JP5223720B2 - Ｂ含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、連続鋳造時や熱間圧延時における表面割れや疵の発生が防止あるいは低減されたＢ含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法に関する。

鋼を湾曲型あるいは垂直曲げ型の連続鋳造機で鋳造する際には、鋳片に曲げあるいは矯正に伴う歪みがかかり、これにより鋳片表面に割れが発生することがある。このような割れが発生する代表的鋼種は鋼中にＮｂを添加したＮｂ含有鋼である。

この様な表面割れに関してはこれまでも多くの検討がなされており、例えば特許文献１には垂直曲げ型連続鋳造機によって鋳造速度が１．５ｍ／ｍｉｎ以上で鋳造される中炭素鋼の２次冷却時のコーナー部温度を規定した表面割れ防止方法が開示されている。

また、特許文献２には包晶反応に関する種々の成分元素の寄与を考慮し、成分系を規定する方法が提案されている。
さらには、特許文献３には凝固時にＢＮを析出させず、ＢおよびＮが固溶状態で含有されることによりスラブおよび薄鋼板の表面欠陥を防止できることが記載されている。さらに欠陥を抑制するための条件として鋳造速度とＴｉ，Ｂ，Ｎ成分の関係式が提案されている。

これらの各種の提案はそれぞれ鋳片や圧延過程での表面割れの低減に一定の効果を示すが、近年鋼に要求される特性はますます高度化しており従来の方法では十分に表面疵を防止できないという問題があった。たとえば、特許文献３の連続鋳造スラブは自動車や家電用途に使用される薄鋼板を主な対象としていた。これに対して、引っ張り強度が７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａであって、例えば７８０ＭＰａや９８０ＭＰａなどといった高強度の厚鋼板用の鋳片では、連続鋳造時に鋳片表面割れが発生する場合があるばかりでなく、鋳片に割れが発生しない場合、あるいは鋳片の手入れにより割れなどの疵を完全に除去した場合にも圧延前の加熱時や圧延時に新たに割れが発生する場合がある。すなわち、特許文献３の規定を満足する条件で製造しても割れ感受性の高い高強度厚鋼板用の鋳片に対しては同様の効果を得ることができないという問題があった。

特開平１０−５９５４号公報 特開平１１−１９７７９７号公報 特開２００２−２０８３６号公報

鋼の高強度化、高性能化、高品質化の要求に対して従来とは異なる成分系を有する鋼材が各種開発されている。また、生産性や生産コスト削減に関する要求の厳格化に伴い、従来はある程度の表面手入れや歩留まりロスが許容されていた条件でも、無手入れ化が要求されるようになっている。このような環境の下、優れた特性を有するＢを含有する高強度厚鋼板の連続鋳造時や熱間圧延時の、鋳片あるいは鋼鈑の表面割れを防止できる方法が求められていた。

なお、Ｂ（ホウ素）は鋼中に含有されると変態点温度を低下させるため、粒界の焼き入れ性を高める。このため、厚鋼板では鋼材の組織を制御し、鋼材の強度を高めることが可能となることが、広く知られている。

そこで、本発明の目的はＢを含有する高強度厚鋼板の連続鋳造時や熱間圧延時には鋳片あるいは鋼鈑の表面に発生する割れや疵を防止する為の方法を提供することにある。
本願明細書において「割れ」とは、基本的に割れに起因する表面疵のことを表す。但し、特に圧延後には表面疵の発生が割れに起因するのか、割れ以外の起因も混在しているのかについては判然としない場合もあるので、割れに起因する疵を含む表面疵の総称として包括的に「疵」と表現する場合もある。

本発明者らは鋼中の窒化ホウ素（以下「ＢＮ」と記述する。）の平衡析出の開始温度や析出量を適切に制御すれば、Ｂを含有する高強度厚鋼板であっても、連続鋳造時や熱間圧延時における鋳片あるいは鋼鈑の表面に発生する割れや疵を防止できることを知った。

本発明は高強度厚鋼板の鋳片やこの鋳片を圧延した際の鋼片表面疵の発生状況と母材の組成、さらには鋳片内や鋼材内で種々の炭化物窒化物などの析出現象を鋭意検討した結果得られた以下の知見に基づき完成したものである。

