JP2002309313A - 微細酸化物分散溶鋼の製造方法 - Google Patents
微細酸化物分散溶鋼の製造方法Info
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Abstract
際し、鋼の性質を向上させるために微細な酸化物を鋼中
に分散させる方法を提供する。 【解決手段】 溶鋼中にTi及びCeを添加した後にCO2ガ
ス、もしくはAr+ CO2の混合ガスを溶鋼に供給すること
を特徴とする溶鋼中の微細酸化物分散方法。
Description
し、鋼の性質を向上させるための微細な酸化物が分散し
た溶鋼を製造する方法に関する。
Z 部という)の靭性のさらなる向上を目的として、溶鋼
中で生成する酸化物を用いる技術が望まれている。酸化
物の導入方法として、多くの場合、鋼の溶製工程におい
て、Tiなどの脱酸元素を単独に添加する方法などがある
が、多くの場合、溶鋼保持中に酸化物の凝集合体が起こ
り粗大な酸化物の生成をもたらし、かえって鋼の清浄度
を損ない靭性を低下させてしまう。
めに複合脱酸法などの様々な工夫がなされている。例え
ば、特開昭62-170459号公報に開示される溶接用高張力
鋼板では、低Al化によるフェライト析出の促進効果と、
Ti、Bの複合添加、N量の制御とを組み合わせてHAZ靭性
の改善を行うことが提案されている。しかしながら、従
来知られている方法では、エレクトロスラグ溶接に代表
されるような超大入熱溶接時の結晶粒の粗大化を阻止し
うるほどの、微細な介在物を分散させることはできな
い。抜本的なHAZ靭性の向上を図るためには、超大入熱
溶接時でも旧γ粒のピニング効果が期待できるような、
高温でも溶解しにくい、高融点の酸化物粒子などを鋼中
に生成し、かつ微細に分散できるような技術の開発が望
まれている。
方法の一つとして、希土類元素の一つであるCeを溶鋼中
に添加し、微細なCe2O3あるいはCeを含む複合酸化物に
して溶鋼中に分散させる方法がある。例えば、Ce2O3あ
るいはCeを含む2次脱酸生成物の均一分散方法が特開平3
-287711号公報に開示されている。
物の1次晶出ではなく、2次晶出を利用しようとする場
合、Ceは強脱酸元素であるため、2次脱酸生成物として
消費される鋼中酸素の量は極めて少ないと考えられる。
このため、最終的な鋼材製品中に分散する酸化物粒子の
密度もまた小さいものになり、材料の特性向上には不利
となる。さらに、現状ではCeを含む種々の複合酸化物に
関して脱酸平衡の熱力学的データが充実しているとは言
えず、操業時の鋼中酸素濃度の最適値を具体的に計算す
ることができないという問題がある。
溶鋼中において1次の微細なCe含有酸化物が分散した鋼
の製造方法を提供することを目的とするものである。
を解決するために種々の検討を行った結果、脱酸用の添
加元素として用いられるTiとCeの添加量を適正に制御し
て溶鋼中に投入した後、酸化性ガスの溶鋼中への吹き込
み、その中でもCO2ガスあるいは不活性ガスとCO2の混合
ガスを溶鋼中へ吹き込むことにより、微細なTi酸化物、
あるいはTi、Ceを主成分とする複合酸化物が従来以上に
高密度に鋼材中に分散することを見出した。本発明は、
前記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以
下のとおりである。 (1) 質量%で、0.02〜0.05%のTi、0.005〜0.02%のCeを含
有する溶鋼中にCO2ガス、または不活性ガスと CO2の混
合ガスを供給することを特徴とする微細酸化物分散溶鋼
の製造方法。 (2) 溶鋼に供給するガス流量が溶鋼1tあたり5000Nl/min
以下であり、さらに、CO 2ガスの混合比に応じて、供給
するガスの総量Lが以下の式のLminで表される値以上と
することを特徴とする上記(1)に記載の微細酸化物分散
溶鋼の製造方法。 Lmin[Nl]=15000×(%CO2)-0.7 (3) 溶鋼組成が、質量%で、C : 0.03〜0.2%、Si : 0.4%
以下、Mn : 0.5〜2.0%、P : 0.015%以下、S : 0.003%以
下、Al: 0.01%以下、O : 0.005%以下、N : 0.0025〜0.0
