度に加熱するならば、遊離窒素の鋼中へ
の固溶が次第に増大する。これは鋼が余り非時効性では
なくなることを意味する。この時効（ａｇｅ　ｉｎｇ）
は、特に熱間圧延鋼ストリップの酸洗い及び再圧延の後
に起こる。この時効は、成形可能な鋼の機械的性質に不
利な効果を及ぼす。時硬化した（ａｇｅ−ｈａｒｄｅｎ
ｅｄ）鋼の成形中、７０−ラインが表面に発生する。こ
れは最終製品の表面品質が好ましくないことを意味する
。

スラブが再加熱される前に十分に冷却されていないか、
又は鋳造熱（ｃａｓｔｉｎｇ　ｈｅａｔ）から直接均質
他炉（ｈｏｍｏｇｅｎｉｚｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅｓ）
に送られるならば、遊離窒素は鋼中に存在したままであ
る。その理由は、窒化物が形成され得ないからである。

その場合には、炉の温度が低かったとしても、非時効性
材料は得られない。エネルギーの節約とストックの制限
のために、鋳造したスラブを周囲の温度に冷却しないで
、より高い温度で炉内に置くこと又は鋳造の後直接炉に
送ることが次第に普通に行なわれるようになってきてい
る。更に、エネルギーの節約と材料の節約と製品の性質
の理由で、炉の温度を１０００°Ｃに下げるように又は
８５０℃にすら下げるように努力がなされている。故に
、この公知の方法では、所望のエネルギーの節約は、非
時効性製品を製造することを意図する場合には不可能で
ある。

鋼中に固溶した窒素は又良好なストリップの形状及び厚
さの達成に不利な影響を及ぼすことがある。特に、エネ
ルギーを節約するために、再加熱炉の温度を低くしなけ
ればならない場合にそうである。再加熱炉の低い温度は
、低い圧延温度を意味する。これらの比較的低い圧延温
度では、固溶した窒素は熱間圧延プロセスの種々の成形
工程の間の鋼の完全な再結晶を妨害する。これは、鋼の
硬度を成形中に相当変化させることがあり、そのために
上記の欠点に導く。

固溶した窒素は又、鋼が７００°Ｃ以下の温度でコイル
化（ｃｏｉｌｉｎｇ）される場合に、熱間圧延された鋼
の完全な再結晶を妨害することがある。酸化物制御及び
機械的性質の均質性の観点から７００°Ｃ以下のコイル
化温度が望ましい。機械的性質のレベルは不完全な再結
晶により重大な影響を受ける。

いくらかの特定の先行技術の提唱を以下に示す。

それらは本発明の詳細な説明に照らすとより容易に検討
される。

本発明の目的は、安価に製造することができ、そして上
記の問題のすべて又は大部分を回避又は減少させること
ができる非時効性の成形可能な鋼ストリツプ製品を提供
することである。

本発明は、製品を製造する鋼を、溶融した鋼中に存在す
る少なくとも一部の好ましくは実質的にすべてのＮに結
合するが、炭化チタンは生成しないような十分な量のチ
タンと合金化することから成る。これは、０．０２−０
．１重量％の範囲の炭素含有率で、重量％において下記
の条件、Ｔｉ≧２．２８Ｎ Ｔｉく３．４３Ｎ＋１．５Ｓ を満足させる非酸化物として結合したチタン（ｎｏｎ−
ｏｘｉｄｅ　ｂｏｕｎｄ　ｔｉｔａｎｉｕｍ）、窒素及
び硫黄の含有率を選択することと、鋼が炭化チタン及び
炭化ニオブを含まないようにＣＨ含有率に対するＴｉ（
及びＮｂ）の含有率を選ぶことにより、達成される。

窒素の結合は、鋼、鋳造されたスラブ及び圧延された鋼
ストリップのその後の処理中維持される。

時効現象は、鋼がスラブ及びストリップに加工される方
法にかかわりなくこのようにして防止される。これは、
スラブを鋳造熱でまだ熱い間に均質他炉に移送すること
又は比較的低い温度で炉を運転すること又は７００°Ｃ
以下の温度でストリップをコ・イル化することを自由に
する。

鋼中の他の炭素含有率と組み合わせて且つ他の効果を得
るために、鋼へのチタンの添加は知られていることに留
意されるべきである。同様に、高強度の成形可能な鋼の
製造のために、０．０３％−０，１５％Ｃを有する鋼に
０．０５％−０，３０％Ｔｉを添加することは、知られ
ている。このような場合に、Ｔｉ含有率はＮを窒化物と
して結合させるのに必要な量よりも相当高く、そのため
、炭化チタンが強化効果ををする形態で析出する。