（１）Ｔｉ，Ｂを添加した高強度厚鋼板では連続鋳造で得られた鋳片に割れが発生する場合があるばかりでなく、鋳片に割れなどの疵がない場合あるいは鋳片に発生した疵を手入れにより完全に除去した場合であっても熱間圧延前の加熱あるいは圧延した際には表面に割れが発生することがあり、この割れの発生にはＴｉ，Ｂ，Ｎの組成と相関が認められる。

（２）Ｔｉ，Ｂを添加したＡｌ脱酸鋼を連続鋳造し冷却する工程では、鋳片内でＴｉＮ，ＢＮ、ＡｌＮの順に析出物が生成する。ＮｂやＶなどを添加した場合にはＡｌＮの析出開始の前後にＮｂＣ，ＶＮなどが析出する。母材組成によりこの順序は異なる場合もあるが、一般的な高強度厚鋼板用鋼材では概ねこの順序となる。

（３）上記の鋼中のＴｉＮ，ＢＮ、ＡｌＮなどの析出挙動に関しては熱力学平衡計算あるいは鋼中のＴｉＮやＢＮに関する溶解度積の熱力学データにより求めることができる。

（４）このような検討を行った結果、ＢＮの平衡析出開始温度が１１５０℃未満あるいは１０００℃におけるＢＮの平衡析出量が０．００３５％未満である条件では、連続鋳造後により得られた鋼片の表面にもこれを圧延して得られる厚鋼板の表面にも疵が特に発生しにくくなる。

以上の知見に基づき得られた本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、およびＮ：０．００１５％以上０．００７％以下を含有し、さらにはＣｕ:０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．３％以上２．５％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００６０％以下のうちの一種あるいは二種以上含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるとともに、ＢＮの平衡析出開始温度が１１５０℃未満あるいは１０００℃におけるＢＮの平衡析出量が０．００３５質量％未満であって、かつ、鋳造完了後の常温の鋳片にＢＮが０．０００３質量％以上０．００３０質量％以下含有されることを特徴とする高強度厚鋼板用連続鋳造鋳片。

（２）上記（１）に記載される高強度厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法であって
下記式(1)および(2)により求められるＢＮの平衡析出開始温度および１０００℃におけるＢＮの平衡析出量は本発明上記（１の規定を満足するようにＴｉ，Ｎ，Ｂ濃度を制御することを特徴とする引っ張り強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度厚鋼板用鋳片の製造方法。

ここでＴは温度（単位：Ｋ）、［％Ｘ］とは鋼中の成分Ｘの固溶濃度を質量割合（単位：質量％）で表し、両式における［％Ｎ］は共通の値となる。

（３）垂直曲げ型あるいは湾曲型の連続鋳造機を使用し、下記式(3)を満足する条件で連続鋳造することを特徴とする、上記（１）に記載される鋳片の連続鋳造方法：
０．５≦Ｖｃ≦−０．００７×ｄ＋２．８５ (3)
ここでＶｃは鋳造速度(単位：ｍ／ｍｉｎ)を、ｄは鋳片厚さ(単位：ｍｍ)を表す。

本発明によりＢを含有する高強度厚鋼板の連続鋳造により得られた鋳片や熱間圧延により得られた鋼鈑の表面に発生する割れや疵を防止することが可能となる。

鋼中の析出物挙動の熱力学平衡計算結果を示す図であり、a)は鋳片および圧延時に疵が発生した条件、b)は疵が発生しなかった条件を表す。 ＢＮの析出開始温度、１０００℃におけるＢＮ析出量と疵発生状況の相関を示す図である。 種々の７００〜１２００ＭＰａクラスの高強度厚鋼板用鋳片の断面の中心偏析状況を評価した結果を示すグラフである。

本発明のＢ含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法について以下に詳しく説明する。なお、以下の記載は、発明の趣旨をより良く理解させるためのものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

１．鋼の化学組成
本発明に係る鋼の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成を示す％は、特に断りがない限り質量％を意味する。

