JP2015167964A - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
鋼の連続鋳造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2015167964A JP2015167964A JP2014043716A JP2014043716A JP2015167964A JP 2015167964 A JP2015167964 A JP 2015167964A JP 2014043716 A JP2014043716 A JP 2014043716A JP 2014043716 A JP2014043716 A JP 2014043716A JP 2015167964 A JP2015167964 A JP 2015167964A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- slab
- temperature
- content
- continuous casting
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
Description
[Ti(%)]/([sol.Al(%)]×[N(ppm)])≧0.1 (1)
T2/T1≧1.6 (2)
ここで、[Ti(%)]:Ti含有量(質量%)、[sol.Al(%)]:sol.Al含有量(質量%)、[N(ppm)]:N含有量(質量ppm)である。
連続鋳造によって製造される鋳片においては、連続鋳造機内で曲げの際又は曲げの矯正の際にかかる応力により、表層に割れが発生し易い。表層とは、表面から内側に15mmまでの、表面を含む領域をいう。このような割れには、横ひび割れと表皮下割れがある。横ひび割れとは、鋳片表面上に発生する旧オーステナイト粒界に沿った鍵状の割れをいう。表皮下割れとは、鋳片の表面から内側に3〜15mm程度の位置(以下「表皮下」ともいう。)において発生する粒界に沿った割れをいう。
[Ti(%)]/([sol.Al(%)]×[N(ppm)])≧0.1 (1)
T2/T1≧1.6 (2)
ここで、[Ti(%)]:Ti含有量(質量%)、[sol.Al(%)]:sol.Al含有量(質量%)、[N(ppm)]:N含有量(質量ppm)である。
T2/T1≧1.9 (3)
本発明の鋼の連続鋳造方法では、Al含有量が微量であり、Tiによって脱酸される、割れ感受性の高い鋼を対象とする。この鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
炭素(C)は、鋳造された鋳片を素材として得られる鋼板の強度を高める。C含有量が0.03%未満では、十分な鋼板の強度が得られない。一方、C含有量が0.15%を超えると、スポット溶接性が低下する。したがって、C含有量は0.03〜0.15%である。C含有量の好ましい下限は0.04%であり、さらに好ましくは0.05%であり、さらに好ましくは0.06%である。C含有量の好ましい上限は0.14%であり、さらに好ましくは0.13%であり、さらに好ましくは0.12%である。
マンガン(Mn)は鋼の強度を上昇させるのに重要な元素である。Mn含有量が1.0%未満では、高温における鋼の強度上昇に寄与する炭化物が高温で生成するため、鋼の強度が低下する。一方、Mn含有量が3.0%を超えると、鋼の組織が低温変態相主体となるため、鋼の伸びが低下する。したがって、Mn含有量は、0.1〜3.0%である。Mn含有量の好ましい下限は0.3%であり、さらに好ましくは0.5%であり、さらに好ましくは0.8%である。Mn含有量の好ましい上限は2.5%であり、さらに好ましくは2.2%であり、さらに好ましくは2.0%である。
チタン(Ti)は、Ti酸化物を生成し、鋼を脱酸する。さらに、Tiは、溶接熱影響部の靭性を向上させるため必須の元素である。Ti含有量が0.005%未満では、これらの効果が得られない。一方、Ti含有量が0.1%を超えると、生成するTi酸化物が粗大となり、靭性や加工性が低下する。したがって、Ti含有量は0.005〜0.1%である。Ti含有量の好ましい下限は0.006%であり、さらに好ましくは0.008%であり、さらに好ましくは0.01%である。Ti含有量の好ましい上限は0.08%であり、さらに好ましくは0.05%であり、さらに好ましくは0.03%である。
りん(P)は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。しかし、鋼の強度上昇等を目的として含有させてもよい。P含有量が0.04%を超えると、溶接性が著しく低下する。したがって、P含有量は0.04%以下である。P含有量の好ましい上限は0.02%であり、さらに好ましくは0.01%である。P含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄(S)は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。S含有量が0.01%を超えると、製品の加工性や溶接性が著しく低下する。したがって、S含有量は0.01%以下である。S含有量の好ましい上限は0.008%であり、さらに好ましくは0.005%である。S含有量はなるべく低い方が好ましい。
窒素(N)は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。N含有量が0.01%を超えると、強度及び伸びが著しく低下する。したがって、N含有量は0.01%以下である。N含有量の好ましい上限は0.008%であり、さらに好ましくは0.005%である。N含有量はなるべく低い方が好ましい。
アルミニウム(Al)は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Al含有量が0.005%以上であると安定なAl酸化物が生成し、Ti酸化物の生成が妨げられる。したがって、Al含有量は0.005%未満である。Al含有量の好ましいAl含有量の好ましい上限は0.004%であり、さらに好ましくは0.003%である。Al含有量はなるべく低い方が好ましい。本明細書でいうAl含有量は、sol.Al(酸可溶Al)の含有量を意味する。