超低炭素鋼にチタンを添加することにより、いわゆるパ
侵大型を含まない（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ　ｆｒｅ
ｅ）”深い絞り鋼が得られる出願も知られている。この
鋼は、０．０１％Ｃ以下（特定の値は例えば０．００３
％Ｃ）の炭素含有率を有する。この超低炭素含有率は、
真空下で液体鋼を脱炭することにより得られ、これも又
、実質的にすべての固溶した窒素を消失させる。この方
法のこの工程は鋼のコスト価格を増加させる。すべての
炭素に結合するのに十分なチタンが“侵入型を含まない
″深絞り鋼に添加されなければならない。鋼中のチタン
含有率の実際の値は０．０３％Ｔｉ乃至０．１５％Ｔｉ
である。

７ランス特許出願第２１１５３２７号は、７５０℃での
脱炭により達成された非常に低炭素含有率（’＜０．０
１％、例えば０．００４％）を有する鋼製品を述べてい
る。Ｔｉは窒化物及び炭化物を形成するために存在して
おり、これは所望の性質のために重要であると述べられ
ている。

米国特許出願第３７６５８７４号は、真空脱ガスされた
低炭素鋼（０−００２−０，０２０％Ｃ１好ましくは０
．００２−０．０１％Ｃ）を同様に提唱している。この
鋼においてはＴ１及びＮｂはすべてのＣを炭化物として
結合するように選ばれた量で存在している。

これらの公知の型の鋼とは対照的に、本発明は、真空下
に脱炭される必要がなく且つ炭化チタン又は炭化ニオブ
を形成していない鋼を提供する。チタンを添加する目的
は、鋼中に必然的に存在する窒素に安定な形態で結合す
ることのみであり、それにより上述の問題は防止されそ
して十分に成形可能な熱間圧延鋼が低コスト価格で得ら
れる。

このための最善の性質は、窒素、硫黄及び非酸化物とし
て結合したチタンについて、下記の条件、Ｔｉ≧３．４
２Ｎ。

Ｔｉ＜３．４３Ｎ＋１．５３ が満足されるならば達成される。

鋼中の窒素を窒化物として結合させるために、重量比Ｂ
／Ｎ〜０．７７で鋼に少量のホウ素を添加することは知
られている。しかしながら、窒化ホウ素は窒化チタンよ
りもはるかに安定性が低い。

窒化ホウ素は一部は熱間圧延中にそして一部はコイル化
された熱間圧延コイルの徐冷中に、但しコイル化温度は
十分に高いとの条件下に、形成される。しかしながら、
窒化チタンは鋳造プロセス中高い温度で完全に形成され
る。更に加工する間、窒化チタンは安定である。故に、
本発明に従う鋼は又高い温度でコイル化される必要はな
い。低いコイル化温度はストリップの長さにわたり良好
な均質性を保存するのに及び熱間圧延ストリップ上に酸
化物スケールが成長するのを制限するのに非常に好まし
い。

０．５　ｍｍ　−１，５ｍｍの厚さを持った熱間圧延さ
れたストリップを製造することを意図する場合には、当
然、最後の還元工程は、鋼が本質的にフェライト結晶構
造を有する温度範囲で行わなければならない。この温度
範囲での窒化ホウ素の分散は、最後の還元工程の浸銅の
完全な再結晶を妨害する。

故に、ホウ素が存在し且つチタンが存在しない場合、良
好な機械的性質を持った鋼ストリップを得ることはでき
ない。窒素が窒化チタンとなって結合している本発明に
従う鋼では、この問題は起こらない。

本発明においては、Ｃに対する好ましい最小レベルは０
．０３重量％である。Ｎについては、典型的な最小レベ
ルは０．００１重量％であり、好ましい最大値は０．０
２重量％である。Ｓについては、典型的な最小レベルは
０．００５重量％であり、そして好ましい最大含有率は
０．０５重量％である。他の合金化元素は非時効性低合
金熱間圧延成形可能ストリ・７プ鋼に対する要件の範囲
内で存在することができる。すべてのこのような元素及
びそれらの含有率を当業者に特定することは必要ではな
いが、下記の手引きを示す。