（１）Ｃ：０．１０％以上０．１８％以下
一般にＣは鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素として知られ、０．１０％未満では高強度厚鋼板などの用途に対して所定の強度を得ることが困難となる。Ｃ濃度を０．１８％以上にすると、硬度が著しく高くなるためあらたな疵の原因となるため熱処理に特段の工程が必要となる他、溶接部および熱影響部の硬化のため厚鋼板として必要となる溶接性を損なう。このような理由によりＣの濃度範囲を０．１０％以上０．１８％以下と規定した。

（２）Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下
Ｓｉは一般に鋼の製造プロセスでは脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。溶鋼が十分に脱酸されていない状態で連続鋳造すると鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥となるばかりでなく、時にブレークアウトを誘発し操業できないという問題がある。しかし、その含有量が０．４％を超えると縞状マルテンサイトが生成するようになり溶接時にＨＡＺ靱性を悪化させるという問題がある。したがってその上限は０．４％と規定するが、より好ましくは０．３％未満とする。

（３）Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下
Ｍｎは一般に鋼材の強度に大きな影響を与える元素であるが、０．５％未満では高強度厚鋼板として十分な強度を得ることが困難である。また、２．０％を超えると固溶強化のため強度増加が著しく製品の強度調整が困難となる。またＭｎは中心偏析部で濃化するため鋳片や圧延後の厚鋼板内で強度むらを生じさせる。このためＭｎの濃度範囲を０．５％以上２．０％以下と規定した。

（４）Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり低い方が好ましい。Ｐは凝固時の固液界面における分配係数が小さいため著しく偏析する。このため、種々の製品特性に悪影響を与えることが懸念される。偏析部では融点も著しく低下するため、圧延時には濃化部が溶融し製品疵につながることもある。そのため、含有量の上限を０．０２０％とした。偏析部における種々の問題を防止するために、好ましくは０．０１％未満とするべきである。

（５）Ｓ：０．００３％以下
Ｓも鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つでありできるだけ低い方が好ましい。Ｓも凝固時の固液界面における分配係数が小さいため著しく偏析する元素であるばかりでなく、偏析部ではＰと同様に融点を低下させ、特に圧延時には表面疵の発生原因となる。このため、０．００３％を上限とした。高強度鋼などより要求レベルの厳しい条件ではＳ含有量の上限を０．００２０％とすることが好ましい。

（６）Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下
Ｔｉは鋼の強度を向上させるとともに、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するため、本発明の要点であるＢＮの生成にも間接的に影響を与える。このことから連続鋳造の鋳片の曲げ・矯正時の鋳片表面割れを防止する効果もある。このような効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０３％を超えて含有すると炭化物が多数生成し、溶接熱影響部の靱性を低下させるとともに粗大なＴｉＮが生成する原因となる。このため、０．００５％以上０．０３％以下と規定する。鋳片の表面割れおよびＴｉＮに基づく表面性状の低下の双方を安定的に抑制する観点からは０．０１０％以上０．０２０％以下とすることが好ましい。

（７）Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、
Ａｌも脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つである。脱酸のために必要となる含有量は０．００５％以上となる。それ以下となると、製錬工程における十分な脱硫も困難になる。過剰に添加すると早期にＡｌＮが生成し鋳片表面割れの原因となることから、本発明の目的とは相反するようになるため、０．０６％以下とすることが好ましい。同じ理由により、０．０５％以下とすることがより好ましい。

（８）Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｂは粒界の焼き入れ性を高め、鋼材の組織を制御し鋼材の強度を高める成分として添加される。Ｂは微量の添加で高い効果があるが、引っ張り強度が７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａという高い強度を実現するためには下限は０．０００５％となる。０．００５０％を超えて添加するとその効果が飽和するとともに靱性を低下することになるので上限を０．００５０％とする。厚鋼板のミクロ組織を制御し、Ｂの添加効果を明確に発現する観点からは０．００１０％以上０．００４０％以下とすることが好ましい。