シリコン(Si)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Siは、鋼の強度を上昇させ、伸び特性を向上させる。しかし、Si含有量が0.5%を超えると、製品表面にいわゆる赤スケールが発生することによる外観の劣化や、化成処理性の低下が顕著となる。したがって、Si含有量は0〜0.5%である。Si含有量の好ましい下限は0.05%であり、さらに好ましくは0.08%であり、さらに好ましくは0.1%である。Si含有量の好ましい上限は0.4%であり、さらに好ましくは0.3%である。
ニッケル(Ni)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Niは、鋼の強度と低温靭性を上昇させる。しかし、Ni含有量が2.0%を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ni含有量は0〜2.0%である。Ni含有量の好ましい下限は0.1%であり、さらに好ましくは0.3%である。Ni含有量の好ましい上限は1.5%であり、さらに好ましくは1.2%である。
銅(Cu)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Cuは、鋼の強度を上昇させる。しかし、Cu含有量が2.0%を超えると、鋼の材質に悪影響を及ぼす。したがって、Cu含有量は、2.0%以下である。Cu含有量の好ましい下限は0.1%であり、さらに好ましくは0.2%である。Cu含有量の好ましい上限は1.8%であり、さらに好ましくは1.5%である。
V:0〜0.05%
ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、これらの元素はいずれも、鋼の強度を上昇させる。しかしながら、これらの元素は、それぞれ含有量が0.05%を超えると上記効果が飽和する。したがって、Nb含有量は0〜0.05%であり、V含有量は0〜0.05%である。Nb含有量の好ましい下限は0.005%であり、さらに好ましくは0.01%である。Nb含有量の好ましい上限は0.04%であり、さらに好ましくは0.03%である。V含有量の好ましい下限は0.005%であり、さらに好ましくは0.01%である。V含有量の好ましい上限は0.04%であり、さらに好ましくは0.03%である。
Mo:0〜0.1%
クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高める。また、いずれの元素とも鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、これらの元素は、それぞれ含有量が0.1%を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Cr含有率は0〜0.1%であり、Mo含有量は0〜0.1%である。Cr含有量の好ましい下限は0.02%であり、さらに好ましくは0.03%である。Cr含有量の好ましい上限は0.08%であり、さらに好ましくは0.06%である。Mo含有量の好ましい下限は0.02%であり、さらに好ましくは0.03%である。Mo含有量の好ましい上限は0.08%であり、さらに好ましくは0.06%である。
[Ti(%)]/([sol.Al(%)]×[N(ppm)])≧0.1 (1)
ここで、[Ti(%)]:Ti含有量(質量%)、[sol.Al(%)]:sol.Al含有量(質量%)、[N(ppm)]:N含有量(質量ppm)である。
本発明の鋼の連続鋳造方法における、鋳片の冷却条件及び復熱条件について説明する。本発明の鋼の連続鋳造方法は、化学組成が上記条件を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、鋳片の表面温度がAr3点以下かつ750℃未満の温度T1(℃)となるまで3〜20℃/sの冷却速度で冷却するステップと、鋳片の表面温度をAr3点以上かつ式(2)を満足する復熱温度T2(℃)に上昇させるステップと、鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含む。
T2/T1≧1.6 (2)
鋳片を冷却するステップにおいて、鋳片表面における冷却速度の下限を3℃/sとし、鋳片を急冷する。これにより、初析フェライトの内部および界面に、炭窒化物を分散して析出させることができ、炭窒化物に起因する割れの発生を抑制することができる。鋳型から引き抜かれた鋳片において、冷却速度が小さい場合には、初析フェライトが生成する前に、オーステナイト域の温度範囲で、粒界に沿って炭窒化物が点列状に析出する。この炭窒化物は鋳片の割れの原因となる。
鋳片を冷却し、鋳片のオーステナイト相が完全に変態を完了する温度以下まで鋳片表層の温度を低下させた後も、鋳片を継続的に冷却すると、鋳片を矯正するステップにおいて、矯正点での鋳片表層の温度が著しく低下する。その場合、鋳片の強度が高くなりすぎて矯正操作が不可能となる問題が生じる。鋳片のオーステナイト相が完全に変態を完了する温度以下まで鋳片表層の温度を低下させた後は、冷却水量を減少させたとしても、復熱させなければ鋳片表層の温度が徐々に低下するのを避けることができず、同様の問題が生じる。そのため鋳片を矯正するステップの前に鋳片を復熱させ、鋳片の表面温度をAr3点以上の温度に上昇させるステップを設ける。復熱の際には、冷却水の供給を停止することが好ましい。
T2/T1≧1.6 (2)
T2/T1≧1.9 (3)
鋳造後の鋳片について、横ひび割れおよび表皮下割れの発生状況を評価した。評価は、鋳片断面をダイチェック(染色浸透探傷試験)し、目視観察により行った。ダイチェックは、鋳造長さ5mごと鋳片厚さ方向の断面において全幅について行った。
図3は、[Ti(%)]/([sol.Al(%)]×[N(ppm)])の値とT2/T1の値と割れ指数との関係を示す図である。表3には、試験条件と併せて、割れ指数を示した。図3は、表3に示した数値をプロットしたものである。図3及び表3から、本発明によれば横ひび割れと表皮下割れの発生を抑制できることがわかる。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.03〜0.15%、
Mn:0.1〜3.0%、及び、
Ti:0.005〜0.1%、並びに、
Si:0〜0.5%、
Ni:0〜2.0%、
Cu:0〜2.0%、
Nb:0〜0.05%、
V:0〜0.05%、
Cr:0〜0.1%、及び、
Mo:0〜0.1%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなり、
前記不純物中、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