06%、を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からな
ることを特徴とする上記(1)または(2)記載の溶鋼中の微
細酸化物分散方法。 (4) 質量%で、さらに、Cu : 1.5%以下、Ni : 1.5%以
下、Mo : 1%以下、Cr : 1%以下、Nb : 0.05%以下、V :
0.05%以下、B : 0.002%以下、Ca : 0.004%以下の1種ま
たは2種以上を含有することを特徴とする上記(3)記載の
溶鋼中の微細酸化物分散方法。
した方法を用いて酸化性ガスであるCO2ガスを溶鋼中へ
吹き込むことにより、溶鋼中のTi及びCeを酸化して1次
の微細な酸化物とすることができる。しかし、このガス
が酸化性の高いO2ガスであると、本発明における酸化性
の低いCO2ガスに比して生成する酸化物は粗大なものと
なるため、溶鋼中より浮上分離しスラグ相へ混入しやす
くなる、あるいはこの粗大な介在物が鋼中に残留した場
合、製品の欠陥の原因となりやすいなどの難点がある。
は、溶鋼中のSi、Mnといった成分、あるいは鉄自身まで
をも酸化し、狙いとする鋼材の特性に悪影響を及ぼす恐
れがある。一方、CO2ガスは製鋼温度である1500〜1750
℃程度においてCO2=CO+1/2O2の反応によって分解し、酸
素を生成する。一般的に、CO2ガス、不活性ガスとCO2の
混合ガスから生成するO2ガスの分圧PO2は、CO2ガスの混
合比に応じて概ね以下の(1)式のように表される。 PO2[Pa]=10×(%CO2)0.7 ・・・・・・(1) ここで、(%CO2)は混合ガス中のCO2の体積%であり、CO2
ガスを単独で使用する場合、(%CO2)=100である。また、
不活性ガスとはHe、Ne、Ar、Krなど元素周期律表上で0
族に分類されるガスを指す。本発明においては、上記の
いずれのガスも用いることが可能であるが、コストの観
点からArを使用することが望ましい。例えば1600℃の雰
囲気中に105PaのCO2ガスを導入した場合、一部のCO2ガ
スが分解し、約2.5×102PaのO2ガスが生成する。また、
105PaのAr+10%CO2ガスでは、約50PaのO2ガスが生成す
る。
2ガスを使用する場合と比較して非常に低いポテンシャ
ルで酸素を供給することが可能となる。また、CO2ガス
を不活性ガスで希釈することにより、さらに酸素分圧を
低減することが可能である。したがって、粗大な介在物
は生成しにくく、概ね2ミクロン以下の微細な酸化物が
生成し、微細であることから溶鋼中で浮上分離しにく
く、容易に鋼中に分散することができる。なお、O2ガス
を大量の不活性ガスで希釈して本発明と同等の低酸素ポ
テンシャルを実現することも可能であるが、体積比が大
きく異なるため混合が困難であるなどの操業上の難点が
ある。
を有する元素である。本発明者らは、種々の酸化物の鋼
中における性質について比較検討を行った結果、適切な
量のTi及びCeを溶鋼中に添加すると、凝集合体しにくい
微細なTi酸化物、あるいはTi、Ceを主成分とする複合酸
化物を生成することを見出した。本発明はこの1次晶出
のTi酸化物、あるいはTi、Ceを主成分とする複合酸化物
を鋼中に生成しようとするものである。すなわち、Tiと
Ceの濃度を適正に制御した溶鋼中にCO2ガス、あるいは
不活性ガスとCO2の混合ガスを用いて低速度で酸素分を
供給することにより、ピニングに有効な微細酸化物を生
成し、分散させるものである。
いて説明する。Tiは、晶出させる酸化物の主成分である
が、複合析出TiNの分散状態を制御する上でも重要であ
る。TiNは厚板圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を
通じて母材組織を微細化し、鋼材の強度と靭性に向上に
貢献する。しかし、Tiが多すぎるとTiCの過剰生成が原
因となりHAZ靭性が低下するため、上限を0.05%とする。
一方、Tiが0.02%未満の場合、Ti酸化物あるいはTi、Ce
を主成分とする複合酸化物の個数が過小となり、HAZ靭
性向上に必要なγ粒成長抑制効果が得られないため、下
限を0.02%とする。
る効果が小さく、ピニングに有効な微細酸化物を十分に
析出させることができない。よって下限を0.005%とす