（９）Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下
Ｎは転炉などの大気雰囲気で溶製する場合には鋼中に不可避的に浸入する元素であり、本発明で着目しているＢＮの構成元素である。鋼材中ではＡｌやＴｉなどとも窒化物を形成する元素であり、これらの窒化物は熱間加工の過程でピン留め粒子として結晶粒を微細化する効果を有することから鋼材の機械特性に影響を与えるとともに、ミクロ組織形成に影響を与える。このため０．００１５％以上の濃度とする必要がある。一方で前述のようにこれらの窒化物が連続鋳造時にγ粒界に動的析出することにより鋳片表面割れの原因となることから上限は０．００７０％とする。組織のピン止め効果を確実に発揮するとともに、鋳片の中心部などにおける粗大な炭・窒化物の生成に伴う靱性低下を防止する観点からは０．００２％以上０．００４％以下とすることが好ましい。

さらに、鋳片および鋼材内では上記のＢとＮの化合物であるＢＮが析出する。他の成分添加による強化を併用してもそれぞれに効果の上限や弊害がある。高強度厚鋼板として必要となる特性も確保しながら引っ張り強度が７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａという高い強度もあわせて実現するためには鋳片内でＢＮが０．０００３〜０．００３０％晶出あるいは析出していることが必要となる。より好適には０．０００３〜０．００２０％晶出あるいは析出していることが好ましい。

以上の成分の調整のみで高強度厚鋼板として必要となる強度他の仕様を満足することは困難であり、以下の元素の一種以上を添加する必要がある。
（Ａ）Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｕは鋼の焼き入れ性を向上させる。そのためには０．１％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとその効果が過剰となるばかりでなく鋼材の熱間加工性が低下する。また連続鋳造時にはスタークラックと称する表面割れを誘発する元素であることからＣｕを０．２％以上添加する場合にはその１／３以上の濃度のＮｉを併せて添加する必要がある。

（Ｂ）Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下
Ｃｒには鋼の強度、靱性を高める効果がある。そのためには０．２％以上の添加が必要である。８０ｋｇクラス以上など高強度のスペックが要求される場合には半ば必須の添加元素となる。一方で２．０％以上添加すると溶接割れが発生する等の問題が発生する。同じ理由により溶接性を重視する場合には１．５%を上限とすべきである。

（Ｃ）Ｎｉ：０．３％以上２．５％以下
Ｎｉには固溶強化によって鋼の強度を向上させるとともに、靱性を改善する効果もある。これらの効果を得るためには０．３％以上添加する必要があるが、２．５％以上添加してもその効果は頭打ちとなり、溶接性を悪化させるという悪影響もある。

（Ｄ）Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下
Ｍｏは鋼板の焼き入れ性を向上させ、強度上昇に寄与する。Ｃｒと同様、８０ｋｇクラス以上など高強度のスペックが要求される場合には半ば必須の添加元素となる。この効果を得るためには０．１％以上の添加が必要となる。しかし、Ｍｏは高価な元素でありコスト増加につながるばかりでなく、０．８％以上添加するとベイナイトやマルテンサイト相などの硬化相が生成し熱間加工性や溶接性を悪化させることから上限は０．８％とする。

（Ｅ）Ｖ：０．０１％以上０．１％以下
Ｖは鋼中でフェライト中への固溶並びに炭窒化物を形成し鋼の強度を高めるために有効な元素である。そのためには０．０１％以上添加する必要がある。しかし、Ｖの含有量が０．１％を超えると溶接熱影響部での析出状況が変化し靱性に悪影響を与える。また過剰に添加すると鋳片内部にＶＮとして析出し、鋳片表面割れの原因となる。

（Ｆ）Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下
Ｎｂは鋼中で炭窒化物を形成し鋼の強度を高めるとともに靱性の向上にも有効な元素である。そのためには０．００５％以上添加する必要がある。また特にＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process）において固溶及び析出を制御することにより鋼板のミクロ組織制御するために使用される。この効果を得るためにも０．００５％以上添加する必要がある。しかし、０．０５％以上含有すると加熱時にも固溶せず、組織制御ができなくなる。また過剰に添加すると鋳片内部にＮｂＣとして析出し、鋳片表面割れの原因となる。このためＮｂの濃度は０．００５〜０．０５％と規定した。