N:0.01%以下、及び、
sol.Al:0.005%未満である化学組成を備える鋼の鋳片を、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
前記化学組成が式(1)を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、前記鋳片の表面温度がAr3点以下かつ750℃未満の温度T1(℃)となるまで3〜20℃/sの冷却速度で冷却するステップと、
前記鋳片の表面温度をAr3点以上かつ式(2)を満足する復熱温度T2(℃)に上昇させるステップと、
前記鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含むことを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
[Ti(%)]/([sol.Al(%)]×[N(ppm)])≧0.1 (1)
T2/T1≧1.6 (2)
ここで、[Ti(%)]:Ti含有量(質量%)、[sol.Al(%)]:sol.Al含有量(質量%)、[N(ppm)]:N含有量(質量ppm)である。 - 請求項1に記載の鋼の連続鋳造方法であって、
前記鋳片を矯正するステップでは、式(2)に代えて式(3)を用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
T2/T1≧1.9 (3) - 請求項1又は請求項2に記載の鋼の連続鋳造方法であって、
前記化学組成は、
Ni:0.3〜2.0%、
Cu:0.2〜2.0%、
Nb:0.01〜0.05%、
V:0.01〜0.05%、
Cr:0.03〜0.1%、及び
Mo:0.03〜0.1%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する鋼の連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014043716A JP6281326B2 (ja) | 2014-03-06 | 2014-03-06 | 鋼の連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014043716A JP6281326B2 (ja) | 2014-03-06 | 2014-03-06 | 鋼の連続鋳造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2015167964A true JP2015167964A (ja) | 2015-09-28 |
JP6281326B2 JP6281326B2 (ja) | 2018-02-21 |
Family
ID=54201218
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2014043716A Active JP6281326B2 (ja) | 2014-03-06 | 2014-03-06 | 鋼の連続鋳造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6281326B2 (ja) |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0790504A (ja) * | 1993-09-23 | 1995-04-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温用Ni含有鋼およびその連続鋳造鋳片の2次冷却方法 |
JPH0947854A (ja) * | 1995-08-08 | 1997-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋳片表面割れ抑制方法 |
US5634512A (en) * | 1993-10-29 | 1997-06-03 | Danieli & C. Officine Meccaniche Spa | Method and apparatus for casting and thermal surface treatment |
JPH1133688A (ja) * | 1997-07-18 | 1999-02-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造方法 |
JP2000054060A (ja) * | 1998-07-31 | 2000-02-22 | Nippon Steel Corp | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 |
JP2007307574A (ja) * | 2006-05-17 | 2007-11-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ビレットの連続鋳造方法 |
JP2009000705A (ja) * | 2007-06-20 | 2009-01-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋳片の連続鋳造方法 |
JP2010023049A (ja) * | 2008-07-15 | 2010-02-04 | Nippon Steel Corp | 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 |
-
2014
- 2014-03-06 JP JP2014043716A patent/JP6281326B2/ja active Active
Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0790504A (ja) * | 1993-09-23 | 1995-04-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温用Ni含有鋼およびその連続鋳造鋳片の2次冷却方法 |
US5634512A (en) * | 1993-10-29 | 1997-06-03 | Danieli & C. Officine Meccaniche Spa | Method and apparatus for casting and thermal surface treatment |
