JPH09192804A - 極低炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
極低炭素冷延鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ti含有アルミキルド鋼の連続鋳造におけるノ
ズル閉塞がなく、しかも鋳片表面欠陥のない極低炭素冷
延鋼板の有効な製造方法を提案すること。 【解決手段】 脱炭処理後の溶鋼中に、Alおよび／また
はSiを添加して半脱酸し、次いで、含Ti物質を添加して
さらに脱酸することにより、該溶鋼中の介在物の主成分
をTiとAlとの複合酸化物、TiとSiとの複合酸化物、もし
くはTi, AlおよびSiの複合酸化物とした溶鋼を溶製し、
次いでこの溶鋼を連続鋳造, 熱間圧延および冷間圧延を
経て、 700℃〜Ａc3点の温度域で連続焼鈍する方法。
ズル閉塞がなく、しかも鋳片表面欠陥のない極低炭素冷
延鋼板の有効な製造方法を提案すること。 【解決手段】 脱炭処理後の溶鋼中に、Alおよび／また
はSiを添加して半脱酸し、次いで、含Ti物質を添加して
さらに脱酸することにより、該溶鋼中の介在物の主成分
をTiとAlとの複合酸化物、TiとSiとの複合酸化物、もし
くはTi, AlおよびSiの複合酸化物とした溶鋼を溶製し、
次いでこの溶鋼を連続鋳造, 熱間圧延および冷間圧延を
経て、 700℃〜Ａc3点の温度域で連続焼鈍する方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、極低炭素冷延鋼
板の製造方法に関するものであって、アルミキルド溶鋼
の連続鋳造時に起こるタンディッシュの上ノズル、スラ
イディングノズルや浸漬ノズル（以下、単に「ノズル」
と総称する）内面へのAl2O3 の付着によるノズル閉塞を
防止し、かつ、アルミキルドでは不可避的に発生するAl
2O3 クラスターを起因とする鋳片の表面欠陥、および冷
延板のAl2O3 起因の欠陥を防止する有効な技術に関して
の提案である。
板の製造方法に関するものであって、アルミキルド溶鋼
の連続鋳造時に起こるタンディッシュの上ノズル、スラ
イディングノズルや浸漬ノズル（以下、単に「ノズル」
と総称する）内面へのAl2O3 の付着によるノズル閉塞を
防止し、かつ、アルミキルドでは不可避的に発生するAl
2O3 クラスターを起因とする鋳片の表面欠陥、および冷
延板のAl2O3 起因の欠陥を防止する有効な技術に関して
の提案である。
【０００２】
【従来の技術】従来、極低炭素冷延鋼板を製造に当たっ
ては、溶製時に鋼中のＣおよびＮを析出固定するTiおよ
びNbの歩留りを高めるため、さらには連続鋳造において
鋳片表面に発生するブローホールを防止するために、脱
炭処理後の溶鋼中にAlを添加して、溶鋼中の溶存酸素濃
度を低下させるのが通例である。
ては、溶製時に鋼中のＣおよびＮを析出固定するTiおよ
びNbの歩留りを高めるため、さらには連続鋳造において
鋳片表面に発生するブローホールを防止するために、脱
炭処理後の溶鋼中にAlを添加して、溶鋼中の溶存酸素濃
度を低下させるのが通例である。
【０００３】このような処理をしたアルミキルド鋼を連
続鋳造すると、脱酸時に生成したAl 2O3 系の酸化物がタ
ンディッシュのノズル内壁に付着し、ノズルを閉塞する
ことにより溶鋼流路が狭められ、所望の溶鋼流量が得ら
れなくなるという問題がある他、ノズル内壁に付着した
Al2O3 の一部がはがれ、それが鋳型内の凝固シェルに捕
捉されて鋳片表面の欠陥となるという問題もあった。
続鋳造すると、脱酸時に生成したAl 2O3 系の酸化物がタ
ンディッシュのノズル内壁に付着し、ノズルを閉塞する
ことにより溶鋼流路が狭められ、所望の溶鋼流量が得ら
れなくなるという問題がある他、ノズル内壁に付着した
Al2O3 の一部がはがれ、それが鋳型内の凝固シェルに捕
捉されて鋳片表面の欠陥となるという問題もあった。
【０００４】このような問題点に対しては従来、タンデ
ィッシュのノズルからAr等の不活性ガス吹き込みを行
い、Al2O3 系の酸化物のノズル内壁への付着を防止する
方法で対処していた。しかしながら、この方法は、吹き
込んだ不活性ガスが鋳型内の凝固シェルに捕捉され、鋳
片の気泡性欠陥となるという新たな問題を招いた。
ィッシュのノズルからAr等の不活性ガス吹き込みを行
い、Al2O3 系の酸化物のノズル内壁への付着を防止する
方法で対処していた。しかしながら、この方法は、吹き
込んだ不活性ガスが鋳型内の凝固シェルに捕捉され、鋳
片の気泡性欠陥となるという新たな問題を招いた。
【０００５】その他、溶鋼中にCaあるいはCa−Si等のCa
合金を添加し、Al2O3 系介在物を低融点のCaO-Al2O3 系
介在物とし、ノズル内壁へのAl2O3 の凝集付着を抑制す
る従来技術があった。例えば、 特開昭58−154447号公報には、取鍋内の溶鋼にCa：
0.2 〜0.5 kg／ｔを添加してAl2O3 系介在物の低融点化
をはかり、融化したAl2O3 をCaO-Al2O3 の形として溶鋼
表面に浮上させ、これを取鍋内から除去する方法が開示
されている。 特開昭61−276756号公報には、アルミキルド溶鋼中
に、溶製段階もしくは連続鋳造時にCaまたはCa合金を添
加することにより、鋼中に２〜40ppm のCaを残留させて
CaO-Al2O3 系介在物を生成させる方法が、開示されてい
る。
合金を添加し、Al2O3 系介在物を低融点のCaO-Al2O3 系
介在物とし、ノズル内壁へのAl2O3 の凝集付着を抑制す
る従来技術があった。例えば、 特開昭58−154447号公報には、取鍋内の溶鋼にCa：
0.2 〜0.5 kg／ｔを添加してAl2O3 系介在物の低融点化
をはかり、融化したAl2O3 をCaO-Al2O3 の形として溶鋼
表面に浮上させ、これを取鍋内から除去する方法が開示
されている。 特開昭61−276756号公報には、アルミキルド溶鋼中
に、溶製段階もしくは連続鋳造時にCaまたはCa合金を添
加することにより、鋼中に２〜40ppm のCaを残留させて
CaO-Al2O3 系介在物を生成させる方法が、開示されてい
る。
【０００６】ところが、CaあるいはCa−Si等のCa合金を
添加する上記の各方法は、鋼中に添加されたCaがCaS お
よびCaO となり、鋼板における錆の発生起点となる問題
があり、特に鋼材での全Ca量が10ppm 以上になると、発
錆が著しくなる。しかもこれらの技術にあっては、Al脱
酸時に生成したAl2O3 が、その後タンディッシュや鋳型
内において浮上分離できずに凝集してクラスター化する
ことにより、鋳片内で大型の介在物となり、これが鋳片
の表層部に捕捉されて冷延板でヘゲ等の表面欠陥となる
という問題点もあった。
添加する上記の各方法は、鋼中に添加されたCaがCaS お
よびCaO となり、鋼板における錆の発生起点となる問題
があり、特に鋼材での全Ca量が10ppm 以上になると、発
錆が著しくなる。しかもこれらの技術にあっては、Al脱
酸時に生成したAl2O3 が、その後タンディッシュや鋳型
内において浮上分離できずに凝集してクラスター化する
ことにより、鋳片内で大型の介在物となり、これが鋳片
の表層部に捕捉されて冷延板でヘゲ等の表面欠陥となる
という問題点もあった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明の目的
は、Ti含有アルミキルド鋼の連続鋳造におけるノズル閉
塞がなく、しかも鋳片表面欠陥のない極低炭素冷延鋼板
の有効な製造方法を提案することにある。また、本発明
の他の目的は、鋼中の酸化物系介在物種を調整すること
によって、連続鋳造時におけるタンディッシュノズル閉
塞および鋳片の表面欠陥を防止すると共に、冷延鋼板を
700 ℃〜Ａc3点の温度域で連続焼鈍することによって、
深絞り性に優れる冷延鋼板を製造することにある。
は、Ti含有アルミキルド鋼の連続鋳造におけるノズル閉
塞がなく、しかも鋳片表面欠陥のない極低炭素冷延鋼板
の有効な製造方法を提案することにある。また、本発明
の他の目的は、鋼中の酸化物系介在物種を調整すること
によって、連続鋳造時におけるタンディッシュノズル閉
塞および鋳片の表面欠陥を防止すると共に、冷延鋼板を
700 ℃〜Ａc3点の温度域で連続焼鈍することによって、
深絞り性に優れる冷延鋼板を製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上掲の目的は、下記に示
す要旨構成にかかる製造方法の採用によって達成するこ
とができる。 (1) Ｃ≦0.005 wt％, Mn≦1.0 wt％を含有する脱炭処理
後の溶鋼中に、Alおよび／またはSiを添加することによ
り、該溶鋼中の酸素濃度を10〜200 ppm にした半脱酸溶
鋼とし、この溶鋼中に、含Ti物質を添加してさらに脱酸
し、Al≦0.005 wt％、Si≦0.20wt％、Ti：0.01〜0.10wt
％を含有する溶鋼とすると共に、該溶鋼中の介在物の主
成分をTiとAlとの複合酸化物、TiとSiとの複合酸化物、
もしくはTi, AlおよびSiの複合酸化物とした溶鋼を溶製
し、次いでこの溶鋼を連続鋳造し、その後、熱間圧延お
よび冷間圧延を経たのち、得られた冷延鋼板を 700℃〜
Ａc3点の温度域で連続焼鈍することを特徴とする極低炭
素冷延鋼板の製造方法。
す要旨構成にかかる製造方法の採用によって達成するこ
とができる。 (1) Ｃ≦0.005 wt％, Mn≦1.0 wt％を含有する脱炭処理
後の溶鋼中に、Alおよび／またはSiを添加することによ
り、該溶鋼中の酸素濃度を10〜200 ppm にした半脱酸溶
鋼とし、この溶鋼中に、含Ti物質を添加してさらに脱酸
し、Al≦0.005 wt％、Si≦0.20wt％、Ti：0.01〜0.10wt
％を含有する溶鋼とすると共に、該溶鋼中の介在物の主
成分をTiとAlとの複合酸化物、TiとSiとの複合酸化物、
もしくはTi, AlおよびSiの複合酸化物とした溶鋼を溶製
し、次いでこの溶鋼を連続鋳造し、その後、熱間圧延お
よび冷間圧延を経たのち、得られた冷延鋼板を 700℃〜
Ａc3点の温度域で連続焼鈍することを特徴とする極低炭
素冷延鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】極低炭素冷延鋼板の製造に当たっ
ては、まず溶製段階の処理として、転炉から取鍋に出鋼
した溶鋼のMn含有量を1.0 wt％以下に調整した後、真空
処理によりＣ：0.005 wt％以下の極低炭素域に成分調整
することから始まる。
ては、まず溶製段階の処理として、転炉から取鍋に出鋼
した溶鋼のMn含有量を1.0 wt％以下に調整した後、真空
処理によりＣ：0.005 wt％以下の極低炭素域に成分調整
することから始まる。
【００１０】すなわち、Mnは材質強化成分として、好ま
しくは 0.05 wt％以上は添加するが、過剰の添加は耐２
次加工性、化成処理性および脱炭処理を阻害するため、
1.0wt％以下とする。また、Ｃは、その含有量が0.005 w
t％をこえると、再結晶温度が上昇すると共に、伸び(E
l)の低下、深絞り性（ｒ値）の低下の不利を招くため、
0.005 wt％以下に制限する。なお、残部は鉄および不可
避不純物の組成になり、不可避不純物として、Ｐおよび
Ｓを、それぞれ0.030 wt％以下および0.020 wt％以下に
抑制する。
しくは 0.05 wt％以上は添加するが、過剰の添加は耐２
次加工性、化成処理性および脱炭処理を阻害するため、
1.0wt％以下とする。また、Ｃは、その含有量が0.005 w
t％をこえると、再結晶温度が上昇すると共に、伸び(E
l)の低下、深絞り性（ｒ値）の低下の不利を招くため、
0.005 wt％以下に制限する。なお、残部は鉄および不可
避不純物の組成になり、不可避不純物として、Ｐおよび
Ｓを、それぞれ0.030 wt％以下および0.020 wt％以下に
抑制する。
【００１１】さて、上記のように極低炭素域まで脱炭す
ると、溶鋼中の溶存酸素濃度は数100ppmと非常に高くな
るため、従来は、0.010 wt％以上のAlを添加することに
より溶存酸素を低減していた。この脱酸処理ではAl酸化
物（Al2O3)が生成するが、生成したAl2O3 のうち浮上分
離できなかったAl2O3 が、また、溶鋼が再酸化した時に
生成するAl2O3 が、連続鋳造においてタンディッシュの
ノズル閉塞を招き、また、クラスター化し、数100 μｍ
の大きさとなるため、鋳片表面の欠陥となったり、冷延
板でのヘゲ等の表面欠陥の原因となることは、上述した
とおりである。
ると、溶鋼中の溶存酸素濃度は数100ppmと非常に高くな
るため、従来は、0.010 wt％以上のAlを添加することに
より溶存酸素を低減していた。この脱酸処理ではAl酸化
物（Al2O3)が生成するが、生成したAl2O3 のうち浮上分
離できなかったAl2O3 が、また、溶鋼が再酸化した時に
生成するAl2O3 が、連続鋳造においてタンディッシュの
ノズル閉塞を招き、また、クラスター化し、数100 μｍ
の大きさとなるため、鋳片表面の欠陥となったり、冷延
板でのヘゲ等の表面欠陥の原因となることは、上述した
とおりである。
【００１２】そこで、本発明では、上記の問題を誘発す
るAl2O3 の生成を抑制するために、溶鋼中のAl量を低下
させることにより、介在物の形態を、従来のAl酸化物
（Al2O 3)から、TiとAlとの複合酸化物、TiとSiとの複合
酸化物、もしくはTi, AlおよびSiの複合酸化物とするこ
と( 望ましくはTi酸化物＝30〜95wt％, Al2O3≦30wt％
とすること）にした。
るAl2O3 の生成を抑制するために、溶鋼中のAl量を低下
させることにより、介在物の形態を、従来のAl酸化物
（Al2O 3)から、TiとAlとの複合酸化物、TiとSiとの複合
酸化物、もしくはTi, AlおよびSiの複合酸化物とするこ
と( 望ましくはTi酸化物＝30〜95wt％, Al2O3≦30wt％
とすること）にした。
【００１３】介在物の形態を上記のようにすると、Al2O
3 クラスターの発生を防ぎ、かつタンディッシュのノズ
ル閉塞および冷延鋼板の表面欠陥の発生を抑えることが
できるようになる。発明者らの研究によると、溶鋼中の
Al濃度は0.005 wt％を超えると、介在物中のAl酸化物濃
度は30wt％を超える。その結果、介在物はクラスター化
しやすくなり、100 μｍ以上に巨大化し、スラブの表面
欠陥, 冷延鋼板での欠陥になるとともに、ノズルの内壁
に付着しやすく、ノズル閉塞しやすいことがわかった。
3 クラスターの発生を防ぎ、かつタンディッシュのノズ
ル閉塞および冷延鋼板の表面欠陥の発生を抑えることが
できるようになる。発明者らの研究によると、溶鋼中の
Al濃度は0.005 wt％を超えると、介在物中のAl酸化物濃
度は30wt％を超える。その結果、介在物はクラスター化
しやすくなり、100 μｍ以上に巨大化し、スラブの表面
欠陥, 冷延鋼板での欠陥になるとともに、ノズルの内壁
に付着しやすく、ノズル閉塞しやすいことがわかった。
【００１４】このような知見に基づき本発明では、溶鋼
中へのAl添加量を抑えて0.005 wt％以下添加して溶存酸
素濃度の低下を図る。一方で不足分はTi含有合金を添加
してTi脱酸することにより、前記溶存酸素量のさらなる
低減を図る。このことによって介在物の主成分はTi−Al
の複合酸化物となる。従って、その介在物は巨大なクラ
スターに成長することはなく、スラブの表面欠陥や冷延
鋼板での欠陥を招くことがなくなる。しかも、ノズル閉
塞の防止を実現することができる。また、本発明は、上
記のTi脱酸前にSiを添加する。このことにより、介在物
は、TiとSiとの複合酸化物、Ti, AlおよびSiの複合酸化
物となり、介在物のクラスター化による巨大化、ノズル
の閉塞はより一層緩和される。
中へのAl添加量を抑えて0.005 wt％以下添加して溶存酸
素濃度の低下を図る。一方で不足分はTi含有合金を添加
してTi脱酸することにより、前記溶存酸素量のさらなる
低減を図る。このことによって介在物の主成分はTi−Al
の複合酸化物となる。従って、その介在物は巨大なクラ
スターに成長することはなく、スラブの表面欠陥や冷延
鋼板での欠陥を招くことがなくなる。しかも、ノズル閉
塞の防止を実現することができる。また、本発明は、上
記のTi脱酸前にSiを添加する。このことにより、介在物
は、TiとSiとの複合酸化物、Ti, AlおよびSiの複合酸化
物となり、介在物のクラスター化による巨大化、ノズル
の閉塞はより一層緩和される。
【００１５】なお、本発明において、形成される介在物
の組成は、Ti酸化物＝30〜95wt％、Al2O3 ≦30wt％の組
成のものが望ましい。それは、Al2O3 が30wt％を超える
と巨大クラスター化しやすいからである。また、Ti酸化
物も95wt％を超えるとクラスター化し易い傾向がある。
ただし、Ti酸化物濃度が30wt％未満では、Tiの脱酸力が
弱く、溶鋼中の酸素濃度が高くなり、冷延鋼板での表面
品質に悪影響を及ぼすので、Ti酸化物濃度は30wt％以上
とすることが望ましい。
の組成は、Ti酸化物＝30〜95wt％、Al2O3 ≦30wt％の組
成のものが望ましい。それは、Al2O3 が30wt％を超える
と巨大クラスター化しやすいからである。また、Ti酸化
物も95wt％を超えるとクラスター化し易い傾向がある。
ただし、Ti酸化物濃度が30wt％未満では、Tiの脱酸力が
弱く、溶鋼中の酸素濃度が高くなり、冷延鋼板での表面
品質に悪影響を及ぼすので、Ti酸化物濃度は30wt％以上
とすることが望ましい。
【００１６】溶鋼中のAl量とタンディッシュのノズル内
壁へのAl2O3 の付着量との関係を図１に、また溶鋼中の
Al量とAl2O3 クラスターに起因した冷延鋼板での表面欠
陥の発生量を図２に、それぞれ示す。なお、Al2O3 の付
着量および表面欠陥の発生量は、ノズルへのAl2O3 の付
着厚み、コイル長さ当たりの欠陥個数の指数として表示
した。図１および２から、Al量を0.005 wt％以下にする
ことによって、ノズル閉塞、そして冷延鋼板での表面欠
陥が大きく減少することがわかる。
壁へのAl2O3 の付着量との関係を図１に、また溶鋼中の
Al量とAl2O3 クラスターに起因した冷延鋼板での表面欠
陥の発生量を図２に、それぞれ示す。なお、Al2O3 の付
着量および表面欠陥の発生量は、ノズルへのAl2O3 の付
着厚み、コイル長さ当たりの欠陥個数の指数として表示
した。図１および２から、Al量を0.005 wt％以下にする
ことによって、ノズル閉塞、そして冷延鋼板での表面欠
陥が大きく減少することがわかる。
【００１７】上述の処理において、Al添加量の低減は脱
酸不足を招いて溶鋼中の溶存酸素量が増加し、連続鋳造
時に鋳片の表面にブローホールが発生する原因となる。
そこで、本発明では、ブローホールの発生を防止するた
めに、Tiを添加することとしたのである。ここで、溶鋼
中のTi量と連続鋳造鋳片の表層部のブローホールの発生
個数との関係を、上記と同様に指数を用いて図３に示
す。同図に示すように、溶鋼中のTi量を0.010 wt％以上
に調整することによって、ブローホールの発生個数は大
幅に減少し、冷延鋼板における表面品質の悪化を回避す
ることができる。
酸不足を招いて溶鋼中の溶存酸素量が増加し、連続鋳造
時に鋳片の表面にブローホールが発生する原因となる。
そこで、本発明では、ブローホールの発生を防止するた
めに、Tiを添加することとしたのである。ここで、溶鋼
中のTi量と連続鋳造鋳片の表層部のブローホールの発生
個数との関係を、上記と同様に指数を用いて図３に示
す。同図に示すように、溶鋼中のTi量を0.010 wt％以上
に調整することによって、ブローホールの発生個数は大
幅に減少し、冷延鋼板における表面品質の悪化を回避す
ることができる。
【００１８】また、Tiで脱酸することにより、介在物の
巨大なクラスター化によるスラブ、冷延鋼板での表面欠
陥の防止、ノズル閉塞の防止に有効である一方、Ti添加
量が多すぎると、溶鋼中にTiＮが生成し、このTiＮがノ
ズルに付着し、ノズルを通しての空気酸化により、ノズ
ル内面にTi酸化物が生成する。これにより、ノズルの閉
塞が急激に進み問題が生じる。すなわち、図４に、溶鋼
中のTi量とタンディッシュのノズル内壁へのTiN および
Ti酸化物の付着量（指数）との関係を示すように、Ti量
が0.100 wt％をこえるとノズル閉塞が急激に進行するこ
とがわかる。従って、溶鋼中のTi量は、0.01〜0.10wt％
の範囲に調整する必要がある。
巨大なクラスター化によるスラブ、冷延鋼板での表面欠