る。一方、酸化物として消費されるCeは0.02%あれば十
分であり、これを超えるCeの効果は期待できず、必要以
上に鋼中に添加することは製造コストの上昇を招き好ま
しくない。よって上限を0.02%とする。
るいは不活性ガスとCO2の混合ガスを溶鋼に供給する
際、その総量が少なすぎると溶鋼に十分な酸素分が供給
できず、酸化物を多量分散させることができない。従っ
て、供給するガスの総量は以下の(2)式で与えられるL
minで表される値以上とする。 Lmin[Nl]=15000×(%CO2)-0.7 ・・・・・・(2) 例えば、CO2ガス単独により溶鋼に酸素を供給する場
合、供給するガスの総量は(2)式より溶鋼1tあたり約600
Nl以上とすることにより溶鋼に十分な酸素を供給し、酸
化物を多量分散させることができる。なお、供給するガ
ス総量の上限は特に設けない。一方、供給するガスの流
量が大きすぎると溶鋼の飛散の原因となり、歩留まりの
低下、コストの増大を招いて好ましくない。よって供給
するガスの流量の上限を溶鋼1tあたり5000Nl/minとす
る。また、下限は特に設けない。
混合ガスの供給方法としては、溶鋼上からガスを吹き付
ける方法、溶鋼中にガスを吹き込む方法が考えられる。
例えば、溶鋼中へ多孔体耐火物ランスを浸漬する方法が
ある。または、溶鋼容器の一部分にポーラスプラグを埋
め込み、これを介して溶鋼中にガスを供給してもよい。
なお、当該ガス吹き込み多孔体の形状と位置は、溶鋼保
持容器に応じて適宜決定すればよい。例えば、溶鋼保持
容器の壁面や底部に板状の形状で複数個配置してもよ
い。
スと CO2の混合ガスを供給し、多孔から溶鋼中へ供給添
加することにより、溶鋼中で酸素分を供給することがで
きる。このように、酸化性ガスを溶鋼中に供給して上記
の如く微細酸化物を生成する態様としては、溶鋼の鋳造
過程に近い箇所が望ましく、例えば取鍋、タンディッシ
ュ、モールドにおけるガス供給が最適である。
理由について説明する。Cの下限である0.03%は母材及び
溶接部の強度、靭性を確保するための最小値である。し
かし、Cが多すぎると母材及びHAZ靭性を低下させるとと
もに溶接性を劣化させるため、その上限を0.2%とする。
Siは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性
及びHAZ靭性が劣化するため、上限を0.4%とする。本発
明の脱酸はTiだけでも十分可能であり、良好なHAZ靭性
を得るためにはSiを0.3%以下にするのが望ましい。また
下限は0%である。
不可欠であり、下限を0.5%とする。しかし、Mnが多すぎ
るとHAZ靭性を劣化させたり、スラブの中心偏析を助長
し、溶接性を劣化させるため上限を2%とする。Pは本発
明方法においては不純物元素であり、0.015%以下とす
る。Pの低減はスラブ中心偏析の軽減を通じて母材及びH
AZ靭性の機械的性質を改善し、さらにはHAZの粒界破壊
を抑制する。従って下限は0%である。
伸したMnSが多量に生成したりするため、母材及びHAZ靭
性の機械的性質が劣化する。また、Ceとの親和力が大き
く、微細な複合酸化物の生成を阻害するため、S濃度は
低いほど望ましい。従って上限を0.003%とする。また下
限は0%である。Alは多すぎると脱酸生成物がクラスター
化し、粗大な介在物を作る原因になる。このため、Al量
は少ない程よく、上限を0.01%とする。また下限は0%で
ある。
ための必須元素であるが、CO2ガス、あるいは不活性ガ
スとCO2の混合ガスを供給する以前の溶鋼中において含
有量が多すぎると脱酸生成物の粗大化を引き起こすた
め、上限を0.005%とする。また下限は0%である。Nはピ
ンニング粒子であるTiNの個数を確保する上で重要であ
る。Nが0.0025%未満の場合、TiNの個数が確保できな
い。また、Nが0.006%を超える場合固溶Nが過剰となり、
HAZ靭性の低下を引き起こす。よって上限を0.006%、下
限を0.0025%とする。
に以下の元素を1種または2種以上を溶鋼に添加しても良
い。ただし、以下のすべての元素の下限値は0%を超える
値とする。Cu、Niは溶接性及びHAZ靭性に悪影響を及ぼ
すことなく母材の強度、靭性を向上させる。しかし、1.
