JPH08176661A - 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製法 - Google Patents
孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製法Info
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- JPH08176661A JPH08176661A JP7008172A JP817295A JPH08176661A JP H08176661 A JPH08176661 A JP H08176661A JP 7008172 A JP7008172 A JP 7008172A JP 817295 A JP817295 A JP 817295A JP H08176661 A JPH08176661 A JP H08176661A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
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- Y02P10/20—Recycling
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れた熱延
鋼板を安価に効率よく製造できる方法を提供する。 【構成】 転炉出鋼時に所望により塩基度８以上の媒溶
剤を投入した後、CaO をベースとし、Al2O3 、CaF2、Si
O2のうちの少なくとも１種類を含む低融点フラックス
と、AlとCaCO3 をベースとする自己分解性フラックスを
溶湯中に投入し、かつ取鍋精錬時に不活性ガスを好まし
くは溶鋼トン当たり0.02〜0.4 Nm3 を吹込むことにより
脱硫を行い、次いで、連続鋳造スラブを仕上温度： 800
〜950 ℃、巻取温度： 400〜550 ℃、の条件で熱間圧延
する。
鋼板を安価に効率よく製造できる方法を提供する。 【構成】 転炉出鋼時に所望により塩基度８以上の媒溶
剤を投入した後、CaO をベースとし、Al2O3 、CaF2、Si
O2のうちの少なくとも１種類を含む低融点フラックス
と、AlとCaCO3 をベースとする自己分解性フラックスを
溶湯中に投入し、かつ取鍋精錬時に不活性ガスを好まし
くは溶鋼トン当たり0.02〜0.4 Nm3 を吹込むことにより
脱硫を行い、次いで、連続鋳造スラブを仕上温度： 800
〜950 ℃、巻取温度： 400〜550 ℃、の条件で熱間圧延
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ホィールディスク、自
動車足廻り部品をはじめとする、苛酷な孔拡げ成形また
は伸びフランジ成形と張出し成形とを受ける部材用に適
した、優れた加工性、特に孔拡げ性および耐微小張出し
割れ性を示す、高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
動車足廻り部品をはじめとする、苛酷な孔拡げ成形また
は伸びフランジ成形と張出し成形とを受ける部材用に適
した、優れた加工性、特に孔拡げ性および耐微小張出し
割れ性を示す、高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】省資源・省エネルギーの観点から、鉄鋼
材料、例えば、高張力熱延鋼板に対しても、一層の高強
度化と成形性の向上が望まれている。特に、車両重量の
軽減のために、ホィールディスク、自動車足廻り部品な
どに高張力鋼を使用する傾向が強まり、高張力熱延鋼板
の孔拡げ性の改善が望まれてきた。
材料、例えば、高張力熱延鋼板に対しても、一層の高強
度化と成形性の向上が望まれている。特に、車両重量の
軽減のために、ホィールディスク、自動車足廻り部品な
どに高張力鋼を使用する傾向が強まり、高張力熱延鋼板
の孔拡げ性の改善が望まれてきた。
【０００３】また、最近のホィールディスクや自動車足
廻り部品においては、孔拡げ性だけでなく、ディスクの
ナット座、足廻り部品の張出し部などに十分な伸びが要
求される。これらの箇所では、表層介在物起因による微
小張出し割れが発生し易いからである。
廻り部品においては、孔拡げ性だけでなく、ディスクの
ナット座、足廻り部品の張出し部などに十分な伸びが要
求される。これらの箇所では、表層介在物起因による微
小張出し割れが発生し易いからである。
【０００４】熱延鋼板の孔拡げ性の改善に関する公知技
術には下記のものがある。 特開昭55−107732号公報：Ｃ量の低下により孔拡げ性
(伸びフランジ性) を向上させたものであるが、440 N/m
m2 クラス以上の高強度化は困難である。
術には下記のものがある。 特開昭55−107732号公報：Ｃ量の低下により孔拡げ性
(伸びフランジ性) を向上させたものであるが、440 N/m
m2 クラス以上の高強度化は困難である。
【０００５】特開昭54−88827 号公報： REM、Caまたは
Zrを添加して硫化物を球状化させ、酸化物をすべてAl脱
酸し、さらにTi添加と熱間圧延および巻取条件制御によ
って、パーライト中のセメンタイトを球状化し、孔拡げ
性 (伸びフランジ性) を向上させる。球状ではあるが硫
化物とアルミナが鋼中に残存するので、耐微小張出し割
れ性は不十分である。
Zrを添加して硫化物を球状化させ、酸化物をすべてAl脱
酸し、さらにTi添加と熱間圧延および巻取条件制御によ
って、パーライト中のセメンタイトを球状化し、孔拡げ
性 (伸びフランジ性) を向上させる。球状ではあるが硫
化物とアルミナが鋼中に残存するので、耐微小張出し割
れ性は不十分である。
【０００６】特開昭61−84330 号公報：巻取条件制御に
より、フェライト＋ベイナイト組織にすることで孔拡げ
性 (バーリング性) を向上させる。特開昭54−88827 号
と同様、介在物制御が不十分であり、耐微小張出し割れ
性は満足できない。
より、フェライト＋ベイナイト組織にすることで孔拡げ
性 (バーリング性) を向上させる。特開昭54−88827 号
と同様、介在物制御が不十分であり、耐微小張出し割れ
性は満足できない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このように、従来技術
では孔拡げ性の改善に重点を置いていたため、組織の均
質化を図るだけで、介在物についてはあまり考慮されて
いなかった。即ち、ASTM-A法におけるＡ系介在物 (硫化
物系延伸型介在物) の低減を図っただけで、Ｂ系介在物
(群落介在物) 、Ｃ系介在物 (角状介在物) 、Ｄ系介在
物 (球状介在物)の低減対策はなされていない。そのた
め、異質な介在物が起点となる成形割れまたは疲労亀裂
発生の可能性はますます高くなっており、特に微小張出
し割れ (ポッチ割れ) がそれらの起因となることから、
耐微小張出し割れ性の改善が急務となっている。
では孔拡げ性の改善に重点を置いていたため、組織の均
質化を図るだけで、介在物についてはあまり考慮されて
いなかった。即ち、ASTM-A法におけるＡ系介在物 (硫化
物系延伸型介在物) の低減を図っただけで、Ｂ系介在物
(群落介在物) 、Ｃ系介在物 (角状介在物) 、Ｄ系介在
物 (球状介在物)の低減対策はなされていない。そのた
め、異質な介在物が起点となる成形割れまたは疲労亀裂
発生の可能性はますます高くなっており、特に微小張出
し割れ (ポッチ割れ) がそれらの起因となることから、
耐微小張出し割れ性の改善が急務となっている。
【０００８】従来の熱延鋼板用の介在物対策としては、
次に示すように形態制御がほとんどで、介在物量の削減