さらに、Ｃａは他の成分元素と異なり鋼の材料特性には大きな影響を与えないが、連続鋳造時のノズル閉塞を防止する効果があり、このために添加されることがある。また、鋼中にＣａを添加するとＳ濃度を低減させ、ＭｎＳの生成を防止する効果が得られることから、硫化物の形態制御のために添加されることもある。

（Ｇ）Ｃａ:０．０００５％以上０．００６０％以下
上記の効果を得るためには、Ｃａは０．０００５％以上添加することが必要である。０．００６％以上添加してもその効果は飽和し製造コストの増加を招くばかりでなく、かえってノズル閉塞を助長する場合もありこのため０．０００５％以上０．００６０％以下と規定した。

なお、以上の元素の他に材料特性上その他の必要に応じて、Ｗ，Ｓｎ，Ｓｅ，Ｔｅ,希土類金属，Ｍｇなどの元素を鋼中に少量添加しても本発明の意図する表面疵防止の効果が変わることはない。

上述した元素以外は、Ｆｅおよび不純物である。ここで、「不純物」とは、鋼材の工業的生産において原料たる鉱石、スクラップや製造設備からの溶出成分等から混入するものであり、性能に悪影響を及ぼさない範囲で含有されていてもよい。

２．鋼片または鋼板における割れや疵の発生とＢＮの析出挙動との関係について
本発明者らは強度が７８０ＭＰａ、９８０ＭＰａといった７００−１２００ＭＰａクラスの高強度厚鋼板の連続鋳造および熱間圧延の工程で表面割れなどの疵が発生する場合があることを知った。この疵は鋳片で発生する場合には粒界に添った横ひび割れであり、鋳片の曲げあるいは矯正の歪みにより発生したものである。また圧延時に疵が発生する場合もあり、鋳片で割れの発生する鋼種では圧延時にも疵が増加する傾向があった。この疵の発生条件について詳細に検討したところＴｉ，Ｂ，Ｎの組成と相関が認められた。このことから鋼中の析出挙動と相関があると推定し、熱力学平衡計算により検討した。

表１に示す組成（単位：質量％）の鋳片および圧延時に疵が発生した場合としなかった典型的な成分で鋼中の析出挙動と析出物を構成するＴｉ，Ｂ，Ｎの濃度の温度変化を計算した結果を図１に示す。図１は、鋼中の析出物挙動の熱力学平衡計算結果を示す図であり、a)は鋳片および圧延時に疵が発生した条件、b)は疵が発生しなかった条件を表す。

なお、実際には表１に表示した成分の他に、不純物成分としてのＰ，Ｓや鋼の強度を確保するためにＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏを含有しているが、これらの成分は析出挙動に大きな影響を及ぼさないことを確認した上で計算の簡略化のために省略した。析出物としては計算で析出したＴｉＮ，ＢＮの他にＡｌＮ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ，ＶＮの存在を考慮したが、これらの析出物は生成しなかった。

この検討の結果、わずかの成分の違いにより鋼中の析出挙動は大きく変化し、割れや疵が発生する条件では１０００〜１２００℃でＢＮが析出するのに対して、割れや疵の発生しない条件ではこの温度域でＢＮの析出量が明らかに少ないことが判明した。

詳細には、凝固後の鋼の冷却過程では固溶しているＴｉとＮを消費しながら、まずＴｉＮが析出し、ＴｉＮとして析出しなかったＮの固溶濃度が高く、その後の温度低下に伴いＢＮの生成濃度を上回る場合には続いてＢＮが析出する。この時ＴｉＮとＢＮの鋼のオーステナイト相に対する溶解度積はそれぞれ下記式(1)および (2)のように表され、これらの式を満足するようにＴｉＮ，ＢＮの析出が進行する。

ここで［％Ｘ］とは成分Ｘの固溶濃度を質量割合（単位：質量％）で表す。
ここで初期母材中のＴｉ濃度をTi0、Ｎ濃度をN0とし、ＴｉＮとして存在する分のＮ濃度をNpとおくと、式(1)は式(1’)のように記述することができる。Ti0、N0は母材成分値として与えられるので、温度が決まればＴｉＮとして存在する分のＮ濃度Npを計算することができる。

さらに式(1)と式(2)の［％Ｎ］（Ｎの固溶濃度を質量割合）は共通であり、式(1’)で求めたＮの固溶濃度とＢの添加量の積が式(2)の右辺の値を超えたときにはＢＮが析出し、その量を計算することができる。

連続鋳造時の鋳片表面割れは鋳片の曲げ・矯正時の粒界に添った析出物の生成が原因の一つとなるが、実際にはある程度過飽和が必要であり、１０００〜１２００℃でＢＮが析出を開始するような条件では鋳片の曲げ・矯正時に粒界析出が生じ、高温脆化につながるものと考えられる。また圧延前には通常１２００℃程度に加熱し、１２００〜９５０℃程度の温度範囲で圧延を行うのが普通である。この加熱、圧延温度範囲に対応する１０００〜１２００℃でＢＮがある限度を超えて析出する条件では加熱時あるいは圧延過程でＢＮの析出が進行し鋼材の表面疵が発生するということが圧延時の疵の発生機構となる。

一方ＴｉＮについては、ＢＮと同様に析出物であるが、図１に示すように極めて高温で析出を開始し、析出量は１２００℃までにはほぼ飽和に到達する。このため鋳片の曲げ・矯正時あるいは圧延時には新たな析出は生じることなく、析出物は鋳片あるいは鋼片内部にほぼ均一に分散するために割れや疵に対して悪影響を及ぼさない。このような性質を利用してＴｉ添加量を増加してＮをＴｉＮとして固定し割れを防止することが古くから行われているが、材料特性上の制約などにより十分な量のＴｉを添加できない場合もある。従って、本発明は特にＴｉ添加量を増加してＮをＴｉＮとして固定し割れや疵防止策とすることのできない鋼種、すなわちＴｉとＮの濃度比が質量割合で化学量論比を下回るようなＴｉ／Ｎ＜３．４となる鋼種で割れや疵を防止するために有効な指標を示すものである。なお、Ｔｉ／Ｎが３．４以上となる場合であっても鋼中にＢＮが析出して鋳片の割れ、あるいは圧延時の疵が発生する場合があり、このような場合には本発明は有効な疵防止策となる。

この点についてやや詳しく説明すると、ある温度におけるＴｉＮ，ＢＮの析出量は、溶鋼組成(初期組成)に対して式(1)の溶解度積を超えた分がＴｉＮ，ＢＮの化学量論比を維持するように析出すると考えることにより計算できる。すなわち、鋼中ではＴｉＮ，ＢＮの順に析出することから、まず式(1)の平衡により固溶Ｎ濃度を計算し、その固溶Ｎ濃度に対して式(2)に基づきＢＮの析出開始温度および各温度におけるＢＮ析出量（以下、「ＢＮの平衡析出量」という。）を計算できる。

このように検討したＢＮの析出開始温度と、圧延過程の代表温度として１０００℃におけるＢＮの平衡析出量と疵発生状況の相関を図２に示す。ここで圧延過程の代表温度として１０００℃を選択したのは圧延の後半で析出物量が増加する温度域であり、割れ発生に重大な影響を与えると推定したことによる。この検討の結果、ＢＮの平衡析出開始温度が１１５０℃未満、あるいは１０００℃におけるＢＮの平衡析出量が０．００３５質量％未満とすることにより安定して疵を防止できることが判明した。

さらに、鋳片や圧延後の鋼材の炭化物や窒化物を抽出し分析することにより、室温まで冷却した際の種々の炭化物や窒化物の析出量を求めることができ、こうして求められた析出量を計算により得られたＢＮの平衡析出量と比較することができる。その比較結果によれば、鋳片や圧延後の鋼材中のＢＮの析出物量は、平衡析出量より少なくなるものの、上記の計算により得られる平衡析出量と概ね正の相関がある。

本発明は連続鋳造の曲げ・矯正過程あるいは圧延前の加熱および圧延過程でＢＮの析出が進行するような条件で鋳片や鋼片の表面に割れが発生するという知見に基づく。したがって、鋳片の曲げ・矯正温度や加熱温度、圧延温度を高くすればＢＮの析出に起因した割れや疵は軽減する方向に作用する。

また、鋳造速度を増加すると鋳片の矯正温度は上昇しＢＮの析出量は減少することができるが、高強度厚鋼板用途であり多様な合金成分を添加していることから鋳造速度を増加すると縦割れを発生することがある。さらに、中心偏析が悪化し製品内に組織むらや強度むらが生成し、溶接施工時の割れなどの問題となることがある。このため、実操業では、鋳片および製品の断面で組織をエッチングし目視により、また一部は面分析により中心偏析を評価しており、偏析が不芳となるとスクラップ化あるいはソーキングのような拡散処理を適宜行うこととしている。

種々の７００〜１２００ＭＰａクラスの高強度厚鋼板用鋳片の断面の中心偏析状況を評価した結果を図３に示す。鋳片の厚さ２３５ｍｍ，２５０ｍｍ，３００ｍｍで種々の鋳造速度の鋳片の中心偏析状況を評価したところ、それぞれの厚さで確実に優良な偏析状況を確保できる速度範囲が異なることが判明した。そして、図３において優良な結果が得られる範囲の上限を直線で結んだところ、Ｖｃ＝−０．００７×ｄ＋２．８５という関係を得た。ここでＶｃは鋳造速度（単位：ｍ／ｍｉｎ）を、ｄは鋳片厚さ（単位：ｍｍ）を表す。この知見を基に鋳造速度に関してＶｃ≦−０．００７×ｄ＋２．８５と規定した。

一方、生産性も考慮すると、鋳造速度は０．５ｍ／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。
すなわち、本発明に係る鋳片を製造するに当たっては、垂直曲げ型あるいは湾曲型の連続鋳造機を使用し、下記式(3)を満足する条件で連続鋳造することが一層好ましい。

０．５≦Ｖｃ≦−０．００７×ｄ＋２．８５ (3)

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
容量２７０ｔｏｎの転炉で吹練した溶鋼を取鍋処理、ＲＨ処理を行った後垂直部の長さ２．５ｍの垂直曲げ型連続鋳造機で鋳造し、厚さ２５０ｍｍあるいは３００ｍｍ幅１８００〜２３００ｍｍのスラブを得た。鋳造速度は０．４５〜１．２０ｍ／ｍｉｎ、２次冷却の比水量は０．７〜０．８ｌ／ｋｇ−ｓｔｅｅｌであり、矯正点における鋳片表面温度は鋳片のコーナー近傍を除き７９０〜９１０℃程度であった。この鋳片を平積みに重ねてカバーを掛けて１５０時間程度かけて室温まで徐々に冷却し、表面を１〜２ｍｍ程度グラインダで旋削し、浸透液を使用して割れの発生の有無を目視で調査した。

鋳片内部のＢＮ生成量を測定するために、鋳片の概略幅中央の厚さ１／４部分より直径１０ｍｍ長さ４０ｍｍの抽出分析用の試験片を採取し、炭化物や窒化物などを抽出しＢＮ濃度を分析した。炭化物や窒化物の抽出は１０％アセチルアセトンと１％のテトラアンモニウムクロライドを含むメタノール溶液を使用して電解することにより行った。電解後の溶液を０．２μｍのメッシュのフィルターで濾過し、得られた残渣を１０％のブロムメタノール溶液中で溶解しさらに０．２μｍのメッシュのフィルターで濾過した。この残渣を酸分解しクルクミン級光光度法によりＢ濃度を分析した。この時のＢ濃度を元に化学量論比に基づいてＢＮ濃度の値を得た。なお、この分析の過程で得られる残渣を使用してＴｉ，Ｃｒ，Ｆｅ，ＡｌおよびＶの濃度の分析も行い、各種炭化物や窒化物の濃度をあわせて分析した。

さらにこの鋳片を１２００〜１２３０℃に加熱し、厚板用の圧延機にて仕上げ温度が８００℃程度となる条件で熱間圧延し、厚さ５０ｍｍの厚鋼板とした。圧延後の表面疵は圧延後冷却した板材の表面を目視により調査した。疵の評価における「疵なし」とは、疵が全くなかったかあっても鋳片一枚あたり数個以内で容易に手入れ除去できる程度であったことを示す。

鋳造および圧延を行った鋼の組成を表２に示す。なお、単位はいずれも質量％であり、各鋼について残部はＦｅおよび不純物である。いずれも７８０ＭＰａクラスの高強度厚鋼板用素材である。鋼Ａ〜Ｅでは本発明の請求項１を満足するようにＴｉ，Ｎ，Ｂ濃度を制御した。ＲＨによる二次精錬処理の末期に採取した試料を分析し得られたＴｉ，Ｂ，Ｎ濃度を基に、式(1)および式(2)に基づきＴｉは添加歩留まり１００％、Ｂは８０％として添加量を決定した。窒素に関しては極力低値になるように精錬を行い、大気からの混入を防止するよう適宜ＣＯ_２ガスやＡｒガスで適宜パージを行っているが、その後の出講および鋳造の過程で大気より混入し増加することから分析値より５ｐｐｍ増加するものとして算出した。

前述の方法で計算した鋳片表面の割れや圧延時の疵の発生状況と前述の計算方法で得られたＢＮの析出開始温度と１０００℃における平衡析出量の計算結果、並びに鋳片内のＢＮ析出量の分析結果を表３に示す。Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎや他の合金添加成分などが異なるが、いずれの鋼種でも鋳片内にＢＮが析出している。ＢＮの平衡析出開始温度を１１５０℃未満あるいは１０００℃におけるＢＮの平衡析出量を０．００３５％未満とすることにより鋳片の横ひび割れと圧延時の表面疵を共に防止できる。

なお、本発明例１〜５の結果における平衡析出量と分析結果からの析出量との相関係数は０．９９であった。

表２には参考のためにＴｉ／Ｎの濃度比をあわせて示してあるが、Ｔｉ／Ｎが化学量論比の３．４を超える条件であっても表面割れが発生する場合があり、Ｔｉ／Ｎを化学量論比以上とすることのみで表面割れを防止することはできない。

さらに、連続鋳造中に鋳造速度を変化させ、本発明の請求項１を満足する化学組成を有する鋼ではあるが鋳造速度を本発明請求項３の規定以上に早くした発明例６，７では、鋳片に表面割れは発生しなかったものの鋳片表面にはディプレッションが発生し、軽微なカブレ疵も発生したため表面手入れが必要となるものがあった。圧延時には表面疵は発生しなかったものの、中心偏析によるマクロ組織むらが多少発生し、試料採取位置による強度分布にバラツキが少し生じた。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、およびＮ：０．００１５％以上０．００７％以下を含有し、さらにはＣｕ:０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．３％以上２．５％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００６０％以下のうちの一種あるいは二種以上含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるとともに、
   ＢＮの平衡析出開始温度が１１５０℃未満あるいは１０００℃におけるＢＮの平衡析出量が０．００３５質量％未満であって、かつ、鋳造完了後の常温の鋳片にＢＮが０．０００３質量％以上０．００３０質量％以下含有されること
   を特徴とする高強度厚鋼板用連続鋳造鋳片。
2. 請求項１に記載される高強度厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法であって
   下記式(1)および(2)により求められるＢＮの平衡析出開始温度および１０００℃におけるＢＮの平衡析出量は本発明請求項１の規定を満足するようにＴｉ，Ｎ，Ｂ濃度を制御することを特徴とする引っ張り強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度厚鋼板用鋳片の製造方法。
   

   

   ここでＴは温度（単位：Ｋ）、［％Ｘ］とは鋼中の成分Ｘの固溶濃度を質量割合（単位：質量％）で表し、両式における［％Ｎ］は共通の値となる。
3. 垂直曲げ型あるいは湾曲型の連続鋳造機を使用し、下記式(3)を満足する条件で連続鋳造することを特徴とする、請求項１に記載される鋳片の連続鋳造方法：
   ０．５≦Ｖｃ≦−０．００７×ｄ＋２．８５ (3)
   ここでＶｃは鋳造速度(単位：ｍ／ｍｉｎ)を、ｄは鋳片厚さ(単位：ｍｍ)を表す。

Images