JP4964371B2

JP4964371B2 - 高炭素鋼線材の製造方法

Info

Publication number: JP4964371B2
Application number: JP2001142316A
Authority: JP
Inventors: 亘山田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-05-11
Filing date: 2001-05-11
Publication date: 2012-06-27
Anticipated expiration: 2021-05-11
Also published as: JP2002332517A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高炭素鋼の製造方法に関するものであり、詳細には自動車等の懸架装置用ばね、エンジン用の弁ばね及びタイヤ用スチールコード等に好適な高強度線材として使用される高炭素鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等の軽量化の要請に伴い、ばね用鋼やスチールコードには高強度化が要求されている。具体的な要求特性としては、ばね用鋼の場合には繰り返し使用に対する優れた耐疲労性が必要とされ、またスチールコードの場合には極細径に伸線加工を行っても断線しないような耐断線性が必要である。この様な耐疲労性や耐断線性を阻害する要因としては、鋼中に存在する介在物であることが知られており、例えばＡｌ₂Ｏ₃ の様な高融点で延性の低い介在物が疲労破壊や断線の起点となっている。従って、ばね用鋼やスティールコードの高強度化には、鋼中介在物を低融点で高延性な組成及び形態に制御することが不可欠である。
【０００３】
尚、ばね用鋼やスティールコードに用いられる高炭素鋼の製造方法としては、脱酸並びに成分調整を行った溶鋼にＣａＯ−ＳｉＯ₂ −Ａｌ₂Ｏ₃ 系フラックスを加え、不活性雰囲気内にてＡｒガス等の不活性ガスをインジェクションランスや底吹きポーラス煉瓦から吹き込み撹拌することで精錬を行い、得られた溶鋼を連続鋳造し、鋳片内部の凝固が完了する前に連続的に鍛造加工することにより鋳片を得ることが一般的である。
【０００４】
この様な製造方法を前提とした上で高炭素鋼の高強度化を図る技術として、特開平６−２１２２３７号公報には、吹き込み撹拌精錬を行うにあたり、撹拌精錬後の溶鋼中Ａｌ量、Ｍｎ／Ｓｉ及びスラグ組成、並びに使用する耐火物組成を特定することにより、非延性のＡｌ₂Ｏ₃ 系及びＳｉＯ₂ 系の介在物と溶鋼中全酸素量を低減し高炭素鋼の高強度化を図る方法が開示されている。この技術は、要するに溶鋼とスラグの成分組成を規定することで、溶鋼中成分とスラグ間の脱酸反応の結果生じる介在物の組成を制御しようとするものである。しかしながら、実際には脱酸反応だけで全ての介在物を高延性な組成のものに制御することは極めて困難であり、脱酸反応が十分に行われずに残留するＡｌ₂Ｏ₃ やＳｉＯ₂等の結晶系非延性介在物が存在する。従って、実質上は介在物の低融点化及び延性化は図れておらず、上記非延性介在物を起点としてばねの疲労破壊及びスチールコードの断線が発生していた。
【０００５】
また、特開２０００−２１２６３６公報には、上記不活性ガスを吹き込み撹拌することにより取鍋精錬を行う高炭素鋼の製造方法において、ＣａＦ₂やＮａＦなどのふっ化物を添加等によりスラグと溶鋼の接触角を低下させてスラグの溶鋼中への巻き込みを促進しスラグによるより完全な介在物組成制御を成し遂げる技術が開示されている。しかしこれらのふっ化物は耐火物との反応性が高く精錬容器寿命を低下させ、さらに高価であるという欠点があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであって、優れた耐疲労性及び耐断線性を有する高炭素鋼の製造方法を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明とは、
（１）Ｃを０．６０〜１．０質量％含有する高炭素鋼を製造するに当たり、取鍋精錬でのスラグの最終組成が、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、Ａｌ₂Ｏ₃：２〜１０質量％かつ、％ＣａＯ＋％ＳｉＯ₂ ＋％Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ≧９３．４質量％であり、さらにスラグの原料として用いる生ＣａＯの質量がスラグ全体の２０％以下であることを特徴とする高炭素鋼線材の製造方法である。
【０００８】
尚、ばねやスチールコードとして用いられる高炭素鋼には、炭素以外にも、Ｓｉ：０．２０〜１．４０％、Ｍｎ：０．５０〜０．８０％を有する溶鋼が用いられ、Ｐを０．０２％以下、Ｓを０．０２％以下にする処理が施されている。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明方法は、高炭素鋼の取鍋精錬において、スラグの流動性が確保できるようにスラグの原料を選択し、Ａｒ等の不活性ガスを吹き込んで取鍋内の溶鋼を撹拌する際に、処理の初期からスラグを有効に溶鋼中に巻き込ませ、介在物とスラグを直接接触させることで上記介在物の低融点化及び高延性化を図るものである。
【００１０】
具体的には、スラグの原料として配合される純粋な生石灰のスラグ全体に占める質量割合を２０％以下とし、さらに好ましくは、１１００℃以下の融点を有する滓化促進剤をスラグ全体に占める質量割合が１０％以上になるように配合することで、処理の初期の段階からスラグの流動性が確保でき、スラグを溶鋼中に巻き込ませ、巻き込んだスラグと介在物を直接接触させて、介在物組成を積極的に制御することにより、優れた耐疲労性及び耐断線性を有する高炭素鋼を得ることができる。以下発明の内容を詳細に述べる。
【００１１】
特開２０００−２１２６３６公報に記載されているとおり、高炭素鋼線材において優れた耐疲労性及び耐断線性を確保するためには、非延性で硬質なＡｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂ の介在物を、ＣａＯ，ＭｇＯ，ＭｎＯ等が含まれる高延性で軟質な介在物組成に制御することが重要であり、そのために、取鍋精錬において底吹きＡｒバブリング等で溶鋼を攪拌し、スラグを巻き込ませて介在物と直接接触させて、介在物組成を積極的に制御することが有効である。そのための手段としてＣａＦ₂やＮａＦのスラグと溶鋼の界面張力を顕著に低下させる方法が開示されているが、この方法では、耐火物の溶損が大きな問題として残存する。また、この技術は、スラグが十分溶融し、全体として液相を呈する状態に至った後に利用できる技術であり、後述するように処理時間が制限される取鍋精錬処理においては、スラグと溶鋼の表面張力を制御するよりも、スラグが巻き込まれるように液相化を早期に促進することが重要な場合が多い。
【００１２】
高炭素鋼線材を安価に大量生産することを前提とした場合、高い生産性を確保する意味から、連続鋳造プロセスにおいて多連鋳化が必須となり、当然、１ヒート当たりの取鍋精錬の処理時間も制限される。本発明者らは、上記のスラグの早期液状化の重要性に着眼し、実機試験等を通して、制限された取鍋精錬の処理時間の中で目的の介在物制御を可能とするためにスラグが具備すべき条件を、スラグの原料の配合に注目して調査した。
【００１３】
スラグの液状化の難易度を調査するために、以下のような実験を行った。つまり、まず、所定の粉末状原料を所定の配合比で混合し、ラバープレスを用いて、１５ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍの成型体を作成する。次ぎに、作成した成型体をＡｌ₂Ｏ₃製の基盤上に載せ、シリコニット炉の中で一定の昇温速度で昇温させる。炉体に取り付けた観察窓から常時観察を行い、溶融が始まって立方体の形が完全に崩れて流れ出す温度を溶流温度として記録した。ここで、昇温速度は５℃／分であった。本発明者らは、実機設備を用いた試験を行い、このようにして測定したスラグの溶流温度と同一組成、同一配合原料を用いて取鍋精錬した高炭素鋼線材の介在物組成の間には密接な関係があることを見いだした。つまり、溶流温度が１２８０℃より低い場合には、実施例にて詳述する実機設備を用いた試験にて製造された介在物の組成制御がほぼ完全に達成され、１２８０℃より高い場合は、介在物の中に非延性のＡｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂が残存するということである。
【００１４】
以下スラグの溶流温度の測定実験から得られた結果つまり、優れた耐疲労性及び耐断線性を有する高炭素鋼を得るためのスラグの具備すべき条件について述べるが、スラグの基本組成として、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、（％Ａｌ₂Ｏ₃）：２〜１０質量％を選択しているのは、以下の理由による。（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）を０．７以上にしているのは、それより低値であるとスラグの原料配合の方法に拘わらず、ＳｉＯ₂系の硬質介在物ができてしまうためである。また、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）を１．４以下にしているのは、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）が１．４より高値であると原料配合の方法の如何にかかわらず、介在物の延性が小さく、耐疲労性及び耐断線性が劣化してしまうためである。また、（％Ａｌ₂Ｏ₃）を規定しているのは、（％Ａｌ₂Ｏ₃）が２％より低値であると介在物の延性が小さく、耐疲労性及び耐断線性が劣化してしまうためであり、（％Ａｌ₂Ｏ₃）が１０％より高値であると硬質のＡｌ₂Ｏ₃が出現するためである。
【００１５】
図１に（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、（％Ａｌ₂Ｏ₃）：２〜１０質量％を基本組成とし、ＣａＯの原料としてスラグ全体の量の０〜５０％を純粋な生ＣａＯとして混合したスラグにおける溶流温度の測定値を示す。なお、残部のスラグ成分は予め純粋な酸化物を混合したものを１２００℃で２時間焼成し、反応させたものを配合原料として使用している。図からも明らかなように、溶流温度は生ＣａＯの割合に大きく影響され、生ＣａＯの量が３０％以下になると、溶流温度は、全体のスラグ組成の如何に拘わらず、前述の臨界の溶流温度である１２８０℃以下となり、介在物の好適な組成制御が可能となる溶融挙動を示した。
【００１６】
さらに図２は、前述と同様のスラグの溶流温度測定実験において、生ＣａＯと焼成スラグの混合物に質量割合で全スラグの１５％に相当する５０％（Ｎａ₂Ｏ）−５０％（ＳｉＯ₂）を滓化促進剤として純物質の形で混合した場合の溶流温度測定結果を示している。ここで（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）は１．０、（％Ａｌ₂Ｏ₃）を５％としている。図１と比べて介在物の組成制御に好適な生ＣａＯの配合割合の上限値が４５％まで緩和されていることが判る。これは、１０８０℃付近に融点を持つ５０％（Ｎａ₂Ｏ）−５０％（ＳｉＯ₂）が他のスラグ成分と反応する前に比較的低い温度で単独で溶解し、未溶解のスラグ粒の間に浸透し、スラグの溶融反応速度を高めたためと理解できる。図３に同じく５０％（Ｎａ₂Ｏ）−５０％（ＳｉＯ₂）を滓化促進剤として用いその配合割合を変えた場合の溶流温度測定結果を示している。その他のスラグ組成は図２と同じである。スラグの溶流温度が１２８０℃以下となる最大の生ＣａＯの割合（以下臨界生ＣａＯ値と呼ぶ）は滓化促進剤の配合割合が８％を越えると顕著に増加し、１０％以上で臨界生ＣａＯ値は４０％以上となることが判った。表１には種々の滓化促進剤を用いた場合に初期滓化促進剤の配合割合をそれぞれ１０％、２０％とした場合に、得られた臨界生ＣａＯ値の測定結果を示している。臨界生ＣａＯ値は用いた初期滓化促進剤の融点が１１００℃を越えると、その滓化促進挙動が顕著に失われることが判った。
【００１７】
【表１】