ＡＩは随意であり、もし存在する場合には、その好まし
い最大値は０．１重量％であり、そのより好ましい範囲
は０．００３−０．００６重量％である。

Ｍｎは随意であり、もし存在する場合には、その好まし
い最大値は１．０重量％であり、そのより好ましい範囲
は０．１−０．５重量％である。

Ｎｂは存在しないのが好ましいが、こん跡量で存在して
いてもよく、０．０２重量％以下である。

Ｂは存在しないのが好ましいが、こん跡量で存在してい
てもよ＜、０．０１重量％以下である。

Ｚｒ及びＶは存在しないか又はこん跡量でのみ存在する
のが好ましい。

Ｐ、Ｃｒ及びＳｉは随意に存在していてもよい。

Ａｓは普通であり、避けがたい不純物は存在する。

本発明は、上述の本発明の鋼ストリップを製造する方法
も提供する。この方法では、鋼について上記の組成を持
った鋳造した鋼スラブを、鋳造熱から熱的に均質化し、
次いで熱間圧延する。

鋼は最終厚さに熱間圧延してもよく　又は熱間圧延し、
次いで冷間圧延して最終厚さとすることができる。冷間
圧延に続いて、再結晶アニーリングが好ましい。チタン
分は、好ましくは鋳造の前に溶融物に加える。

現在までに実施されている製造方法では、鋼ストリップ
は２００ｍｍ−２５０ｍｍの厚さで鋳造される。鋳造技
術の最近の開発は、３０　ｍ　ｍ　−６０ｍｍの厚さを
持ったスラブを鋳造することを可能とした。これらの薄
いスラブは、粗圧延を必要とせず、その結果として仕上
げトレインに直接送ることができる。大体において、こ
の開発は、低い炉温度を可能とし、これは、エネルギー
を節約することができそして酸化の結果としての材料損
失がより少ないことを意味する。上記の本発明の鋼は、
この新しい製造技術に非常に適している。

前記薄いスラブを半連続的方法又は連続的方法で、鋳造
の後直接に均質他炉に送り、次いで仕上げトレインに送
ることすら可能である。この場合に、スラブは窒化アル
ミニウムが析出するような温度に十分な時間維持するこ
とはできない。このような方法では、本発明の鋼は良好
な機械的性質を持った非時効性鋼ストリップを得るのに
高度に有効である。

脱炭していない鋼から０　、５　ｍ　ｍ　−１、５ｍ　
ｍの厚さと良好な機械的性質を持ちそして必要に応じて
薄い酸化物層を持った熱間圧延ストリップを製造するの
に前記の如き方法を使用することを意図する場合には、
本発明に従う鋼によって良好な結果が得られる。事実、
チタンは、許容しうるコストで鋼に添加することができ
、そして０．５　ｍｍ１．５ｍｍの厚さをもった完全に
再結晶した熱間圧延ストリップを得ることができるよう
な方法で窒素に結合する唯一の元素であることが見出さ
れた。本発明に従って記載された熱間圧延ストリップは
、酸洗い、冷間圧延、アニーリング及び／又は熱間圧延
の後のガルバナイジングのような他のプロセスを行うの
にも非常に好適であることが見出された。

実施例 本発明を多数の好ましい実施例及び比較実施例を挙げる
ことにより説明するが、これは本発明を限定するもので
はない。これらの実施例の分析は下表１に示す。

表１において、鋼（Ａ）及び（Ｂ）は、本発明に従う低
炭素鋼である。両方の鋼は酸素製鋼転炉（ｏｘｙｇ６１
３１ｅ６１　ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）での公知の製造方法
に従って精錬される。鋼を取鍋（ｌａｄ　ｌｅ）におい
てアルミニウムで脱酸素（ｋｉｌｌｉｎｇ）　Ｌ、た後
、鋼中に必然的に存在している窒素を結合させるために
、所定の量のチタンを鋼に添加する。

鋼（Ｃ）及び（Ｄ）は“侵入型を含まない″深絞り鋼で
あって、酸素製鋼転炉で精練した後真空下に脱炭され、
しかる後すべての窒素と炭素に結合して窒化物と炭化物
とするのに十分な量のチタン及び／又はニオブを添加さ
れた鋼である。これらの鋼は本発明の範囲には入らない
。