5%を超えると溶接性及びHAZ靭性が劣化する。
しかし、1%を超えると母材の靭性、溶接性およびHAZ靭
性が劣化する。Nbは母材組織の微細化に有効な元素であ
り、母材の機械的性質を向上させる。しかし、0.05%を
超えるとHAZ靭性が劣化する。Vは母材の靭性を向上させ
る。しかし0.05%を超えると溶接性及びHAZ靭性が劣化す
る。
性質を向上させる。しかし、0.002%を超えて添加すると
HAZ靭性や溶接性が劣化する。Caは酸化物や硫化物を形
成して材質を改善する。Caを0.004%を超えて添加しても
材質改善効果が飽和する。必要以上に添加することは製
造コストの増加を招き好ましくない。
解し、1600℃で成分調整後、Mn、Siにより脱酸した。そ
の後Ti、Ceをこの順番で添加し、溶鋼のサンプリングを
行った。溶鋼の組成は質量%で、Ti: 0.021〜0.048%、C
e: 0.008〜0.013%、C: 0.10〜0.15%、Si: 0.1〜0.3%、M
n: 1.0〜1.5%、P: 0.01%以下、S: 0.002%以下、Al: 0.0
03%、O: 0.005%以下、N: 0.0040〜0.0055%、Nb: 0.01〜
0.02%である。
r+CO2混合ガスを合計1000Nl/minで5分間吹き込み、その
後金型内に鋳造し、凝固させた。なお、本実施例におけ
るLm inは600〜4900Nlの範囲であり、供給したガスの総
量5000 Nlは本発明の範囲に属する。この試料の上部、
中央部の2箇所についてそれぞれ2個以上のサンプルを切
り出し、切断面を研磨、光学顕微鏡により介在物の粒径
及び母相1mm2当たりの介在物密度を測定した。
の介在物の分散状態を示す。また、比較のため純Arガス
を吹き込む試験(比較例11)及びAr-1%、10%O2ガスを同様
の条件で溶鋼中へ吹き込む試験(比較例12〜15)を行い、
同様の分析を行った結果を示す。さらに、比較のためCe
を添加しない実験(比較例16、17)もあわせて行い、本発
明方法におけるCeの役割を明らかにした。
と測定された介在物密度の関係を表すグラフである。こ
こで、酸素ポテンシャルとは計算により求めた1600℃の
CO2ガス、Ar+CO2ガスから生成するO2ガスの分圧であ
る。表1および図1から明らかなように、本発明の条件で
製造した試料中において、径が0.2〜3μmの微細な酸化
物が酸化性ガスを供給しなかった比較材11中およびAr+O
2混合ガスを用いた比較材12〜15中に比べて多く生成し
た。また、比較材16、17より、本発明方法がCe含有鋼に
特に有効な微細酸化物分散方法であることを示す結果が
得られた。
中へ吹き込むに際して、供給ガスの総量を少なくした試
験(比較例21、22)及びガスの流量を大きくした試験
(比較例23)を行った。その結果を表2に示した。表2
より、供給するガスの総量が(2)式で与えられるLmin.よ
り少ない場合、溶鋼に十分な酸素分が供給できず、酸化
物を多量分散させることができなかった。また、溶鋼中
へ供給するガスの流量が非常に大きい場合、溶鋼の飛散
が激しく、操業が困難であった。
びCeを含有する溶鋼中へCO2ガスあるいはAr+CO2混合ガ
スを吹き込む手段を講じることにより、溶鋼中において
微細なTi酸化物あるいはTi、Ceを主成分とする複合酸化
物を生成するとともに、分散させて鋼材の材質を向上す
ることができる。また、粗大な酸化物の生成を防止する
ことができ、鋼材の欠陥を防止して製品の品質を高める
ことができるなどの優れた効果が得られる。
察された0.2〜3μmの微細酸化物数との関係を示す図で
ある。
Claims (4)
- 【請求項1】 質量%で、0.02〜0.05%のTi、0.005〜0.0
2%のCeを含有する溶鋼中にCO2ガス、または不活性ガス
と CO2の混合ガスを供給することを特徴とする微細酸化
物分散溶鋼の製造方法。 - 【請求項2】 溶鋼に供給するガス流量が溶鋼1tあたり
5000Nl/min以下であり、さらに、CO2ガスの混合比に応
じて、供給するガスの総量Lが以下の式のLminで表され
る値以上とすることを特徴とする請求項1に記載の微細
酸化物分散溶鋼の製造方法。 Lmin[Nl]=15000×(%CO2)-0.7 - 【請求項3】 溶鋼組成が、質量%で、C : 0.03〜0.2
%、Si : 0.4%以下、Mn : 0.5〜2.0%、P : 0.015%以下、
S : 0.003%以下、Al: 0.01%以下、O : 0.005%以下、N :
0.0025〜0.006%、を含有し、残部がFeおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする請求項1または2記載の
微細酸化物分散溶鋼の製造方法。 - 【請求項4】 質量%で、さらに、Cu : 1.5%以下、Ni :
1.5%以下、Mo : 1%以下、Cr : 1%以下、Nb : 0.05%以
下、V : 0.05%以下、B : 0.002%以下、Ca : 0.004%以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項
3記載の微細酸化物分散溶鋼の製造方法。
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JP2001115912A JP4441142B2 (ja) | 2001-04-13 | 2001-04-13 | 微細酸化物分散溶鋼の製造方法 |
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JP2008274336A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 |
EP2312004A1 (en) * | 2008-06-13 | 2011-04-20 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet and process for producing molten steel for high-strength steel sheet |
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- 2001-04-13 JP JP2001115912A patent/JP4441142B2/ja not_active Expired - Fee Related
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EP2312004A4 (en) * | 2008-06-13 | 2014-03-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | HIGH STRENGTH STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING MELT-FLUID STEEL FOR HIGH-TERM STEEL PLATE |
US9650690B2 (en) | 2008-06-13 | 2017-05-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and method of producing molten steel for high-strength steel sheet |
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