【００１８】
以上のスラグ溶流温度測定実験から、（１）Ｃを０．６０〜１．０質量％含有する高炭素鋼を製造するに当たり、取鍋精錬でのスラグの最終組成が、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、Ａｌ₂Ｏ₃：２〜１０質量％であり、さらにスラグの原料として用いる生ＣａＯの質量がスラグ全体の２０％以下であることを特徴とする高炭素鋼線材の製造方法。であり、（２）Ｃを０．６０〜１．０質量％含有する高炭素鋼を製造するに当たり、取鍋精錬でのスラグの最終組成が、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、Ａｌ₂Ｏ₃：２〜１０質量％であり、さらにスラグの原料として用いる生ＣａＯの質量がスラグ全体の４０％以下であり、さらに、融点が１１００℃以下であるスラグ滓化促進剤をスラグ全体の１０％以上添加することを特徴とする高炭素鋼線材の製造方法でを用いれば、処理の初期の段階からスラグの流動性が確保でき、スラグを溶鋼中に巻き込ませ、巻き込んだスラグと介在物を直接接触させて、介在物組成を積極的に制御することにより、優れた耐疲労性及び耐断線性を有する高炭素鋼を得ることができる、という結論に至った。また、融点が１１００℃以下の初期滓化促進剤として実用プロセスで用いられる物質としては、空気中で安定であり、耐火物溶損反応が顕著でないものを選択する必要がある。この条件に適合した物質としてＮａ₂Ｏ−ＳｉＯ₂２元系を主体とした低融点物質がある。
【００１９】
さらに一般的にこれらの物質は安価に入手でき、鋼製造コストを抑制する点からも好適である。初期滓化促進剤の組成としてＮａ₂Ｏを２０〜５５質量％、ＳｉＯ₂を４５〜８０質量％と規定しているのは、融点が１１００℃以下であるための条件の内、Nａ₂Ｏ濃度が６０％以上であり、空気との反応性が高くなって取り扱いが困難になる組成領域を避けたものである。
【００２０】
以下、本発明を実製造プロセスに適用し、優れた耐疲労特性および伸線時の耐断線性を有する高炭素鋼線材を得た例を説明する。
【００２１】
【実施例】
＜実施例１＞
本実施例の溶製はＬＤ転炉により行った。出鋼時にＣ，Ｍｎ，Ｓｉの成分調整のための加炭材、Ｆｅ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｓｉ，Ｓｉ−Ｍｎ等の脱酸合金を添加した。また出鋼後に取鍋底よりアルゴン吹込みを行った。受鋼後の取鍋内溶鋼はＳｉ，Ｍｎ等により脱酸されたいわゆるキルド鋼である。この取鍋を溶鋼精錬を行う位置に設置後、スラグを上方より添加した。スラグは、平均粒径１００μｍの生ＣａＯ粉と焼成した残り酸化物成分の塊状の原料（平均粒径１ｍｍφ）および初期滓化促進剤を加える場合は１ｍｍφの粒径のものを加え、予めミキサーにて物理的に混合をしておいたものを用いた。取鍋の溶鋼質量は２５０トンであり、取鍋の底からＡｒを２００リットル／分で５分間吹き込み、溶鋼およびスラグを攪拌した。
【００２２】
更に成分微調整を行った後、溶鋼は取鍋よりタンディッシュを経由して連続鋳造され、加熱炉経由で分塊、鋼片圧延、鋼片精整を施された後、加熱炉などを経由して線材圧延により 5.5mmφ線材に製造された。
【００２３】
表２に生ＣａＯ質量％を変化した場合に得られた溶流温度と線材での介在物指数の測定結果を示す。ここで介在物指数は、要求される耐疲労特性と耐断線特性の限界の材質を示したＮｏ３の例の線材での硬質のＡｌ₂Ｏ₃とＳｉＯ₂系介在物の個数を１とした場合の相対値としての該硬質介在物個数である。介在物指数が１以下の場合は要求される材質特性が満たされていることを示し、逆に１より大きい場合は、要求される材質特性が満たされなかったことを示す。Ｎｏ１およびＮｏ２は、生ＣａＯの添加質量割合が多く、スラグ溶流温度が１２８０℃を越え、介在物指数が１を越えて材質特性が満足されなかった比較例である。Ｎｏ３〜Ｎｏ７が本発明の実施例であり、スラグ溶流温度が１２８０℃以下であり、介在物指数が１以下となって材質特性を満足し、本発明の効果が確認できた。
【００２４】
【表２】