という抜本的な解決を図った例はない。 特開昭56−9317号公報： CaO吹込みにより、脱酸、脱硫
を施した上、Caを吹込み、介在物の形態制御を図る方法
であるが、介在物量の削減には至らない。
次に示すように形態制御がほとんどで、介在物量の削減
という抜本的な解決を図った例はない。 特開昭56−9317号公報： CaO吹込みにより、脱酸、脱硫
を施した上、Caを吹込み、介在物の形態制御を図る方法
であるが、介在物量の削減には至らない。
【０００９】特開昭56−98415 号公報： (製鋼) 出鋼時
にCaO を投入し、取鍋へAlを投入し、Arをバブリングす
ることで脱硫性を確保し、さらに必要があれば、Ca合金
を添加するが、Ca合金の添加は高価とならざるを得な
い。
にCaO を投入し、取鍋へAlを投入し、Arをバブリングす
ることで脱硫性を確保し、さらに必要があれば、Ca合金
を添加するが、Ca合金の添加は高価とならざるを得な
い。
【００１０】特開昭64−75622 号公報： (製鋼) 取鍋中
にCa合金を添加することで、脱硫また介在物を球状化さ
せる方法が開示されているが、介在物の低減という観点
からは不十分である。 特開平４−301029号公報：出鋼直後でのCaO 吹込みによ
り、介在物の形態制御を図る。Ｂ系介在物は減少するも
のの、Ｄ系介在物は依然削減できない。
にCa合金を添加することで、脱硫また介在物を球状化さ
せる方法が開示されているが、介在物の低減という観点
からは不十分である。 特開平４−301029号公報：出鋼直後でのCaO 吹込みによ
り、介在物の形態制御を図る。Ｂ系介在物は減少するも
のの、Ｄ系介在物は依然削減できない。
【００１１】このような介在物の形態制御だけでは、耐
微小張出し割れ性を改善することはできない。従って、
孔拡げ性と耐微小張出し割れ性を同時に改善するには、
介在物量そのものを削減するように、製鋼段階からの総
合的な見直しを含む新たな熱延鋼板の製造方法を確立す
ることが求められている。
微小張出し割れ性を改善することはできない。従って、
孔拡げ性と耐微小張出し割れ性を同時に改善するには、
介在物量そのものを削減するように、製鋼段階からの総
合的な見直しを含む新たな熱延鋼板の製造方法を確立す
ることが求められている。
【００１２】本発明の目的は、介在物量そのものを削減
することで孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れた熱延
鋼板を安価に効率よく製造できる方法を提供することで
ある。
することで孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れた熱延
鋼板を安価に効率よく製造できる方法を提供することで
ある。
【００１３】ここに、本発明における「孔拡げ性」と
は、鋼板を直径12mmに打抜いた後、60°円錐ポンチで打
抜孔を押し拡げ、孔周縁に発生したクラックが板厚を貫
通した時点で止めた時の孔径の変化率として定義され、
これが70％以上のものを得ることが目標である。
は、鋼板を直径12mmに打抜いた後、60°円錐ポンチで打
抜孔を押し拡げ、孔周縁に発生したクラックが板厚を貫
通した時点で止めた時の孔径の変化率として定義され、
これが70％以上のものを得ることが目標である。
【００１４】また、「耐微小張出し割れ性」とは、10Ｒ
球頭ポンチによる張出し成形を行ったときの張出し成形
加工部に局部的凹み (鋼板表面のキレツ) がみられるか
否かをもって定義され、難加工用途としてはこれを100
個成形して凹み発生が２以下の場合を合格とし、ホィー
ルディスクのナット座のような超難加工用途としては、
これを200 個成形し凹み発生が３個以下の場合を合格と
する。
球頭ポンチによる張出し成形を行ったときの張出し成形
加工部に局部的凹み (鋼板表面のキレツ) がみられるか
否かをもって定義され、難加工用途としてはこれを100
個成形して凹み発生が２以下の場合を合格とし、ホィー
ルディスクのナット座のような超難加工用途としては、
これを200 個成形し凹み発生が３個以下の場合を合格と
する。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述の目
的達成のために種々検討を重ね、以下のような知見を得
た。
的達成のために種々検討を重ね、以下のような知見を得
た。
【００１６】1)出鋼時に CaO＋Al2O3 系フラックスを投
入することにより、高い脱硫能が出鋼段階で実現するた
め、Arバブリングの強攪拌のみで脱硫が可能となる。 2)従来は、介在物対策としてＡ系介在物、つまり硫化物
(MnS 、FeS)のみを制御するだけであったためAl2O3 が
残存することがあったが、それらと同時にＢ系 (Al
2O3)、Ｄ系(CaO) 介在物の低減をも両立させることで、
孔拡げ性と耐微小張出し割れ性を同時に改善することが
できる。
入することにより、高い脱硫能が出鋼段階で実現するた
め、Arバブリングの強攪拌のみで脱硫が可能となる。 2)従来は、介在物対策としてＡ系介在物、つまり硫化物
(MnS 、FeS)のみを制御するだけであったためAl2O3 が
残存することがあったが、それらと同時にＢ系 (Al
2O3)、Ｄ系(CaO) 介在物の低減をも両立させることで、
孔拡げ性と耐微小張出し割れ性を同時に改善することが
できる。
【００１７】3)低融点フラックスとして、 CaO＋Al2O3
系フラックスを用いるとともに、それに引き続く取鍋中
ではArのみを吹込み、その量を最適化したことにより、
Ａ系、Ｂ系、Ｄ系介在物の低減を図ることができる。 4)さらに、ホィールディスク用途としては、Si量が高い
場合、外観に問題が発生しやすいため、脱Si処理を組み
合わせることがより効果的である。 5)低Ｓかつ、低Siを同時に達成できる製鋼方法を確立す
ることで、安定的にホィールディスクを製造する方法が
実現できる。
系フラックスを用いるとともに、それに引き続く取鍋中
ではArのみを吹込み、その量を最適化したことにより、
Ａ系、Ｂ系、Ｄ系介在物の低減を図ることができる。 4)さらに、ホィールディスク用途としては、Si量が高い
場合、外観に問題が発生しやすいため、脱Si処理を組み
合わせることがより効果的である。 5)低Ｓかつ、低Siを同時に達成できる製鋼方法を確立す
ることで、安定的にホィールディスクを製造する方法が
実現できる。
【００１８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、孔拡げ性
と耐介在物割れ性の向上を図るべく、介在物の低減を狙
うと同時に、さらに必要に応じて鋼板表面の美麗さを確
保すべく (縞状スケールを抑制すべく) 低Si量に抑えた
製鋼方法で製造したスラブを、孔拡げ性、伸びに最適な
熱延条件で巻き取ることを特徴としたものであり、その
要旨とするところは次の通りである。
と耐介在物割れ性の向上を図るべく、介在物の低減を狙
うと同時に、さらに必要に応じて鋼板表面の美麗さを確
保すべく (縞状スケールを抑制すべく) 低Si量に抑えた
製鋼方法で製造したスラブを、孔拡げ性、伸びに最適な
熱延条件で巻き取ることを特徴としたものであり、その
要旨とするところは次の通りである。
【００１９】(1) 転炉出鋼時に、CaO をベースとし、Al
2O3 、CaF2、SiO2のうちの少なくとも１種を含む低融点
フラックスと、AlとCaCO3 をベースとするスラグ改質材
を溶湯中に投入し、かつ取鍋精錬時に不活性ガスを吹込
むことにより、化学組成が Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：0.3 〜2.