JPH0947854A (ja) * | 1995-08-08 | 1997-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋳片表面割れ抑制方法 |
JPH1133688A (ja) * | 1997-07-18 | 1999-02-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造方法 |
JP2000054060A (ja) * | 1998-07-31 | 2000-02-22 | Nippon Steel Corp | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 |
JP2007307574A (ja) * | 2006-05-17 | 2007-11-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ビレットの連続鋳造方法 |
JP2009000705A (ja) * | 2007-06-20 | 2009-01-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋳片の連続鋳造方法 |
JP2010023049A (ja) * | 2008-07-15 | 2010-02-04 | Nippon Steel Corp | 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP6281326B2 (ja) | 2018-02-21 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US10443110B2 (en) | High toughness and high tensile strength thick steel plate and production method therefor | |
JP5979338B1 (ja) | 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP5928654B2 (ja) | 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP6048626B1 (ja) | 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法 | |
CA2948297A1 (en) | Railway vehicle wheel and method for manufacturing railway vehicle wheel | |
TWI535860B (zh) | High-strength spring roll material and high-strength spring steel wire using this rolled material | |
CA2918720A1 (en) | High-strength steel material for oil well and oil well pipes | |
JP6131833B2 (ja) | Ti脱酸鋼の連続鋳造方法 | |
JP5565102B2 (ja) | 機械構造用鋼およびその製造方法 | |
JP6625657B2 (ja) | 高強度特性を有するベイナイト系構造を有する部品および製造方法 | |
JP6281326B2 (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
JP6455287B2 (ja) | 連続鋳造鋳片の製造方法 | |
JP6482075B2 (ja) | 溶接二相ステンレス鋼管とその製造方法 | |
JP7036237B2 (ja) | サワー環境での使用に適した鋼材 | |
JP6318845B2 (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
JP6137043B2 (ja) | レールの製造方法 | |
JPH05171361A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼と製造方法 | |
KR101650258B1 (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 | |
JP6488684B2 (ja) | 連続鋳造鋳片およびその製造方法 | |
KR101889176B1 (ko) | 크랙발생이 저감된 고강도 듀플렉스 스테인리스 강 및 그 제조방법 | |
KR101830526B1 (ko) | 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
KR101797369B1 (ko) | 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법 | |
KR101299398B1 (ko) | 강판 제조 방법 | |
JP5821792B2 (ja) | Bを含有する鋼の連続鋳造鋳片の製造方法及びその連続鋳造方法 | |
KR20210052949A (ko) | 피로저항성이 우수한 고강도 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 용접 강관 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20161104 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170925 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20171017 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20171127 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20171226 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180108 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6281326 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |