JPH0441054A - 偏析のない高靭性厚鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は鋼の鋳造法およびそれに引続く直送圧延法に関
するものである。

（従来の技術および発明が解決しようとする課題）連続
鋳造法は鋳片の製造エネルギー、製造コストを大幅に低
減したが、これにより得られる鋳片は厚み中心部に炭素
、マンガン等のいわゆるマクロ偏析が形成され、局部的
に材質が劣化する。このためマクロ偏析軽減を目的とし
て様々な鋳片の熱処理が施されている。例えば１２５０
°Ｃ以上の高温で５時間以上保持するというような偏析
を拡散させる処理が施され、エネルギーコスト、生産性
の面で多大なデメリットとなっている。また、鋳造終了
末期に軽圧下を施す、電磁攪拌を施す等の処置によりマ
クロ偏析の形成を抑制することも試みられているが、鋳
片が四周辺から凝固する現状の鋳造方法ではマクロ偏析
は多少軽減はされるもののその悪影響を払拭するにはい
たっていない。

一方、エネルギーコスト低減、生産性向上の意図から綱
を鋳造後冷却することなく、そのまま圧延する直送圧延
法が近年試みられている。こういった技術には例えば特
開昭５９−２０８０１８号公報、特願昭６１−１４６０
７２号に開示−されている。しかし通常このような直送
圧延を行った場合には、凝固時のマクロ偏析の影響が通
常の再加熱圧延に比して大きく、最終的に得られる金属
組織が比較的粗大であることともあいまって強度・靭性
ともに良好なものを得ることは難しいという欠点があっ
た。

（課題を解決するための手段） 本発明は上記のような従来法の欠点を有利に排除しうる
鋼の鋳造法およびそれに引続く直送圧延法であり、その
要旨とするところは次の通りである。

（１）重量％で Ｃ：　０．０２〜０．２５％、Ｓｔ　：　０．０５〜０
．６％、Ｍｎ：　０．３０〜２．０％、Ａｌ　：　０．
００５〜０．１０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる溶鋼を、水平または水平線より１０度以下の角
度で溶鋼上面を開放した状態で液相線温度〜固相線温度
間を２５゛Ｃ／分以上の冷却速度で連続鋳造し、当該鋳
片を引続き下式の温度域で圧延することを特徴とする偏
析のない厚鋼板の製造法。

Ｔ≧０．２７９×Ｒ２−３０，２×Ｒ＋１６１０ただし
、Ｔ；圧延温度（℃）、Ｒ；全圧下率（％）（２）重量
％で Ｃ：　０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６
％、Ｍｎ：　０．３０〜２．０％、Ａｔ　：　０．００
５〜０．１０％、さらに、 Ｎｂ≦０．１０％、Ｔｉ≦０．１０％、Ｃｕ≦５．０％
、Ｎｉ≦１０．０％、Ｃｒ≦１０．０％、Ｍｏ５１０９
０％、Ｃｏ≦１０．０％、Ｗ≦０．０％、■≦０．１０
％、Ｂ≦０．００２５％、Ｒｅｍ≦０．１％の１種また
は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる溶鋼を水平または水平線より１０度以下の角度
で溶鋼上面を開放した状態で液相線温度〜固相線温度間
を２５℃／分以上の冷却速度で連続鋳造し、当該鋳片を
引続き下式の温変域で圧延することを特徴とする偏析の
ない厚鋼板の製造法。

Ｔ≧０．２７９×Ｒ”　　−３０，２×Ｒ＋１６１０た
だし、Ｔ；圧延温度じＣ）、Ｒｉ全圧下率Ｃ％）（３）
前項１または２記載の方法により得られた熱間圧延鋼板
の温度がＡｒ３点以下に低下する前に０．５℃／秒以上
５０℃／秒以下の冷却速度で冷却することを特徴とする
偏析のない厚鋼板の製造法。

（４）前項３記載の方法により得られた熱間圧延鋼板を
焼戻しすることを特徴とする偏析のない厚鋼板の製造法
。

本発明の根幹をなす技術思想は以下のとおりである。

通常の鋳片は厚み中心部に炭素、マンガン等のいわゆる
マクロ偏析が形成され、局部的に材質が劣化する。この
マクロ偏析の形成は凝固時に溶鋼が四周辺から冷却され
、未凝固溶鋼中に炭素、マンガン等が濃縮するためであ
ることはよく知られている。このマクロ偏析が材質にお
よぼす悪影響は鋳片を直接熱間圧延する製造法において
特に顕著に現れるため、直送圧延法の大きな問題点とな
っていた。しかるに、本発明者らは上記の欠点を排除す
ることを可能とする新しい事実を発見し、それをもとに
新たなる鋼の鋳造法およびそれに引続く直送圧延法を創
案した。

溶鋼を水平または水平に近い角度で溶鋼上面を開放した
状態で所定の冷却速度で連続鋳造することにより最終凝
固位置が鋳片上面となりマクロ偏析の形成が防止される
。しかしこのような鋳片の凝固組織は粗大な柱状晶から
なり、そのまま変態した場合の金属組織はやはり粗大で
靭性に劣る。

また直送圧延をした場合も極めて再結晶しにくいため混
合組織を形成しやすい。しかるに鋳造後直ちに、所定の
温度以上で所定の圧下率以上の圧延を施せば粗大な柱状
晶が全面再結晶し、変態後に微細な金属組織からなり、
さらにマクロ偏析のない厚鋼板を製造することができる
。さらに圧延終了後に冷却または冷却と焼き戻しの組合
わせ処理を行うことにより、さらに材質特性の良好な厚
鋼板の製造が可能となる。このような新たな知見に基づ
き、綱の化学成分、鋳造法、圧延法および圧延後の熱処
理条件を詳細に調査した結果、本発明者らは請求項１〜
４に示したような強靭な直送圧延鋼の製造法を構成した
。

以下に本発明の構成要件の限定理由を詳細に説明する。

まず本発明における出発材の成分の限定理由について述
べる。

Ｃは綱を強化するのに有効な元素であり、０．０２％未
満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が０
．２５％を越えると、溶接性を劣化させる。

Ｓｉは脱酸元素として、また綱の強化元素として有効で
あるが、０．０５％未満の含有量ではその効果がない。

一方、０．６％を越えると、綱の表面性状を損なう。

Ｍｎは綱の強化に有効な元素であり、０．３０％未満で
は十分な効果が得られない。一方、その含有量が２．０
％を越えると綱の加工性を劣化させる。

ＡＩは脱酸元素として添加される。０．００５％未満の
含有量ではその効果がなく、０．１％を越えると綱の表
面性状を損なう。

Ｎｂ、　Ｔｉはいずれも微量の添加で結晶粒の微細化と
析出硬化の面で有効に機能するから溶接部の靭性を劣化
させない範囲で添加しても良い。この観点から、Ｎｂ、
　Ｔｉともその添加量の上限を０．１０％とする。

Ｃｕ、　Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏはいずれも鋼の焼入れ性
を向上させる元素である。本発明における場合、その添
加により鋼の強度を高めることができるが、過度の量の
添加は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ≦５．０％、Ｎｉ
≦１０．０％、Ｃｒ≦１０．０％、Ｍｏ≦１０．０％に
限定する。

Ｃｏ、　Ｗは鋼の高温強度を上昇させる。しかし過度の
量の添加は鋼の溶接性を損なうため、ＣＯ≦１０．０％
、Ｗ≦０．０％に限定する。

■は、析出硬化により綱の強度を高めるのに有効である
が、過度の添加は綱の靭性を損なうため、その上限を０
．１０％とする。

Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、過度の添加はＢの析出物を増加させて綱の靭性を
損なうため、その含有量の上限を０．００２５％とする
。

Ｒｅｍは溶接継手靭性の向上、金属組織の微細化等の効
果をもたらすが、過度の添加により多量の酸化物を生成
して靭性を劣化させるため、その含有量の上限を０．１
０％とする。

次に本発明におけるプロセス条件について述べる（第１
図参照）。溶鋼を水平または水平線より１０度以下の角
度で溶鋼上面を開放した状態で連続鋳造する理由は鋳片
の最終凝固位置を鋳片の最上面としてマクロ偏析の形成
を防止し、効率的にマクロ偏析のない鋳片を得るためで
ある。また液相線温度〜固相線温度間の冷却速度が遅い
と鋳片の上面からも凝固が開始してしまうため、その下
限を２５℃／分とする。連続鋳造する角度が水平線より
１０度超の角度であると連続鋳造が円滑に行なえない。

当該鋳片の凝固組織は粗大な柱状晶となっているため、
これを引続き所定の条件で直接熱間圧延することにより
再結晶を生しせしめ十分に微細化する。

その際の圧延条件について、本発明者らは種々検討を行
った。

一般にオーステナイトを熱間圧延して再結晶せしめる場
合、圧延温度が高いほど且つ圧延圧下率が大きいほど再
結晶が生じやすい。また再結晶の生じやすさはオーステ
ナイトの形態にも依存しており、柱状オーステナイトは
粒状オーステナイトに比して再結晶しにくい。これは柱
状オーステナイトの場合、再結晶核生成サイトとなる粒
界面積がオーステナイト粒の体積に比して小さいことお
よび凝固時の結晶方位が顕著に発達していることによる
０本発明者らはこの柱状オーステナイトの再結晶におよ
ぼす圧延温度と圧延圧下率の影響を詳細に調査した結果
、下式の圧延温度と圧下率の関係を満たした場合に柱状
オーステナイトが完全に再結晶することを見出した。

Ｔ≧０．２７９×Ｒ”　−３０，２×Ｒ＋１６１０ただ
し、Ｔ；圧延温度（℃）、Ｒ；圧下率（％）これ未満の
温度と圧下率との組合わせでは、粗大な柱状晶が完全に
再結晶しない。また、圧延温度がＡｒ３点以下となると
加工フェライトを生じて靭性を劣化させるため、それを
超える温度域で圧延するのが好ましい。

このような方法で製造された厚鋼板はこのままでも十分
に良好な材質を有するが、熱間圧延終了後に引続き所定
の条件で冷却することにより、さらに良好な材質特性を
得ることができる。冷却開始温度がＡｒ３点未満となる
と圧延終了〜冷却開始の間にフェライト変態が開始して
しまい冷却の効果を十分に享受できないため、Ａｒ３点
以上の温度から冷却を開始する。冷却速度が０．５℃／
秒未満では冷却による組織微細化効果が得られず、また
５０℃／秒超であれば、強度が高くなりすぎて靭性が劣
化する。また強度を所定の強度に調整するために、冷却
後に焼戻し処理を施してもよい。

実施例 次に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。

第１図は単ベルト式連続鋳造機の説明図で、該連続鋳造
機は、鋳造方向８に向かって走行する無端ベルト３上に
固定堰（後堰）４および側堰５を載置して、該固定堰４
より鋳造方向８の下流側に湯溜り部１１を形成し、該湯
溜り部にタンデイツシュ１からノズル２を通じて注湯さ
れた溶湯を冷却・凝固することにより鋳片６を連続的に
鋳造するように構成されている。図において、７は溶銅
自由表面、９は水平線、１０は鋳造角度を示す。

表１に示す成分の綱について表２に示す本発明方法およ
び比較方法を適用して鋳造し、さらに当該鋳片を表２に
示す本発明方法および比較方法を適用して圧延および熱
処理した場合、表２中に示したような鋳片のマクロ偏析
比および強度・靭性となり、明らかに本発明によりマク
ロ偏析が低減し、さらには材質の向上がもたらされてお
り、本発明により、顕著な効果が奏されることが明らか
である。

（表２の鋳造法の説明） ルト、４：後層、５：側堰、６：鋳片、７：溶鋼自由表
面、８：鋳造方向、９：水平線、１ｏ：鋳造角度、１１
：湯溜り部。

（発明の効果） 本発明によれば効率的にマクロ偏析のない高靭性厚鋼板
を得ることができるので、産業上貢献するところが極め
て大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施の態様を示す説明図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量％で Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
   、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．
   １０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼
   を、水平または水平線より１０度以下の角度で溶鋼上面
   を開放した状態で液相線温度〜固相線温度間を２５℃／
   分以上の冷却速度で連続鋳造し、当該鋳片を引続き下式
   の温度域で圧延することを特徴とする偏析のない厚鋼板
   の製造法。 Ｔ≧０．２７９×Ｒ＾２−３０．２×Ｒ＋１６１０ただ
   し、Ｔ；圧延温度（℃）、Ｒ；全圧下率（％）（２）重
   量％で Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
   、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．
   １０％、さらに、 Ｎｂ≦０．１０％、Ｔｉ≦０．１０％、Ｃｕ≦５．０％
   、Ｎｉ≦１０．０％、Ｃｒ≦１０．０％、Ｍｏ≦１０．
   ０％、Ｃｏ≦１０．０％、Ｗ≦１．０％、Ｖ≦０．１０
   ％、Ｂ≦０．００２５％、Ｒｅｍ≦０．１％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
   避的不純物からなる溶鋼を水平または水平線より１０度
   以下の角度で溶鋼上面を開放した状態で液相線温度〜固
   相線温度間を２５℃／分以上の冷却速度で連続鋳造し、
   当該鋳片を引続き下式の温度域で圧延することを特徴と
   する偏析のない厚鋼板の製造法。 Ｔ≧０．２７９×Ｒ＾２−３０．２×Ｒ＋１６１０ただ
   し、Ｔ；圧延温度（℃）、Ｒ；全圧下率（％）（３）請
   求項１または２記載の方法により得られた熱間圧延鋼板
   の温度がＡｒ＿３点以下に低下する前に０．５℃／秒以
   上５０℃／秒以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
   る偏析のない厚鋼板の製造法。 （４）請求項３記載の方法により得られた熱間圧延鋼板
   を焼戻しすることを特徴とする偏析のない厚鋼板の製造
   法。