鋼（Ｅ）及び（Ｆ）は、電気炉で製造される低炭素鋼で
ある。このような鋼においては、窒素含有率は酸素製鋼
法により製造される鋼よりも通常高い。故に、これらの
鋼に対しては酸素製鋼法の鋼の場合よりも多くのチタン
を添加しなければならない。鋼（Ｅ）及び（Ｆ）は本発
明の範囲内に入る。何故ならば、すべての窒素を結合さ
せるのに十分なチタンが添加されているが、炭化チタン
は形成されないからである。チタンの不正確な添加及び
過剰の添加により炭化チタンが形成されるのを防止する
ために、鋼中の硫黄の含有率を増加させている（Ｆ）。

鋼（Ｇ）は、本発明の範囲内に入らない増加した強度を
持った成形可能な鋼である。この鋼の強度の増加は炭化
チタンによる析出硬化（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔ　１ｏｎ
−ｈａｒｄｅｎ　ｉｎｇ）の結果である。

鋼（Ｈ）は、ホウ素が添加されているがチタンは添加さ
れていない低炭素鋼である。この鋼は本発明の範囲内に
は入らない。

鋼（ｒ）は、本発明に従って許容されるよりも多くのチ
タンか添加されている低炭素鋼である。

この鋼においては、微細な炭化チタンが形成され、これ
は熱間圧延中ストリップの再結晶を妨害する。

故に、この鋼は本発明の範囲内には入らない。

鋼（Ｊ）は、すべての窒素に結合して安定な窒化物とす
るのには少なすぎるチタンが添加されている低炭素鋼で
ある。この少ない添加のため、ここに記載するような、
十分に明白な性質の改善が実際見出された。この鋼は本
発明の範囲内に入る。

鋼（Ｋ）は、酸素製鋼法の後、真空下に脱酸素しくｋｉ
ｌｌ）、しかる後本発明に従って規定された量のチタン
をこの鋼に添加した鋼である。故に、この鋼は本発明の
範囲内に入る。

／　　　　ｌ　　　ｌ　　　ｌ　　　ｌ　　　ｌ　　　
ｌ　　　ｌ　　　　壽　　Ｉｌ１：２：　　　　　　　
　　葛 ＹＩ　　　ｌ　　　ｌ　　　　ｅＩ　　　Ｉ　　　Ｉ　
　　ず　　ＩＩＩ本発明の主なる特徴及び態様は以下の
とおりである。

■、炭素含有率が０．０２重量％−０，１０重量％の範
囲にあり、厚さが０．５−５．０　ｍｍの範囲にある非
時効性低合金熱間圧延ストリップ形態の成形可能な鋼に
おいて、 非酸化物として結合しているチタン、窒素及び硫黄の含
有率が、重量％において下記の条件：Ｔ、ｉ≧２．２８
Ｎ Ｔ１≦３．４３Ｎ＋１．５Ｓ を満足することと、 前記鋼が炭化チタンと炭化ニオブを含まないことを特徴
とする鋼。

２、非酸化物として結合しているチタン、窒素及び硫黄
の倉荷率が、下記の条件： Ｔｉ２３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４３Ｎ＋１．５Ｓ を満足する上記ｌに記載の鋼。

３、窒素の含有率が０．０２重量％より少ない上記ｌ又
は２に記載の鋼。

４、硫黄の含有率が０．０５重量％より少ない上記１−
３のいずれかに記載の鋼。

５、上記ｌに記載の組成を持った鋳造鋼を、鋳造熱から
熱的に均質化し、次いで熱間圧延することを特徴とする
、上記ｌに記載の鋼の製造方法。

６、前記鋼を、０．５−１．５ｍｍの厚さに熱間圧延す
る上記５に記載の方法。

７、前記熱間圧延の後、この熱間圧延されたストリップ
を０．５　１．５ｍｍの範囲の厚さに冷間圧延し、次い
で再結晶アニーリングに付す、上記５に記載の方法。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、炭素含有率が０．０２重量％−０．１０重量％の範
   囲にあり、厚さが０．５−５．０ｍｍの範囲にある非時
   効性低合金熱間圧延ストリップ形態の成形可能な鋼にお
   いて、 非酸化物として結合しているチタン、窒素及び硫黄の含
   有率が、重量％において下記の条件：Ｔｉ≧２．２８Ｎ Ｔｉ≦３．４３Ｎ＋１．５Ｓ を満足することと、 前記鋼が炭化チタンと炭化ニオブを含まないことを特徴
   とする鋼。 ２、特許請求の範囲第１項に記載の組成を持った鋳造鋼
   を、鋳造熱から熱的に均質化し、次いで熱間圧延するこ
   とを特徴とする、特許請求の範囲第１項に記載の鋼の製
   造方法。