0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、残部Feおよび不可避的不
純物からなる溶鋼を溶製する工程と、得られた溶鋼を連
続鋳造によりスラブとする工程と、 前記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400
〜550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、を包含すること
を特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れる
熱延鋼板の製造方法。
2O3 、CaF2、SiO2のうちの少なくとも１種を含む低融点
フラックスと、AlとCaCO3 をベースとするスラグ改質材
を溶湯中に投入し、かつ取鍋精錬時に不活性ガスを吹込
むことにより、化学組成が Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：0.3 〜2.
0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、残部Feおよび不可避的不
純物からなる溶鋼を溶製する工程と、得られた溶鋼を連
続鋳造によりスラブとする工程と、 前記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400
〜550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、を包含すること
を特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し割れ性に優れる
熱延鋼板の製造方法。
【００２０】(2) 転炉出鋼時に塩基度８以上の媒溶剤を
投入した後、上記(1) を繰り返し、取鍋精錬時に吹き込
む不活性ガスの流量を溶鋼 250トン当たり10〜60 Nm3
(0.04〜0.24Nm3/Ton)に規制することで溶鋼の化学組成
のSi量を0.2 ％以下としたことを特徴とする、孔拡げ性
と耐微小張出し割れ性に優れる熱延鋼板の製造方法。
投入した後、上記(1) を繰り返し、取鍋精錬時に吹き込
む不活性ガスの流量を溶鋼 250トン当たり10〜60 Nm3
(0.04〜0.24Nm3/Ton)に規制することで溶鋼の化学組成
のSi量を0.2 ％以下としたことを特徴とする、孔拡げ性
と耐微小張出し割れ性に優れる熱延鋼板の製造方法。
【００２１】(3) 前記溶製した鋼が、Cr：1.0 wt％以
下、Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1 wt％以下の１種または
２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする、上
記(1) または(2) の熱延鋼板の製造方法。
下、Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1 wt％以下の１種または
２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする、上
記(1) または(2) の熱延鋼板の製造方法。
【００２２】(4) 前記溶製した鋼が、Ｐ：0.1 wt％以
下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以下の１種または
２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする、上
記(1) ないし(3) のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方
法。
下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以下の１種または
２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする、上
記(1) ないし(3) のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方
法。
【００２３】
【作用】次に、本発明における各工程の作用を具体的に
説明する。本発明は、上述のように製鋼工程、連続鋳造
工程、そして熱間圧延工程から成る。
説明する。本発明は、上述のように製鋼工程、連続鋳造
工程、そして熱間圧延工程から成る。
【００２４】製鋼工程 転炉出鋼中に、改質フラックスとスラグ改質剤とを溶湯
に投入し、取鍋内溶鋼には不活性ガスを吹込む。本発明
において用いる改質フラックスは、取鍋内でのスラグを
低融点、かつ低粘度の方向へスラグ組成に変えるためと
同時に脱硫作用を発揮させるためであり、そのような目
的を達成できれば、制限はないが、本発明ではCaO をベ
ースにしてAl2O3 、CaF2、SiO2のうち少なくとも１種を
含むもの、好ましくは、CaO ＋Al2O3 、CaO ＋CaF2＋Al
2O3 から成る群から選んだ少なくとも１種である。
に投入し、取鍋内溶鋼には不活性ガスを吹込む。本発明
において用いる改質フラックスは、取鍋内でのスラグを
低融点、かつ低粘度の方向へスラグ組成に変えるためと
同時に脱硫作用を発揮させるためであり、そのような目
的を達成できれば、制限はないが、本発明ではCaO をベ
ースにしてAl2O3 、CaF2、SiO2のうち少なくとも１種を
含むもの、好ましくは、CaO ＋Al2O3 、CaO ＋CaF2＋Al
2O3 から成る群から選んだ少なくとも１種である。
【００２５】また、スラグ改質剤は、スラグ中の低級酸
化物の低減のために添加するのであって、その限りでは
特定のものに制限されないが、例えば、AlとCaCO3 をベ
ースとするもので、好ましくは、Al＋CaCO3 、Al＋CaCO
3 ＋Al2O3 である。
化物の低減のために添加するのであって、その限りでは
特定のものに制限されないが、例えば、AlとCaCO3 をベ
ースとするもので、好ましくは、Al＋CaCO3 、Al＋CaCO
3 ＋Al2O3 である。
【００２６】本発明の好適態様にあっては、転炉吹錬時
に塩基度８以上の高塩基度媒溶剤を投入することで、取
鍋流出時のスラグ組成中のSiO2を低減させる。そして、
出鋼時に CaO−Al2O3 系低融点フラックスとAlとCaCO3
をベースとするスラグ改質材を投入する。このことで、
高塩基度スラグ組成であって、脱Ｓ能を発揮できるだけ
のスラグ流動性を確保させる。
に塩基度８以上の高塩基度媒溶剤を投入することで、取
鍋流出時のスラグ組成中のSiO2を低減させる。そして、
出鋼時に CaO−Al2O3 系低融点フラックスとAlとCaCO3
をベースとするスラグ改質材を投入する。このことで、
高塩基度スラグ組成であって、脱Ｓ能を発揮できるだけ
のスラグ流動性を確保させる。
【００２７】続いて取鍋では、Arガス量を好ましくは溶
鋼トン当たり0.04〜0.24 Nm3と制限することで脱ＳとSi
の再溶解のバランスを図る。また、このとき、取鍋処理
時間を短縮すること、およびスラグ粘性低下の相乗効果
で、介在物割れ原因となるＤ系介在物も同時に削減でき
る。
鋼トン当たり0.04〜0.24 Nm3と制限することで脱ＳとSi
の再溶解のバランスを図る。また、このとき、取鍋処理
時間を短縮すること、およびスラグ粘性低下の相乗効果
で、介在物割れ原因となるＤ系介在物も同時に削減でき
る。
【００２８】すなわち、本発明の上述の好適態様にあっ
ては、スラグ組成を低SiO2側に移すことで、脱Ｓ性の向
上を図り、Siの再溶解を防止するだけでなく、Ｄ系介在
物量の混入を根本的に防止することに特徴がある。
ては、スラグ組成を低SiO2側に移すことで、脱Ｓ性の向
上を図り、Siの再溶解を防止するだけでなく、Ｄ系介在
物量の混入を根本的に防止することに特徴がある。
【００２９】ここで、高塩基度媒溶材は、例えば、CaO
＋SiO2＋CaF2の混合物あるいはCaO＋SiO2＋MgO を示
し、塩基度＝CaO/SiO2：８〜40が望ましい。 不活性ガスはスラグ＝溶鋼の界面脱硫反応を促進するた
め、Ar、Ne、Heの不活性ガスであればよい。経済性から
Arが好ましい。
＋SiO2＋CaF2の混合物あるいはCaO＋SiO2＋MgO を示
し、塩基度＝CaO/SiO2：８〜40が望ましい。 不活性ガスはスラグ＝溶鋼の界面脱硫反応を促進するた
め、Ar、Ne、Heの不活性ガスであればよい。経済性から
Arが好ましい。
【００３０】したがって、本発明によれば、CaO-Al2O3
系低融点フラックスおよびスラグ改質材を投入すること
で、取鍋内でのスラグの滓化促進を図り、続いて取鍋で
はArガスを吹込み、スラグ−溶鋼界面での脱硫を行うの
である。
系低融点フラックスおよびスラグ改質材を投入すること
で、取鍋内でのスラグの滓化促進を図り、続いて取鍋で
はArガスを吹込み、スラグ−溶鋼界面での脱硫を行うの
である。
【００３１】従来のCa処理では、取鍋内でのCaO 吹込み
により、溶鋼内部からの脱硫を図るものに対して、本発
明では、不活性ガス吹込みにより、スラグ＝溶鋼界面だ
けの脱硫機構を利用するのである。
により、溶鋼内部からの脱硫を図るものに対して、本発
明では、不活性ガス吹込みにより、スラグ＝溶鋼界面だ
けの脱硫機構を利用するのである。
【００３２】Ca処理では、出鋼後にCaO 系改質フラック
スを投入するため、湯面温度の大幅な低下を招き、これ
に伴い、CaO 吹込時の温度確保のため、RH脱ガス槽にて
O2吹込を実施するため、Al2O3 介在物 (Ｂ系、Ｄ系) が
多数発生してしまう。さらに取鍋でのCaO 吹込みでは、
球状化した硫化物は、スラグ＝溶鋼界面までには、浮上
しきらず、鋼中に残存し、Ｄ系介在物となってしまう。
スを投入するため、湯面温度の大幅な低下を招き、これ
に伴い、CaO 吹込時の温度確保のため、RH脱ガス槽にて
O2吹込を実施するため、Al2O3 介在物 (Ｂ系、Ｄ系) が
多数発生してしまう。さらに取鍋でのCaO 吹込みでは、
球状化した硫化物は、スラグ＝溶鋼界面までには、浮上
しきらず、鋼中に残存し、Ｄ系介在物となってしまう。
【００３３】従って本発明では、湯面の温度降下が小さ
く、さらには、低融点かつ低粘度となるスラグ組成とす
べく、転炉出鋼時に低融点フラックスおよびスラグ改質
材を投入し、次いで不活性ガス吹込みのみによる界面脱
硫反応を実施するところに特徴がある。
く、さらには、低融点かつ低粘度となるスラグ組成とす
べく、転炉出鋼時に低融点フラックスおよびスラグ改質
材を投入し、次いで不活性ガス吹込みのみによる界面脱
硫反応を実施するところに特徴がある。
【００３４】不活性ガスの吹き込みは、取鍋内溶鋼に浸
漬したインジェクションランスを用いて行っても、ある
いは適宜吹き込みプラグを設けて行ってもよい。例えば
Arガスなどの不活性ガスの吹き込み量は、特に制限はな
いが、溶鋼の流動をもたらす程度であればよく、スラグ
層と溶鋼との過度の混合が見られないよう、通常は溶鋼
１トン当たり0.02〜0.4 Nm3 程度であれば十分である。
漬したインジェクションランスを用いて行っても、ある
いは適宜吹き込みプラグを設けて行ってもよい。例えば
Arガスなどの不活性ガスの吹き込み量は、特に制限はな
いが、溶鋼の流動をもたらす程度であればよく、スラグ
層と溶鋼との過度の混合が見られないよう、通常は溶鋼
１トン当たり0.02〜0.4 Nm3 程度であれば十分である。
【００３５】しかしながら、本発明の好適態様にあって
は、Arガスなどの不活性ガスの吹き込み量は、溶鋼トン
当たり0.04〜0.24 Nm3とするのが好ましい。かくして本
発明により、ASTM-A法で規定するＡ系だけでなく、Ｂ
系、Ｄ系介在物の大幅削減が可能となり、耐微小張出し
割れ性が飛躍的に向上する。
は、Arガスなどの不活性ガスの吹き込み量は、溶鋼トン
当たり0.04〜0.24 Nm3とするのが好ましい。かくして本
発明により、ASTM-A法で規定するＡ系だけでなく、Ｂ
系、Ｄ系介在物の大幅削減が可能となり、耐微小張出し
割れ性が飛躍的に向上する。
【００３６】連続鋳造工程 取鍋での脱硫によって目標とするＳレベルおよびSiレベ
ルになった時点で、除滓を行い、次いで例えば慣用の連
続鋳造によってスラブを得る。
ルになった時点で、除滓を行い、次いで例えば慣用の連
続鋳造によってスラブを得る。
【００３７】熱間圧延工程 孔拡げ性向上には、組織の均一化が必要であるが、ベイ
ナイト単相では延性不足、フェライト単相では強度不足
となる。また、残存介在物起因の割れ発生を防ぐべく、
結晶粒は大きい方が有効となる。
ナイト単相では延性不足、フェライト単相では強度不足
となる。また、残存介在物起因の割れ発生を防ぐべく、
結晶粒は大きい方が有効となる。
【００３８】そのため、熱間圧延の仕上温度はポリゴナ
ルフェライト粒の粗大化を図るべく、高温仕上げとし、
加工CCT 図においてフェライトノーズを横切り、ベイナ
イト域で完了するようにする。
ルフェライト粒の粗大化を図るべく、高温仕上げとし、
加工CCT 図においてフェライトノーズを横切り、ベイナ
イト域で完了するようにする。
【００３９】仕上温度 フェライトのポリゴナル化、粗大化を図るため、800 ℃
以上が必要である。950 ℃より高いと通板性が低下し、
経済性の低下を招く。
以上が必要である。950 ℃より高いと通板性が低下し、
経済性の低下を招く。
【００４０】巻取温度 ベイナイト形成のため、加工連続冷却曲線図( 加工CCT
図) でのベイナイト域における巻取が必要のため、400
〜550 ℃となる。本発明において溶鋼の組成を限定する
理由は次の通りである。なお、本明細書において「％」
は特にことわりがないかぎり、「重量％」である。
図) でのベイナイト域における巻取が必要のため、400
〜550 ℃となる。本発明において溶鋼の組成を限定する
理由は次の通りである。なお、本明細書において「％」
は特にことわりがないかぎり、「重量％」である。
【００４１】Ｃ：Ｃは、フェライトの固溶強化、ベイナ
イトの生成のため、0.03％以上とする。0.20％より多い
と孔拡げ性が急激に劣化する。好ましくは、0.05〜0.15
％である。
イトの生成のため、0.03％以上とする。0.20％より多い
と孔拡げ性が急激に劣化する。好ましくは、0.05〜0.15
％である。
【００４２】Si：フェライトの固溶強化、パーライトの
生成抑制のために添加する。但し、2.0％より多いと、
溶接部の脆化を招く。好ましくは1.50％以下とする。本
発明の好適態様によれば、Siが0.2 ％より多いと、鋼板
表面に縞状スケールが多発するため、外観の美麗さを保
つべく0.2 ％以下とする。
生成抑制のために添加する。但し、2.0％より多いと、
溶接部の脆化を招く。好ましくは1.50％以下とする。本
発明の好適態様によれば、Siが0.2 ％より多いと、鋼板
表面に縞状スケールが多発するため、外観の美麗さを保
つべく0.2 ％以下とする。
【００４３】Mn：低Ｃ化の強度補償のため、更にベイナ
イト生成のため、0.3 ％以上は不可欠となる。しかし2.
0 ％より多いと焼入性上昇で延性が劣化する。好ましく
は、0.70〜1.60％である。
イト生成のため、0.3 ％以上は不可欠となる。しかし2.
0 ％より多いと焼入性上昇で延性が劣化する。好ましく
は、0.70〜1.60％である。
【００４４】Ｓ：介在物形成に大きく影響するので、0.
002 ％以下とする。好ましくは、0.0015％以下、さらに
好ましくは0.0005％以下である。
002 ％以下とする。好ましくは、0.0015％以下、さらに
好ましくは0.0005％以下である。
【００４５】本発明にあっては、さらに所望により、
(I) Cr ：1.0 wt％以下、Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1
wt％以下の１種または２種以上、および／または (II)
Ｐ：0.1 wt％以下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以
下の１種または２種以上を含有してもよい。
(I) Cr ：1.0 wt％以下、Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1
wt％以下の１種または２種以上、および／または (II)
Ｐ：0.1 wt％以下、Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以
下の１種または２種以上を含有してもよい。
【００４６】Cr、Ti、Nb：これらは、いずれも高強度化
に有効な元素であって、所望により少なくとも１種含有
される。Crは、590 N/mm2 以上の高強度化に有効な焼入
れ硬化元素である。1.0 ％よりも多いと延性劣化とな
る。
に有効な元素であって、所望により少なくとも１種含有
される。Crは、590 N/mm2 以上の高強度化に有効な焼入
れ硬化元素である。1.0 ％よりも多いと延性劣化とな
る。
【００４７】Tiは、540 N/mm2 以上の高強度化に有効な
析出強化元素である。しかし、0.2％よりも多いと、YR
が高くなり過ぎ、形状凍結性低下を招く。Nbは、Tiと同
じく、540 N/mm2 以上の高強度化に有効な析出強化元素
であるが、0.1 ％よりも多いと、YRが高くなり過ぎ、Ti
と同じく形状凍結性が低下する。
析出強化元素である。しかし、0.2％よりも多いと、YR
が高くなり過ぎ、形状凍結性低下を招く。Nbは、Tiと同
じく、540 N/mm2 以上の高強度化に有効な析出強化元素
であるが、0.1 ％よりも多いと、YRが高くなり過ぎ、Ti
と同じく形状凍結性が低下する。
【００４８】Ｐ、Cu、Ni：これらの元素も耐食性の改善
を図る場合に少なくとも１種添加される。ＰとCuの同時
添加は固溶強化と、母材耐食性の改善に有効である。Ni
は、Cuチェッキング防止のため、Cuと同量添加するのが
好ましい。しかし、Ｐ：0.1 ％より多いと粒界脆化を招
き、Cu：0.5 ％、Ni：0.5 ％より多いとリサイクル性、
経済性が低下する。好ましくはＰ、Cuを同時添加する
か、あるいはＰ、Cu、Niを同時添加する。次に、実施例
によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
を図る場合に少なくとも１種添加される。ＰとCuの同時
添加は固溶強化と、母材耐食性の改善に有効である。Ni
は、Cuチェッキング防止のため、Cuと同量添加するのが
好ましい。しかし、Ｐ：0.1 ％より多いと粒界脆化を招
き、Cu：0.5 ％、Ni：0.5 ％より多いとリサイクル性、
経済性が低下する。好ましくはＰ、Cuを同時添加する
か、あるいはＰ、Cu、Niを同時添加する。次に、実施例
によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【００４９】
(実施例１)表１に示す鋼組成を有する溶鋼を転炉で溶製
し、下記の操作にしたがって転炉出鋼時に改質フラック
スとスラグ改質材とを溶鋼に投入し、取鍋脱硫を行っ
た。
し、下記の操作にしたがって転炉出鋼時に改質フラック
スとスラグ改質材とを溶鋼に投入し、取鍋脱硫を行っ
た。
【００５０】本発明例では、250 ton 転炉の出鋼時に、
取鍋溶鋼中にフラックスとして表３に示す低融点フラッ
クスを1.0 ton 投入した後で、直ちに表３に示す自己分
解性フラックスを300 kg投入した。
取鍋溶鋼中にフラックスとして表３に示す低融点フラッ
クスを1.0 ton 投入した後で、直ちに表３に示す自己分
解性フラックスを300 kg投入した。
【００５１】続いて吐出孔が取鍋底近傍までくるよう
に、インジェクションランスを取鍋溶鋼中に浸漬させ、
アルゴンガスを15分間、４Nm3/min だけ吹込んだ。次い
で、このようにして溶製した溶鋼を連続鋳造してスラブ
を得た。表１の鋼種A1〜A14 参照。
に、インジェクションランスを取鍋溶鋼中に浸漬させ、
アルゴンガスを15分間、４Nm3/min だけ吹込んだ。次い
で、このようにして溶製した溶鋼を連続鋳造してスラブ
を得た。表１の鋼種A1〜A14 参照。
【００５２】表１の比較例B1では、250 ton 転炉の出鋼
後に、取鍋溶鋼中に改質フラックス(CaO)を1.0 ton 投
入し、直ちにスラグ改質材(Al 50％＋Al2O3 50％) を50
0 kg投入した。
後に、取鍋溶鋼中に改質フラックス(CaO)を1.0 ton 投
入し、直ちにスラグ改質材(Al 50％＋Al2O3 50％) を50
0 kg投入した。
【００５３】続いて酸素ガスをインジェクションにより
10分間 2.5 Nm3/minだけ吹込み、さらにインジェクショ
ンランスから脱硫剤 (CaO パウダー) を750 kg吹込んだ
後、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
10分間 2.5 Nm3/minだけ吹込み、さらにインジェクショ
ンランスから脱硫剤 (CaO パウダー) を750 kg吹込んだ
後、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
【００５４】比較例B2では、250 ton 転炉の出鋼中に、
取鍋溶鋼中にインジェクションランスを浸漬させ、スラ
グ改質材(Al 50％＋Al2O3 50％) を450 kg吹込み、引き
続き脱硫剤 (CaO 80％＋CaF2 20 ％) を500 kg吹込ん
だ。そして溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
取鍋溶鋼中にインジェクションランスを浸漬させ、スラ
グ改質材(Al 50％＋Al2O3 50％) を450 kg吹込み、引き
続き脱硫剤 (CaO 80％＋CaF2 20 ％) を500 kg吹込ん
だ。そして溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
【００５５】比較例B3では、250 ton 転炉の出鋼後に、
取鍋溶鋼中にスラグ改質材(Al 50％＋Al2O3 50％) を40
0 kg投入した。そしてインジェクションランスを取鍋溶
鋼中に浸漬させ、アルゴンガスを10分間４Nm3/min だけ
吹込み、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
取鍋溶鋼中にスラグ改質材(Al 50％＋Al2O3 50％) を40
0 kg投入した。そしてインジェクションランスを取鍋溶
鋼中に浸漬させ、アルゴンガスを10分間４Nm3/min だけ
吹込み、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
【００５６】このようにして各製鋼連続鋳造工程にて製
造したスラブを加熱温度1270℃まで加熱し、同じく表１
に示す各仕上温度、巻取温度の熱間圧延条件で、板厚2.
6 mmまで熱間圧延を行った。そして各コイルは酸洗後、
切板ラインで切板とした。引張試験はJIS ５号試験片を
用いた。
造したスラブを加熱温度1270℃まで加熱し、同じく表１
に示す各仕上温度、巻取温度の熱間圧延条件で、板厚2.
6 mmまで熱間圧延を行った。そして各コイルは酸洗後、
切板ラインで切板とした。引張試験はJIS ５号試験片を
用いた。
【００５７】孔拡げ試験は鋼板を直径12mmで打抜いた
後、60°円錐ポンチで孔を押し拡げ、クラックが板厚を
貫通した時点で止め、打抜孔 (直径12mm) との変化率で
孔拡げ性を表した。Ｂ系およびＤ系介在物量は、ASTM-A
法により測定し、ASTM法規定によりHeavy,Thinの各シリ
ーズにおいて3.0 ランク以下の介在物個数の総和で表し
た。
後、60°円錐ポンチで孔を押し拡げ、クラックが板厚を
貫通した時点で止め、打抜孔 (直径12mm) との変化率で
孔拡げ性を表した。Ｂ系およびＤ系介在物量は、ASTM-A
法により測定し、ASTM法規定によりHeavy,Thinの各シリ
ーズにおいて3.0 ランク以下の介在物個数の総和で表し
た。
【００５８】微小張出し割れ試験は、10Ｒ球頭ポンチに
よる張出し成形を行い、変形部の凹部の個数を測定し、
試験片100 個中の凹部個数の総和が２以下の場合を耐微
小張出し割れ性が良とし、３以上の場合を不良とした。
よる張出し成形を行い、変形部の凹部の個数を測定し、
試験片100 個中の凹部個数の総和が２以下の場合を耐微
小張出し割れ性が良とし、３以上の場合を不良とした。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】本発明により、引張強さ440 N/mm2 以上を
有し、孔拡げ性、耐微小張出し割れ性に優れた熱延鋼板
が得られる。比較例１では、孔拡げ性を確保すべく、製
鋼工程でCa処理を行ったが、Ｂ系介在物が多数鋼中に存
在するため、耐微小張出し割れ性が損なわれた。
有し、孔拡げ性、耐微小張出し割れ性に優れた熱延鋼板
が得られる。比較例１では、孔拡げ性を確保すべく、製
鋼工程でCa処理を行ったが、Ｂ系介在物が多数鋼中に存
在するため、耐微小張出し割れ性が損なわれた。
【００６３】比較例２では、製鋼工程で脱硫剤吹込みし
た結果、Ｄ系介在物が多数発生し、耐微小張出し割れ性
が損なわれた。比較例３〜５では熱延条件が外れたた
め、孔拡げ性が低下した。比較例６では、Ｃ量が過多の
ため、孔拡げ性 (および伸び) が低下した。比較例７で
は、製鋼工程で脱硫処理を行っておらず、さらに介在物
削減処理を十分実施していないため、孔拡げ性および耐
微小張出し割れ性とも損なわれた。
た結果、Ｄ系介在物が多数発生し、耐微小張出し割れ性
が損なわれた。比較例３〜５では熱延条件が外れたた
め、孔拡げ性が低下した。比較例６では、Ｃ量が過多の
ため、孔拡げ性 (および伸び) が低下した。比較例７で
は、製鋼工程で脱硫処理を行っておらず、さらに介在物
削減処理を十分実施していないため、孔拡げ性および耐
微小張出し割れ性とも損なわれた。
【００６４】(実施例２)本例では、下記の操作にしたが
って転炉出鋼時に低融点フラックスとスラグ改質材とを
溶鋼に投入し、取鍋脱硫を行った。
って転炉出鋼時に低融点フラックスとスラグ改質材とを
溶鋼に投入し、取鍋脱硫を行った。
【００６５】本発明例では、250 ton 転炉の出鋼時に、
表４に示す高塩基度媒溶剤を投入した後、出鋼時に低融
点フラックスを1.0 ton 、引続きスラグ改質材を300 kg
投入した。
表４に示す高塩基度媒溶剤を投入した後、出鋼時に低融
点フラックスを1.0 ton 、引続きスラグ改質材を300 kg
投入した。
【００６６】続いて吐出孔が取鍋底近傍までくるよう
に、インジェクションランスを取鍋溶鋼中に浸漬させ、
アルゴンガスをそれぞれ例No.1〜14に示す量だけ吹込
み、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
に、インジェクションランスを取鍋溶鋼中に浸漬させ、
アルゴンガスをそれぞれ例No.1〜14に示す量だけ吹込
み、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
【００６７】比較例B1では、250 ton 転炉の吹錬時に表
４に示す媒溶剤を、また出鋼後に取鍋中に低融点フラッ
クスを1.0 ton 投入し、直ちにスラグ改質材を500 kg投
入した。
４に示す媒溶剤を、また出鋼後に取鍋中に低融点フラッ
クスを1.0 ton 投入し、直ちにスラグ改質材を500 kg投
入した。
【００６８】続いて酸素ガスをインジェクションにより
50 Nm3だけ吹込み、さらにインジェクションランスから
脱硫剤 (CaO パウダー) を750 kg吹込んだ後、溶鋼を連
続鋳造してスラブを得た。
50 Nm3だけ吹込み、さらにインジェクションランスから
脱硫剤 (CaO パウダー) を750 kg吹込んだ後、溶鋼を連
続鋳造してスラブを得た。
【００６９】比較例B2では、表４の低塩基度媒溶剤を本
発明例における高塩基度媒溶剤の代わりに投入した。比
較例B3、B4は、Arガス吹込量を４および72 Nm3にした。
発明例における高塩基度媒溶剤の代わりに投入した。比
較例B3、B4は、Arガス吹込量を４および72 Nm3にした。
【００７０】比較例B5は、250 ton 転炉の吹付時に表５
の媒溶剤を、さらに、出鋼後に、取鍋溶鋼中にスラグ改
質材を400 kg投入した。そしてインジェクションランス
を取鍋溶鋼中に浸漬させ、アルゴンガスを4Nm3だけ吹込
み、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
の媒溶剤を、さらに、出鋼後に、取鍋溶鋼中にスラグ改
質材を400 kg投入した。そしてインジェクションランス
を取鍋溶鋼中に浸漬させ、アルゴンガスを4Nm3だけ吹込
み、溶鋼を連続鋳造してスラブを得た。
【００７１】このようにして各製鋼連続鋳造工程にて製
造したスラブを加熱温度1270℃まで加熱し、同じく表５
に示す各仕上温度、巻取温度の熱間圧延条件で、板厚2.
6 mmまで熱間圧延を行った。そして各コイルは酸洗後、
切板ラインで切板とした。
造したスラブを加熱温度1270℃まで加熱し、同じく表５
に示す各仕上温度、巻取温度の熱間圧延条件で、板厚2.
6 mmまで熱間圧延を行った。そして各コイルは酸洗後、
切板ラインで切板とした。
【００７２】引張試験はJIS ５号試験片を用いた。孔拡
げ試験は鋼板を直径12mmで打抜いた後、60°円錐ポンチ
で孔を押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点で止
め、打抜孔 (直径12mm) との変化率で孔拡げ性を表し
た。
げ試験は鋼板を直径12mmで打抜いた後、60°円錐ポンチ
で孔を押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点で止
め、打抜孔 (直径12mm) との変化率で孔拡げ性を表し
た。
【００７３】Ｂ系およびＤ系介在物量は、ASTM-A法によ
り測定し、ASTM法規定によりHeavy,Thinの各シリーズに
おいて3.0 ランク以下の介在物個数の総和で表した。微
小張出し割れ試験は、10Ｒ球頭ポンチによる張出し成形
を行い、変形部の凹部の個数を測定し、試験片200 個中
の凹部個数の総和が３以下の場合を耐微小張出し割れ性
が良とし、４以上の場合を不良とした。
り測定し、ASTM法規定によりHeavy,Thinの各シリーズに
おいて3.0 ランク以下の介在物個数の総和で表した。微
小張出し割れ試験は、10Ｒ球頭ポンチによる張出し成形
を行い、変形部の凹部の個数を測定し、試験片200 個中
の凹部個数の総和が３以下の場合を耐微小張出し割れ性
が良とし、４以上の場合を不良とした。
【００７４】表面性状は、酸洗後の鋼板表面に、コイル
トップ／10ｍにて幅２mm×長さ５mm以上の縞状スケール
が10ヶ以上発生した場合を不良、９ヶ以下の場合を良と
した。これらの試験結果は表６にまとめて示す。
トップ／10ｍにて幅２mm×長さ５mm以上の縞状スケール
が10ヶ以上発生した場合を不良、９ヶ以下の場合を良と
した。これらの試験結果は表６にまとめて示す。
【００７５】
【表４】
【００７６】
【表５】
【００７７】
【表６】
【００７８】本発明により、引張強さ440 N/mm2 以上を
有し、孔拡げ性、耐微小張出し割れ性、さらに表面性状
にに優れた熱延鋼板が得られる。比較例No.15 では、孔
拡げ性を確保すべく、製鋼工程でCaO 処理を行ったが、
Ｂ系介在物が多数鋼中に存在するため、耐微小張出し割
れ性が損なわれた。
有し、孔拡げ性、耐微小張出し割れ性、さらに表面性状
にに優れた熱延鋼板が得られる。比較例No.15 では、孔
拡げ性を確保すべく、製鋼工程でCaO 処理を行ったが、
Ｂ系介在物が多数鋼中に存在するため、耐微小張出し割
れ性が損なわれた。
【００７９】比較例No.16 では、低塩基度媒溶剤とし
て、高SiO2系を用いたので、Ｄ系介在物が多数発生し、
耐微小張出し割れ性が損なわれた。比較例No.17 ではAr
吹込量が少ないため、Ｓ量が高く、孔拡げ性が損なわれ
た。
て、高SiO2系を用いたので、Ｄ系介在物が多数発生し、
耐微小張出し割れ性が損なわれた。比較例No.17 ではAr
吹込量が少ないため、Ｓ量が高く、孔拡げ性が損なわれ
た。
【００８０】比較例No.18 では、Ar吹込量が多いため、
Si量が高く表面性状が損なわれた。比較例No.19 〜21で
は、熱間圧延条件が本発明の範囲を外れたため、孔拡げ
性が低下した。
Si量が高く表面性状が損なわれた。比較例No.19 〜21で
は、熱間圧延条件が本発明の範囲を外れたため、孔拡げ
性が低下した。
【００８１】比較例No.22 では、Ｃ量が過多のため、孔
拡げ性、伸びが低下した。比較例No.23 では、製鋼工程
で脱硫処理を行っておらず、さらに介在物削減処理を十
分実施していないため、孔拡げ性および耐微小張出し割
れ性とも損なわれた。
拡げ性、伸びが低下した。比較例No.23 では、製鋼工程
で脱硫処理を行っておらず、さらに介在物削減処理を十
分実施していないため、孔拡げ性および耐微小張出し割
れ性とも損なわれた。
【００８２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
取鍋脱硫を行うだけで、脱硫はもちろん介在物の除去も
効果的に行われ、その手段の簡便さから本発明の実用上
の意義は大きい。
取鍋脱硫を行うだけで、脱硫はもちろん介在物の除去も
効果的に行われ、その手段の簡便さから本発明の実用上
の意義は大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 野村 茂樹 茨城県鹿島郡鹿島町大字光３番地 住友金 属工業株式会社鹿島製鉄所内 (72)発明者 中居 修二 茨城県鹿島郡鹿島町大字光３番地 住友金 属工業株式会社鹿島製鉄所内 (72)発明者 坂 健司 茨城県鹿島郡鹿島町大字光３番地 住友金 属工業株式会社鹿島製鉄所内
Claims (4)
- 【請求項１】 転炉出鋼時に、CaO をベースとし、Al2O
3 、CaF2、SiO2のうちの少なくとも１種を含む低融点フ
ラックスと、AlとCaCO3 をベースとするスラグ改質材を
溶湯中に投入し、かつ取鍋精錬時に不活性ガスを吹込む
ことにより、化学組成が Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、 Mn：0.3 〜2.0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、 残部Feおよび不可避的不純物 からなる溶鋼を溶製する工程と、 得られた溶鋼を連続鋳造によりスラブとする工程と、 前記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400
〜550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、 を包含することを特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し
割れ性に優れる熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 転炉出鋼時に塩基度８以上の高塩基度媒
溶剤を投入した後、CaO をベースとし、Al2O3 、CaF2、
SiO2のうちの少なくとも１種を含む低融点フラックス
と、AlとCaCO3 をベースとするスラグ改質材を溶湯中に
投入し、かつ取鍋精錬時に不活性ガスを溶鋼250 トン当
たり10〜60 Nm3 (0.04〜0.24Nm3/Ton)吹込むことによ
り、化学組成が Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：0.2 wt％以下、 Mn：0.3 〜2.0 wt％、Ｓ：0.002 wt％以下、 残部Feおよび不可避的不純物 からなる溶鋼を溶製する工程と、 得られた溶鋼を連続鋳造によりスラブとする工程と、 前記スラブを仕上温度： 800〜950 ℃、巻取温度： 400
〜550 ℃の条件で熱間圧延する工程と、 を包含することを特徴とする、孔拡げ性と耐微小張出し
割れ性に優れる熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 前記溶製した鋼が、Cr：1.0 wt％以下、
Ti：0.1 wt％以下、Nb：0.1 wt％以下の１種または２種
以上の元素をさらに含有することを特徴とする、請求項
１または２記載の熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 前記溶製した鋼が、Ｐ：0.1 wt％以下、
Cu：0.5 wt％以下、Ni：0.5 wt％以下の１種または２種
以上の元素をさらに含有することを特徴とする、請求項
１ないし３のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7008172A JP3027912B2 (ja) | 1994-10-25 | 1995-01-23 | 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6-260486 | 1994-10-25 | ||
| JP26048694 | 1994-10-25 | ||
| JP7008172A JP3027912B2 (ja) | 1994-10-25 | 1995-01-23 | 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08176661A true JPH08176661A (ja) | 1996-07-09 |
| JP3027912B2 JP3027912B2 (ja) | 2000-04-04 |
Family
ID=26342640
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7008172A Expired - Fee Related JP3027912B2 (ja) | 1994-10-25 | 1995-01-23 | 孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3027912B2 (ja) |
Cited By (8)
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