陥の防止、ノズル閉塞の防止に有効である一方、Ti添加
量が多すぎると、溶鋼中にTiＮが生成し、このTiＮがノ
ズルに付着し、ノズルを通しての空気酸化により、ノズ
ル内面にTi酸化物が生成する。これにより、ノズルの閉
塞が急激に進み問題が生じる。すなわち、図４に、溶鋼
中のTi量とタンディッシュのノズル内壁へのTiN および
Ti酸化物の付着量（指数）との関係を示すように、Ti量
が0.100 wt％をこえるとノズル閉塞が急激に進行するこ
とがわかる。従って、溶鋼中のTi量は、0.01〜0.10wt％
の範囲に調整する必要がある。
【００１９】Ti合金量による脱酸に先立って、Al, Si含
有合金を添加するのは、上述の介在物組成を複合介在物
にすることの他に、Ti脱酸前の溶存酸素濃度を低下させ
る目的がある。脱炭処理後の溶鋼は、溶存酸素量が数10
0 ppm と多く、Tiによって脱酸を行うと、Tiの歩留りが
低下し、より多くのTiが必要となり、経済的に不利にな
るだけでなく、生成するTi酸化物量および脱酸後の酸素
濃度が高くなり、冷延鋼板での表面欠陥を悪化させる。
ここで、脱酸後のAl濃度、Si濃度については、望ましく
はAl≧0.001 wt％、または、Si≧0.01wt％が望ましい。
一方、Siの過剰添加は、冷延鋼板での材料特性を悪化す
るため、0.20wt％以下に制限する必要がある。すなわ
ち、溶鋼中のSi量と冷延鋼板での伸びとの関係を図５に
示すが、Si量を0.20wt％以下に制限することによって、
冷延鋼板での伸びの著しい低下を回避することができ
る。
有合金を添加するのは、上述の介在物組成を複合介在物
にすることの他に、Ti脱酸前の溶存酸素濃度を低下させ
る目的がある。脱炭処理後の溶鋼は、溶存酸素量が数10
0 ppm と多く、Tiによって脱酸を行うと、Tiの歩留りが
低下し、より多くのTiが必要となり、経済的に不利にな
るだけでなく、生成するTi酸化物量および脱酸後の酸素
濃度が高くなり、冷延鋼板での表面欠陥を悪化させる。
ここで、脱酸後のAl濃度、Si濃度については、望ましく
はAl≧0.001 wt％、または、Si≧0.01wt％が望ましい。
一方、Siの過剰添加は、冷延鋼板での材料特性を悪化す
るため、0.20wt％以下に制限する必要がある。すなわ
ち、溶鋼中のSi量と冷延鋼板での伸びとの関係を図５に
示すが、Si量を0.20wt％以下に制限することによって、
冷延鋼板での伸びの著しい低下を回避することができ
る。
【００２０】また、冷延鋼板におけるプレス成形性を向
上するには、溶鋼においてＣおよびＮを固定する必要が
ある。本発明で対象とする成分組成は低Al量の弱脱酸鋼
であるため、酸素との親和力の小さいNbでＣおよびＮを
固定することが有効となる。このNbの添加量は、0.030
wt％を超えると、NbＣ等の析出物が増加して細粒化し、
伸び（El）や絞り（ｒ値）が劣化し、経済的にも不利に
なるため、0.030 wt％を上限として添加する。
上するには、溶鋼においてＣおよびＮを固定する必要が
ある。本発明で対象とする成分組成は低Al量の弱脱酸鋼
であるため、酸素との親和力の小さいNbでＣおよびＮを
固定することが有効となる。このNbの添加量は、0.030
wt％を超えると、NbＣ等の析出物が増加して細粒化し、
伸び（El）や絞り（ｒ値）が劣化し、経済的にも不利に
なるため、0.030 wt％を上限として添加する。
【００２１】また、２次加工脆性の改善を目的に、Ｂを
添加することが有効である。しかし、このＢ添加量があ
まりに高いと鋼の再結晶温度を上昇させ、鋼を硬質化す
るため、0.002 wt％以下含有させることが望ましい。
添加することが有効である。しかし、このＢ添加量があ
まりに高いと鋼の再結晶温度を上昇させ、鋼を硬質化す
るため、0.002 wt％以下含有させることが望ましい。
【００２２】同様に、冷延鋼板の、特に深絞り性を向上
するには、冷延鋼板を700 ℃〜Ａc3点で１sec 以上の連
続焼鈍を施すことが有効である。すなわち、700 ℃以上
の温度域で１sec 以上の均熱処理にて再結晶化をはかる
ことが、深絞り性の向上に有効である。一方、Ａc3点
（約920 ℃）をこえると深絞り性が急激に悪化するた
め、Ａc3点以下とする。
するには、冷延鋼板を700 ℃〜Ａc3点で１sec 以上の連
続焼鈍を施すことが有効である。すなわち、700 ℃以上
の温度域で１sec 以上の均熱処理にて再結晶化をはかる
ことが、深絞り性の向上に有効である。一方、Ａc3点
（約920 ℃）をこえると深絞り性が急激に悪化するた
め、Ａc3点以下とする。
【００２３】
【実施例】転炉で 280ｔの溶銑をＣ：0.02〜0.1 wt％程
度に粗脱炭しかつMn量を調整した溶鋼を取鍋に出鋼し、
次いでＲＨ式真空脱ガス装置によりＣ：0.005 wt％以下
の極低炭素域までの脱炭処理を施した。その後、溶鋼中
にAl、Si、次いでTiの順に添加して段階的な脱酸処理を
行い、表１に示す各種成分の溶鋼を溶製した。同様に、
さらにNb, （Ｂ）を添加した溶鋼も溶製した。その後、
タンディッシュ内溶鋼重量が60ｔの２ストランドスラブ
連続鋳造機により、断面寸法220 ×1650mm幅のスラブ
に、溶鋼加熱度15〜30℃および鋳造速度2.5 ｍ／min で
鋳造した。なお、タンディッシュノズルの耐火物の材質
には、Al 2O3 −グラファイト質のものを使用した。連続
鋳造後、ノズル耐火物内の介在物の付着状況を調査し
た。その結果を表１に併記する。
度に粗脱炭しかつMn量を調整した溶鋼を取鍋に出鋼し、
次いでＲＨ式真空脱ガス装置によりＣ：0.005 wt％以下
の極低炭素域までの脱炭処理を施した。その後、溶鋼中
にAl、Si、次いでTiの順に添加して段階的な脱酸処理を
行い、表１に示す各種成分の溶鋼を溶製した。同様に、
さらにNb, （Ｂ）を添加した溶鋼も溶製した。その後、
タンディッシュ内溶鋼重量が60ｔの２ストランドスラブ
連続鋳造機により、断面寸法220 ×1650mm幅のスラブ
に、溶鋼加熱度15〜30℃および鋳造速度2.5 ｍ／min で
鋳造した。なお、タンディッシュノズルの耐火物の材質
には、Al 2O3 −グラファイト質のものを使用した。連続
鋳造後、ノズル耐火物内の介在物の付着状況を調査し
た。その結果を表１に併記する。
【００２４】その後、上記連続鋳造スラブを1200℃に再
加熱した後、900 ℃で熱間仕上圧延を行い、600 ℃で巻
き取った。その後、酸洗し80％の圧下率で冷間圧延を行
った。次いで、連続焼鈍炉にて700 ℃〜900 ℃で40sec
均熱し、引き続き0.5 ％の調質圧延を行った。かくして
得られた冷延板に溶融亜鉛めっきを施したのち、材料試
験および表面調査に供した。これら試験および調査結果
を、表２に示す。なお、表面状態の調査結果は、上記と
同様に指数で表示した。
加熱した後、900 ℃で熱間仕上圧延を行い、600 ℃で巻
き取った。その後、酸洗し80％の圧下率で冷間圧延を行
った。次いで、連続焼鈍炉にて700 ℃〜900 ℃で40sec
均熱し、引き続き0.5 ％の調質圧延を行った。かくして
得られた冷延板に溶融亜鉛めっきを施したのち、材料試
験および表面調査に供した。これら試験および調査結果
を、表２に示す。なお、表面状態の調査結果は、上記と
同様に指数で表示した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】本発明に従う方法は、タンディッシュのノ
ズル閉塞がなく、しかも冷延鋼板の表面欠陥の発生が極
めて少ない上、材料特性にも優れることがわかる。
ズル閉塞がなく、しかも冷延鋼板の表面欠陥の発生が極
めて少ない上、材料特性にも優れることがわかる。
【００２８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
連続鋳造時にタンディッシュのノズルからのガス吹き込
みを行うことなくノズル閉塞を防止を達成し、かくして
得られたスラブからは表面欠陥のない機械的特性にも優
れた冷延鋼板が製造できる。
連続鋳造時にタンディッシュのノズルからのガス吹き込
みを行うことなくノズル閉塞を防止を達成し、かくして
得られたスラブからは表面欠陥のない機械的特性にも優
れた冷延鋼板が製造できる。
【図１】溶鋼中のAl量とタンディッシュノズルへのAl2O
3 の付着量（指数）との関係を示す図である。
3 の付着量（指数）との関係を示す図である。
【図２】溶鋼中のAl量と、冷延鋼板におけるAl2O3 クラ
スターに起因した表面欠陥の発生量（指数）との関係を
示す図である。
スターに起因した表面欠陥の発生量（指数）との関係を
示す図である。
【図３】溶鋼中のTi量と連続鋳造鋳片の表層部のブロー
ホールの発生量（指数）との関係を示す図である。
ホールの発生量（指数）との関係を示す図である。
【図４】溶鋼中のTi量とTiO2およびTiN のノズル内壁へ
の付着量（指数）との関係を示す図である。
の付着量（指数）との関係を示す図である。
【図５】溶鋼中のSi量と冷延鋼板の伸びとの関係を示す
図である。
図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ≦0.005 wt％, Mn≦1.0 wt％を含有す
る脱炭処理後の溶鋼中に、Alおよび／またはSiを添加し
て半脱酸溶鋼とし、この半脱酸溶鋼中に、含Ti物質を添
加してさらに脱酸し、Al≦0.005 wt％、Si≦0.20wt％、
Ti：0.01〜0.10wt％を含有する溶鋼とすると共に、該溶
鋼中の介在物の主成分をTiとAlとの複合酸化物、TiとSi
との複合酸化物、もしくはTi, AlおよびSiの複合酸化物
とした溶鋼を溶製し、次いでこの溶鋼を連続鋳造し、そ
の後、熱間圧延および冷間圧延を経たのち、得られた冷
延鋼板を 700℃〜Ａc3点の温度域で連続焼鈍することを
特徴とする極低炭素冷延鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP00777196A JP3422612B2 (ja) | 1996-01-19 | 1996-01-19 | 極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
| BR9700715A BR9700715A (pt) | 1996-01-19 | 1997-01-17 | Método de produzir aço com teor de carbono ultrabaixo |
| US08/784,833 US5879479A (en) | 1996-01-19 | 1997-01-17 | Method of making ultra low-carbon steel |
| EP97100687A EP0785283A1 (en) | 1996-01-19 | 1997-01-17 | Method of making ultra low-carbon steel |
| KR1019970001283A KR100233690B1 (ko) | 1996-01-19 | 1997-01-17 | 극저탄소 냉간압연강판 제조 방법 |
| TW086100481A TW330213B (en) | 1996-01-19 | 1997-01-17 | Production of extra-low carbon cold-rolled steel sheet |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09192804A true JPH09192804A (ja) | 1997-07-29 |
| JP3422612B2 JP3422612B2 (ja) | 2003-06-30 |
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ID=11674949
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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| EP (1) | EP0785283A1 (ja) |
| JP (1) | JP3422612B2 (ja) |
| KR (1) | KR100233690B1 (ja) |
| CN (1) | CN1048285C (ja) |
| BR (1) | BR9700715A (ja) |
| CA (1) | CA2195369A1 (ja) |
| TW (1) | TW330213B (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999041421A1 (fr) * | 1998-02-17 | 1999-08-19 | Nippon Steel Corporation | Acier pour toles fines possedant une excellente aptitude a l'usinage et procede de desoxydation de celui-ci |
| KR100743367B1 (ko) * | 2001-07-04 | 2007-07-26 | 주식회사 포스코 | 저탄소, 저질소 타이타늄 안정화 스테인레스강의 정련 방법 |
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| US6855213B2 (en) | 1998-09-15 | 2005-02-15 | Armco Inc. | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel |
| US5868875A (en) * | 1997-12-19 | 1999-02-09 | Armco Inc | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel and method of making |
| EP1029938A3 (en) * | 1999-02-18 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel having few inclusion defects |
| NL1013776C2 (nl) * | 1999-06-04 | 2000-12-06 | Corus Staal Bv | Ultra Low Carbon staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan. |
| CN1318612C (zh) * | 2000-12-13 | 2007-05-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 高氮超低碳钢的制造方法 |
| KR100554142B1 (ko) * | 2001-12-07 | 2006-02-20 | 주식회사 포스코 | 인바용강의 정련방법 |
| FR2833970B1 (fr) * | 2001-12-24 | 2004-10-15 | Usinor | Demi-produit siderurgique en acier au carbone et ses procedes de realisation, et produit siderurgique obtenu a partir de ce demi-produit, notamment destine a la galvanisation |