【００２５】
＜実施例２＞
表３に各種スラグ初期滓化促進剤を添加した場合の溶流温度と線材での介在物指数の測定結果を示す。試験の方法は実施例１と全く同一であるが、初期滓化促進剤は、平均粒径１．５ｍｍφのものを生石灰および焼成スラグと混合して使用した。表において、Ｎｏ９、１２および１３が本発明の方法の実施例であり、スラグ初期滓化促進剤を１０％以上添加することによって、添加する生ＣａＯの量が２０％を越えても、スラグの溶流温度が１２８０℃以下となり、線材での硬質の介在物指数が１．０以下となり、本発明の効果が確認できた。また、Ｎｏ８、１０および１１は本発明の方法の比較例を示す。Ｎｏ８はスラグ初期滓化促進剤の添加量が１０％より小さい例であり、Ｎｏ１０は初期滓化促進剤を１０％以上添加したが、生ＣａＯの添加量が４０％を越えた例であり、Ｎｏ１１は初期滓化促進剤の融点が１１００℃を越えた例を示すが、いずれも、スラグの溶流温度が１２８０℃を越え、介在物指数が１．０を越えており、要求される材質特性を満たさない。
【００２６】
【表３】

【００２７】
【発明の効果】
Ｃを０．７０〜０．９５質量％含有する溶鋼を取鍋精錬する際に、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、Ａｌ₂Ｏ₃：２〜１０質量％であるスラグを用い、さらにスラグの原料として用いる生ＣａＯの質量がスラグ全体の２０％以下とすること、または、用いる生ＣａＯの質量がスラグ全体の４０％以下とし、且つ融点が１１００℃以下であるスラグ初期滓化促進剤をスラグ全体の１０％以上添加することにより、取鍋精錬でのスラグ巻き込みを促進し、介在物組成制御をほぼ完全に行うことができ、もって、耐疲労特性および耐断線特性の優れた高炭素鋼線材を製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】生ＣａＯの配合割合とスラグの溶流温度の関係を示す図である。
【図２】滓化促進剤として５０％Ｎａ₂Ｏ−５０％ＳｉＯ₂を１５％の配合割合で添加したスラグの生ＣａＯの配合割合とスラグの溶流温度の関係を示す図である。
【図３】５０％（Ｎａ₂Ｏ）−５０％（ＳｉＯ₂）を滓化促進剤として用いその配合割合を変えた場合の溶流温度測定結果である。

Claims

Ｃを０．６０〜１．０質量％含有する高炭素鋼を製造するに当たり、取鍋精錬でのスラグの最終組成が、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ₂）：０．７〜１．４、Ａｌ₂Ｏ₃：２〜１０質量％かつ、％ＣａＯ＋％ＳｉＯ₂ ＋％Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ≧９３．４質量％であり、さらにスラグの原料として用いる生ＣａＯの質量がスラグ全体の２０％以下であることを特徴とする高炭素鋼線材の製造方法。