| FR2853668A3 (fr) * | 2003-04-08 | 2004-10-15 | Usinor | Tole fine en acier bas carbone et tres bas aluminium, notamment pour emballage, et son procede d'obtention |
| CN100368577C (zh) * | 2005-12-29 | 2008-02-13 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 细化型钢晶粒的生产方法 |
| CN102174683B (zh) * | 2011-01-30 | 2012-10-10 | 首钢总公司 | 一种通板力学性能均匀的冷轧低碳铝镇静钢的生产方法 |
| TWI515301B (zh) * | 2012-03-08 | 2016-01-01 | 杰富意鋼鐵股份有限公司 | 使用真空除氣系統製造超低碳鋼的方法 |
| CN109304367B (zh) * | 2018-11-08 | 2021-01-15 | 瓯锟科技温州有限公司 | 一种钛-钢-钛复合板材及其制备方法 |
| CN111187874A (zh) * | 2020-03-02 | 2020-05-22 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种降低c≤0.0030%的超低碳搪瓷钢铸坯气孔缺陷的生产方法 |
| US20230287543A1 (en) * | 2020-07-08 | 2023-09-14 | Jfe Steel Corporation | Method for producing ultra-low carbon steel product |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6045689B2 (ja) * | 1982-02-19 | 1985-10-11 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6179745A (ja) * | 1984-09-28 | 1986-04-23 | Nippon Steel Corp | 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法 |
| DE3528782A1 (de) * | 1985-08-10 | 1987-02-19 | Hoesch Stahl Ag | Verfahren zum herstellen eines alterungsbestaendigen bandstahles mit hoher kaltumformbarkeit |
| US5053194A (en) * | 1988-12-19 | 1991-10-01 | Kawasaki Steel Corporation | Formable thin steel sheets |
| EP0572666B1 (en) * | 1991-02-20 | 1998-05-06 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof |
| JPH07268440A (ja) * | 1994-03-28 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 溶鋼の脱酸方法 |
-
1996
- 1996-01-19 JP JP00777196A patent/JP3422612B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1997
- 1997-01-17 TW TW086100481A patent/TW330213B/zh active
- 1997-01-17 KR KR1019970001283A patent/KR100233690B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1997-01-17 US US08/784,833 patent/US5879479A/en not_active Expired - Lifetime
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- 1997-01-17 BR BR9700715A patent/BR9700715A/pt not_active Application Discontinuation
- 1997-01-17 EP EP97100687A patent/EP0785283A1/en not_active Ceased
- 1997-01-19 CN CN97102991A patent/CN1048285C/zh not_active Expired - Lifetime
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