JPH06330146A - スラグの改質方法 - Google Patents
スラグの改質方法Info
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- JPH06330146A JPH06330146A JP5122824A JP12282493A JPH06330146A JP H06330146 A JPH06330146 A JP H06330146A JP 5122824 A JP5122824 A JP 5122824A JP 12282493 A JP12282493 A JP 12282493A JP H06330146 A JPH06330146 A JP H06330146A
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- steel
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、低Ｓｉ、低Ａｌ鋼において、低Ｏ
を得るためのスラグ改質方法を提供する。 【構成】 取鍋の溶鋼上スラグにＣａＯを添加し、該ス
ラグ組成を図１の範囲イ、ロ、ハ、ニに調整することを
特徴とするスラグの改質方法。上記溶鋼における最終成
分が、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．
００４％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０１３％、Ｏ：
０．００３０％以下、Ｎ：０．００３５〜０．００７０
％を含有し、残部が不可避不純物からなることを特徴と
するスラグの改質方法。
を得るためのスラグ改質方法を提供する。 【構成】 取鍋の溶鋼上スラグにＣａＯを添加し、該ス
ラグ組成を図１の範囲イ、ロ、ハ、ニに調整することを
特徴とするスラグの改質方法。上記溶鋼における最終成
分が、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．
００４％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０１３％、Ｏ：
０．００３０％以下、Ｎ：０．００３５〜０．００７０
％を含有し、残部が不可避不純物からなることを特徴と
するスラグの改質方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は小入熱溶接から中入熱溶
接の熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた鋼の製造法
に関するものである。
接の熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた鋼の製造法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】低合金鋼のＨＡＺ靱性は、（１）結晶粒
のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ* ）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）析
出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミク
ロ偏析など種々の冶金的要因に支配される。
のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ* ）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）析
出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミク
ロ偏析など種々の冶金的要因に支配される。
【０００３】これらの要因は低温靱性に大きな影響を与
えることが知られており、ＨＡＺ靱性を改善するために
数多くの技術が開発実用化されている。特に優れている
技術として、Ｔｉ酸化物とＴｉＮを微細分散した鋼（特
願昭６２−４２７６９）が知られている。この鋼では、
溶接後の冷却過程でγ粒内のＴｉ酸化物よりフェライト
を発生させてミクロ組織を微細化して靱性を向上させて
いる。
えることが知られており、ＨＡＺ靱性を改善するために
数多くの技術が開発実用化されている。特に優れている
技術として、Ｔｉ酸化物とＴｉＮを微細分散した鋼（特
願昭６２−４２７６９）が知られている。この鋼では、
溶接後の冷却過程でγ粒内のＴｉ酸化物よりフェライト
を発生させてミクロ組織を微細化して靱性を向上させて
いる。
【０００４】しかしながら、１４００℃以上の温度にさ
らされる溶融線近傍のごく狭い領域では、溶接熱により
酸化物は溶解しないが、ＴｉＮが溶解し、その後の溶接
熱でＴｉＣとして生成するため、靱性の劣化が生じる。
このように、局部的な脆化領域が存在した場合、その悪
影響はシャルピー試験では、極めて少ないが、ＣＴＯＤ
試験で大きな差が見られる。従って、この鋼の多パス溶
接部のＣＴＯＤ特性は鋼の成分系にもよるが、−１０〜
−３０℃程度でＣＴＯＤ値が０．２５mm程度を満足させ
ることが限界であった。
らされる溶融線近傍のごく狭い領域では、溶接熱により
酸化物は溶解しないが、ＴｉＮが溶解し、その後の溶接
熱でＴｉＣとして生成するため、靱性の劣化が生じる。
このように、局部的な脆化領域が存在した場合、その悪
影響はシャルピー試験では、極めて少ないが、ＣＴＯＤ
試験で大きな差が見られる。従って、この鋼の多パス溶
接部のＣＴＯＤ特性は鋼の成分系にもよるが、−１０〜
−３０℃程度でＣＴＯＤ値が０．２５mm程度を満足させ
ることが限界であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来の技術では、ＨＡ
Ｚの溶融線近傍のごく狭い領域において靱性の劣化が生
じ、多パス溶接部のＣＴＯＤ特性は、鋼の成分系にもよ
るが、０．２５mm程度を満足させることが限界であっ
た。現在のところ小〜中入熱溶接において、−４０℃以
下での良好なＣＴＯＤ特性を満足できる鋼の製造技術は
存在せず、新知見に基づいた新しい鋼の開発が強く望ま
れていた。
Ｚの溶融線近傍のごく狭い領域において靱性の劣化が生
じ、多パス溶接部のＣＴＯＤ特性は、鋼の成分系にもよ
るが、０．２５mm程度を満足させることが限界であっ
た。現在のところ小〜中入熱溶接において、−４０℃以
下での良好なＣＴＯＤ特性を満足できる鋼の製造技術は
存在せず、新知見に基づいた新しい鋼の開発が強く望ま
れていた。
【０００６】一方、鋼や合金に含まれる酸素、介在物は
加工性向上、伸展性向上、溶接性向上さらに低温靱性向
上のためには極微量であることが要求される。一般に、
製鉄業においては、溶鋼中の酸素量の低下は、シリコン
合金、マンガン合金、アルミ合金等の脱酸剤を溶融合金
中へ添加することにより実施している。
加工性向上、伸展性向上、溶接性向上さらに低温靱性向
上のためには極微量であることが要求される。一般に、
製鉄業においては、溶鋼中の酸素量の低下は、シリコン
合金、マンガン合金、アルミ合金等の脱酸剤を溶融合金
中へ添加することにより実施している。
【０００７】しかし、Ｓｉは、多く添加すると溶接性、
ＨＡＺ靱性が劣化し、また、Ａｌは、Ｔｉより強くＯと
結合し本発明の特徴の一つであるＴｉ酸化物の生成を妨
げる。従って、本発明の目的を達成する為、低Ｓｉ、低
Ａｌで且つ、溶鋼中の酸素量を低減することが必要であ
る。取鍋内には脱酸剤の添加により生成したあるい
は、取鍋に付着していたＳｉＯ2 ，ＭｎＯ，Ａｌ2 Ｏ3
等の脱酸生成物、前工程である転炉および電気炉から
の流出スラグ中に含まれるＣａＯ，ＳｉＯ2 ，ＦｅＯ，
ＭｇＯの酸化物、溶鋼が大気と接触することによる生
成したＦｅＯ等の酸化物等がスラグをして溶鋼と接触し
て存在している。この取鍋内のスラグは溶鋼と接触して
いるために、スラグ中のＦｅＯ，ＳｉＯ2 により溶鋼が
酸化され、溶鋼中の酸素量の増加、溶鋼中の合金元素が
酸化することにより介在物が生成することは公知の事実
である。
ＨＡＺ靱性が劣化し、また、Ａｌは、Ｔｉより強くＯと
結合し本発明の特徴の一つであるＴｉ酸化物の生成を妨
げる。従って、本発明の目的を達成する為、低Ｓｉ、低
Ａｌで且つ、溶鋼中の酸素量を低減することが必要であ
る。取鍋内には脱酸剤の添加により生成したあるい
は、取鍋に付着していたＳｉＯ2 ，ＭｎＯ，Ａｌ2 Ｏ3
等の脱酸生成物、前工程である転炉および電気炉から
の流出スラグ中に含まれるＣａＯ，ＳｉＯ2 ，ＦｅＯ，
ＭｇＯの酸化物、溶鋼が大気と接触することによる生
成したＦｅＯ等の酸化物等がスラグをして溶鋼と接触し
て存在している。この取鍋内のスラグは溶鋼と接触して
いるために、スラグ中のＦｅＯ，ＳｉＯ2 により溶鋼が
酸化され、溶鋼中の酸素量の増加、溶鋼中の合金元素が
酸化することにより介在物が生成することは公知の事実
である。
【０００８】前工程である転炉および電気炉からの流出
スラグ量を減少させることである程度までは取鍋中のＳ
ｉＯ2 ，ＦｅＯ濃度を減少させることができるが完全に
は流出抑制できないこと、溶鋼が大気と接触することに
よるＦｅＯが生成し、取鍋スラグ中のＦｅＯ濃度を減少
させることは難しいことから、溶鋼中の酸素量、介在物
量を減少させるには限度があった。
スラグ量を減少させることである程度までは取鍋中のＳ
ｉＯ2 ，ＦｅＯ濃度を減少させることができるが完全に
は流出抑制できないこと、溶鋼が大気と接触することに
よるＦｅＯが生成し、取鍋スラグ中のＦｅＯ濃度を減少
させることは難しいことから、溶鋼中の酸素量、介在物
量を減少させるには限度があった。
【０００９】以上の背景に基づき本発明は取鍋スラグ組
成をコントロールを行うことによって、溶鋼中の酸素量
の低下および介在物の減少を図ることを目的とするもの
である。
成をコントロールを行うことによって、溶鋼中の酸素量
の低下および介在物の減少を図ることを目的とするもの
である。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、 １）取鍋の溶鋼上スラグにＣａＯを添加し、該スラグ組
成を図１の範囲イ、ロ、ハ、ニに調整することを特徴と
するスラグの改質方法。 ２）１）記載の溶鋼の鋳造前成分が、重量％で、Ｃ ：
０．０６〜０．１５％Ｓｉ：０．４０％以下Ｍｎ：０．
８０〜２．００％Ｐ ：０．０２０％以下Ｓ ：０．０
０５％以下Ａｌ：０．００４％以下Ｔｉ：０．００４〜
０．０１３％Ｏ ：０．００３０％以下Ｎ ：０．００
３５〜０．００７０％を含有し、残部が不可避不純物で
あることを特徴とする１）記載のスラグの改質方法。 ３）２）記載の溶鋼の鋳造前成分が重量％で、更に、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０２０％Ｖ ：０．００５〜０．
０３０％Ｎｉ：０．０５〜２．０％Ｃｕ：０．０５〜
０．５％の一種または二種以上を含有したことを特徴と
す２）記載のスラグの改質方法。 ４）２）あるいは３）記載の溶鋼の鋳造前成分が重量％
で、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％，ＲＥ
Ｍ：０．０００５〜０．００５％の一種または、二種以
上を含有したことを特徴とする２）あるいは３）記載の
スラグの改質方法。 ５）転炉または電気炉からの出鋼中および／または出鋼
後のインジェクション工程において、ＣａＯを２〜９
（kg／Ｔ溶鋼）添加することを特徴とする１）から４）
のいずれかに記載のスラグの改質方法。である。
成を図１の範囲イ、ロ、ハ、ニに調整することを特徴と
するスラグの改質方法。 ２）１）記載の溶鋼の鋳造前成分が、重量％で、Ｃ ：
０．０６〜０．１５％Ｓｉ：０．４０％以下Ｍｎ：０．
８０〜２．００％Ｐ ：０．０２０％以下Ｓ ：０．０
０５％以下Ａｌ：０．００４％以下Ｔｉ：０．００４〜
０．０１３％Ｏ ：０．００３０％以下Ｎ ：０．００
３５〜０．００７０％を含有し、残部が不可避不純物で
あることを特徴とする１）記載のスラグの改質方法。 ３）２）記載の溶鋼の鋳造前成分が重量％で、更に、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０２０％Ｖ ：０．００５〜０．
０３０％Ｎｉ：０．０５〜２．０％Ｃｕ：０．０５〜
０．５％の一種または二種以上を含有したことを特徴と
す２）記載のスラグの改質方法。 ４）２）あるいは３）記載の溶鋼の鋳造前成分が重量％
で、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％，ＲＥ
Ｍ：０．０００５〜０．００５％の一種または、二種以
上を含有したことを特徴とする２）あるいは３）記載の
スラグの改質方法。 ５）転炉または電気炉からの出鋼中および／または出鋼
後のインジェクション工程において、ＣａＯを２〜９
（kg／Ｔ溶鋼）添加することを特徴とする１）から４）
のいずれかに記載のスラグの改質方法。である。
【００１１】
【作用】図１は、従来法及び本発明におけるスラグ組成
を示す図である。ＣａＯ−Ａｌ 2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系の擬
３元系の組成図である。従来技術では取鍋スラグ組成
は、脱酸剤の添加により生成あるいは、取鍋の付着スラ
グが溶出したＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 等の脱酸生成物から
従来領域内の組成であった。それに対し、本発明法はＣ
ａＯを積極的に添加することにより本発明領域の範囲へ
コントロールするものである。
を示す図である。ＣａＯ−Ａｌ 2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系の擬
３元系の組成図である。従来技術では取鍋スラグ組成
は、脱酸剤の添加により生成あるいは、取鍋の付着スラ
グが溶出したＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 等の脱酸生成物から
従来領域内の組成であった。それに対し、本発明法はＣ
ａＯを積極的に添加することにより本発明領域の範囲へ
コントロールするものである。
【００１２】取鍋内での溶鋼とスラグ間における鉄の酸
化反応式は（１）式、平衡式は（２）式で示され、
（２）式から溶鋼中の酸素の活量は（３）式で示され
る。シリコンの酸化反応式は（４）式、平衡式は（５）
式で示され、（５）式から溶鋼中の酸素の活量は（６）
式で示されることは公知の事実である。またアルミニュ
ウムの酸化反応式は（７）、平衡式は（８）で示され、
（８）式から溶鋼中のアルミニュウム濃度は（９）式で
示される。（２）〜（３）式でａ0 は溶鋼中の酸素の活
量、ａFeo, γFeo およびＮFeo は各々スラグ中のＦｅ
Ｏの活量、活量係数、モル分率である。（５）〜（６）
式でａSiは溶鋼中のシリコンの活量、ａSiO2, γSiO2お
よびＮSiO2は各々スラグ中のＳｉＯ2 の活量、活量係
数、モル分率である。（７）〜（９）式でａAl、は溶鋼
中のアルミニュウムの活量、ａAl2O3, γAl2O3 および
ＮAl2O3 は各々スラグ中のＡｌ2 Ｏ3 の活量、活量係
数、モル分率である。
化反応式は（１）式、平衡式は（２）式で示され、
（２）式から溶鋼中の酸素の活量は（３）式で示され
る。シリコンの酸化反応式は（４）式、平衡式は（５）
式で示され、（５）式から溶鋼中の酸素の活量は（６）
式で示されることは公知の事実である。またアルミニュ
ウムの酸化反応式は（７）、平衡式は（８）で示され、
（８）式から溶鋼中のアルミニュウム濃度は（９）式で
示される。（２）〜（３）式でａ0 は溶鋼中の酸素の活
量、ａFeo, γFeo およびＮFeo は各々スラグ中のＦｅ
Ｏの活量、活量係数、モル分率である。（５）〜（６）
式でａSiは溶鋼中のシリコンの活量、ａSiO2, γSiO2お
よびＮSiO2は各々スラグ中のＳｉＯ2 の活量、活量係
数、モル分率である。（７）〜（９）式でａAl、は溶鋼
中のアルミニュウムの活量、ａAl2O3, γAl2O3 および
ＮAl2O3 は各々スラグ中のＡｌ2 Ｏ3 の活量、活量係
数、モル分率である。
【００１３】 Ｆｅ（１）＋ Ｏ → （ＦｅＯ） ……………（１）
【００１４】
【数１】
【００１５】
【数２】
【００１６】 Ｓｉ ＋ ２Ｏ → （ＳｉＯ2 ） ……………（４）
【００１７】
【数３】
【００１８】
【数４】
【００１９】 ２Ａｌ ＋ ３Ｏ → （Ａｌ2 Ｏ3 ）……………（７）
【００２０】
【数５】
【００２１】
【数６】
【００２２】溶鋼中の酸素濃度を低下させる、あるいは
再酸化による介在物の生成を抑制するには、（３）式に
おけるγFeo, ＮFeo または（６）式におけるγSiO2，
ＮSi O2を低下させることが必要である。従来技術では、
前工程である転炉および電気炉からの流出スラグ量を減
少させることである程度までは取鍋中のＳｉＯ2 ，Ｆｅ
Ｏ濃度を減少させ、ＮFeo, ＮSiO2を低下させていた。
本発明の技術的思想の根源は、さらに溶鋼中の酸素濃度
を減少あるいは介在物量の減少を目的として、γFeo,
γSiO2に着目し、スラグ組成をコントロールすることに
よりγFeo, γ SiO2を低下させることにある。
再酸化による介在物の生成を抑制するには、（３）式に
おけるγFeo, ＮFeo または（６）式におけるγSiO2，
ＮSi O2を低下させることが必要である。従来技術では、
前工程である転炉および電気炉からの流出スラグ量を減
少させることである程度までは取鍋中のＳｉＯ2 ，Ｆｅ
Ｏ濃度を減少させ、ＮFeo, ＮSiO2を低下させていた。
本発明の技術的思想の根源は、さらに溶鋼中の酸素濃度
を減少あるいは介在物量の減少を目的として、γFeo,
γSiO2に着目し、スラグ組成をコントロールすることに
よりγFeo, γ SiO2を低下させることにある。
【００２３】また、溶鋼中の酸素濃度が低い場合に溶鋼
中のアルミニュウムの濃度を低下させるには（９）式の
γAl2O3, ＮAl2O3 を抑制することが必要である。従来
技術では耐火物の溶損等から取鍋スラグ中のＡｌ2 Ｏ3
濃度を低下させるのが難しかった。本発明ではＣａＯを
添加することでスラグ組成をコントロールすると同時に
スラグ量を増加させ、Ａｌ2 Ｏ3 を希釈させＮAl2O3 を
減少させる効果およびγAl2O3 を減少させる効果によ
り、溶鋼中のアルミニュウム濃度を低位に保つことがで
きる。
中のアルミニュウムの濃度を低下させるには（９）式の
γAl2O3, ＮAl2O3 を抑制することが必要である。従来
技術では耐火物の溶損等から取鍋スラグ中のＡｌ2 Ｏ3
濃度を低下させるのが難しかった。本発明ではＣａＯを
添加することでスラグ組成をコントロールすると同時に
スラグ量を増加させ、Ａｌ2 Ｏ3 を希釈させＮAl2O3 を
減少させる効果およびγAl2O3 を減少させる効果によ
り、溶鋼中のアルミニュウム濃度を低位に保つことがで
きる。
【００２４】図２は等γFeo 線を、図３は等γSiO2線
を、図４は等γAl2O3 線を擬ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −Ｓｉ
Ｏ2 系図中に示したものである。従来の取鍋スラグ組成
は、従来範囲内の組成であり、ＳｉＯ2 濃度、Ａｌ2 Ｏ
3 濃度が高く、γFeo, γSiO2およびγAl2O3 が高い範
囲にあり、本発明のスラグ組成範囲であるＣａＯ濃度が
高く、Ａｌ2 Ｏ3 濃度を低い組成にすることにより、γ
Feo, γSiO2およびγAl 2O3 各々を低位に保つことがで
きる。
を、図４は等γAl2O3 線を擬ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −Ｓｉ
Ｏ2 系図中に示したものである。従来の取鍋スラグ組成
は、従来範囲内の組成であり、ＳｉＯ2 濃度、Ａｌ2 Ｏ
3 濃度が高く、γFeo, γSiO2およびγAl2O3 が高い範
囲にあり、本発明のスラグ組成範囲であるＣａＯ濃度が
高く、Ａｌ2 Ｏ3 濃度を低い組成にすることにより、γ
Feo, γSiO2およびγAl 2O3 各々を低位に保つことがで
きる。
【００２５】ここで、ＣａＯの最適投入量は、その投入
前のスラグ量および組成によって増減するが、２（kg／
Ｔ溶鋼）未満では、その効果がなく、逆に９（kg／Ｔ溶
鋼）超では、スラグ中のＣａＯ濃度を過度に増加させる
ことは、溶融スラグの融点の上昇を招き溶鋼中の介在物
がスラグ中へ移行しにくくなるため、ＣａＯ投入量は２
〜９（kg／Ｔ溶鋼）が望ましい。
前のスラグ量および組成によって増減するが、２（kg／
Ｔ溶鋼）未満では、その効果がなく、逆に９（kg／Ｔ溶
鋼）超では、スラグ中のＣａＯ濃度を過度に増加させる
ことは、溶融スラグの融点の上昇を招き溶鋼中の介在物
がスラグ中へ移行しにくくなるため、ＣａＯ投入量は２
〜９（kg／Ｔ溶鋼）が望ましい。
【００２６】ＣａＯの投入方法としては、転炉および電
気炉等から出鋼中に添加する方法、出鋼後、二次精錬工
程において、ＣａＯをインジェクションすることで添加
する方法、あるいは出鋼中、インジェクションの両方で
添加する方法がある。次に、本発明が最も顕著な効果が
得られる熱影響部の低温靱性に優れた鋼の成分につい
て、説明する。
気炉等から出鋼中に添加する方法、出鋼後、二次精錬工
程において、ＣａＯをインジェクションすることで添加
する方法、あるいは出鋼中、インジェクションの両方で
添加する方法がある。次に、本発明が最も顕著な効果が
得られる熱影響部の低温靱性に優れた鋼の成分につい
て、説明する。
【００２７】本発明者らの研究によれば、ＣＴＯＤ特性
が問題となるような小〜中入熱溶接部のＨＡＺ靱性は、
１）鋼の化学成分、２）ミクロ組織（結晶粒の大きさと
硬化相の分布状態）、３）析出硬化（溶接熱により一旦
溶解する析出硬化元素が溶接の後熱により再析出して硬
化）、４）ミクロ組織中で硬化相と同じ影響を及ぼす酸
化物の量などに大きく依存することを明らかにした。
が問題となるような小〜中入熱溶接部のＨＡＺ靱性は、
１）鋼の化学成分、２）ミクロ組織（結晶粒の大きさと
硬化相の分布状態）、３）析出硬化（溶接熱により一旦
溶解する析出硬化元素が溶接の後熱により再析出して硬
化）、４）ミクロ組織中で硬化相と同じ影響を及ぼす酸
化物の量などに大きく依存することを明らかにした。
【００２８】このため、本発明者らは、鋼中に従来より
微細に酸化物を分散させ、ＴｉＮが溶解し、その後生成
するＴｉＣを極力少なくするため、種々の検討を行い、
適正なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスが重要であることを見
いだした。また同時に、上述の知見を生かすためには、
併せて、適正なベース成分も必須であることを明らかに
し、その適正範囲をつきとめた。
微細に酸化物を分散させ、ＴｉＮが溶解し、その後生成
するＴｉＣを極力少なくするため、種々の検討を行い、
適正なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスが重要であることを見
いだした。また同時に、上述の知見を生かすためには、
併せて、適正なベース成分も必須であることを明らかに
し、その適正範囲をつきとめた。
【００２９】Ｔｉ酸化物（主としてＴｉ2 Ｏ3 ）は微細
なアシキュラーフェライトを生成して靱性を向上させる
が、試験条件が厳しい場合（−４０℃以下の低温でのＣ
ＴＯＤ特性が問題とされるケース）、Ｔｉ酸化物が脆性
亀裂の発生を促進する悪い作用を生じる。このため、脆
性亀裂の発生を起こさないようにＴｉ酸化物の大きさと
数を抑制する必要がある。
なアシキュラーフェライトを生成して靱性を向上させる
が、試験条件が厳しい場合（−４０℃以下の低温でのＣ
ＴＯＤ特性が問題とされるケース）、Ｔｉ酸化物が脆性
亀裂の発生を促進する悪い作用を生じる。このため、脆
性亀裂の発生を起こさないようにＴｉ酸化物の大きさと
数を抑制する必要がある。
【００３０】本発明者らは、種々の検討の結果、Ｔｉと
Ｏを適正範囲にすることにより前記の課題を解決した。
すなわち、Ｔｉ量は０．００４％〜０．０１３％が適正
範囲で、Ｏ量は０．００１０〜０．００３０％が適正範
囲である。ＴｉやＯ量がこの範囲より多い場合は、酸化
物数が増加し、そのサイズも大きくなり脆性亀裂が発生
し易くなる。また、この範囲より少ない場合は、有効な
酸化物が生成しないため、ミクロ組織が微細化せず、靱
性は向上しない。
Ｏを適正範囲にすることにより前記の課題を解決した。
すなわち、Ｔｉ量は０．００４％〜０．０１３％が適正
範囲で、Ｏ量は０．００１０〜０．００３０％が適正範
囲である。ＴｉやＯ量がこの範囲より多い場合は、酸化
物数が増加し、そのサイズも大きくなり脆性亀裂が発生
し易くなる。また、この範囲より少ない場合は、有効な
酸化物が生成しないため、ミクロ組織が微細化せず、靱
性は向上しない。
【００３１】Ｔｉ酸化物は溶鋼の凝固中に優先して生成
するが、酸素と結合しないＴｉはＮと結合し、ＴｉＮが
生成する。ＴｉＮは溶接時の１３５０℃以下の温度では
ミクロ組織を微細化して靱性を向上させるが、１４００
℃を超える温度では溶解する。溶解したＴｉは冷却中
に、ＴｉＮやＴｉＣを形成する。この場合、Ｔｉ量が多
く、Ｎ量が少ないとＴｉＣが形成され靱性が著しく劣化
する。従って、靱性を劣化させないため、Ｎ量の規制と
ともにＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスを適正範囲に規制する
ことが必要条件であり、Ｎ量は、０．００３５〜０．０
０６５％、Ｔｉ，Ｏ，Ｎのバランスは、−０．０２０％
≦〔Ｔｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０％
とするのが望ましい。
するが、酸素と結合しないＴｉはＮと結合し、ＴｉＮが
生成する。ＴｉＮは溶接時の１３５０℃以下の温度では
ミクロ組織を微細化して靱性を向上させるが、１４００
℃を超える温度では溶解する。溶解したＴｉは冷却中
に、ＴｉＮやＴｉＣを形成する。この場合、Ｔｉ量が多
く、Ｎ量が少ないとＴｉＣが形成され靱性が著しく劣化
する。従って、靱性を劣化させないため、Ｎ量の規制と
ともにＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスを適正範囲に規制する
ことが必要条件であり、Ｎ量は、０．００３５〜０．０
０６５％、Ｔｉ，Ｏ，Ｎのバランスは、−０．０２０％
≦〔Ｔｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０％
とするのが望ましい。
【００３２】しかしながら、たとえＴｉ，Ｏ，Ｎ量を規
制して鋼中にＴｉ酸化物やＴｉＮを微細分散させたとし
ても基本成分が適正でなければ、優れたＨＡＺ靱性は得
られない。以下この点について説明する。Ｃの下限０．
０６％は、母材および溶接部の強度の確保のため必要で
ある。しかし、Ｃ量が多すぎると、母材の低温靱性や溶
接性、ＨＡＺ靱性も劣化させるので、上限を０．０１５
％とした。
制して鋼中にＴｉ酸化物やＴｉＮを微細分散させたとし
ても基本成分が適正でなければ、優れたＨＡＺ靱性は得
られない。以下この点について説明する。Ｃの下限０．
０６％は、母材および溶接部の強度の確保のため必要で
ある。しかし、Ｃ量が多すぎると、母材の低温靱性や溶
接性、ＨＡＺ靱性も劣化させるので、上限を０．０１５
％とした。
【００３３】Ｓｉは脱酸上、鋼に含まれる元素である
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靱性が劣化するた
め、上限を０．４％に限定した。ＨＡＺ靱性を改善する
観点から０．１５％以下が望ましい。Ｍｎは強度、靱性
を確保するため不可欠な元素であり、その下限は０．８
％である。Ｍｎはγ粒界に生成する粗大な初析フェライ
トを防止しＨＡＺ靱性改善に効果があるがＭｎが多すぎ
ると溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるので上限を２．０
％とした。
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靱性が劣化するた
め、上限を０．４％に限定した。ＨＡＺ靱性を改善する
観点から０．１５％以下が望ましい。Ｍｎは強度、靱性
を確保するため不可欠な元素であり、その下限は０．８
％である。Ｍｎはγ粒界に生成する粗大な初析フェライ
トを防止しＨＡＺ靱性改善に効果があるがＭｎが多すぎ
ると溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるので上限を２．０
％とした。
【００３４】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０２０％，０．００５％以下とした理由は母
材、溶接部の低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させ、Ｓ
の低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向がある。
Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
鋼では好ましくない元素であり、その上限を０．００４
％とした。これはＡｌが鋼中に含まれているとＴｉより
早くＯと結合しＴｉ酸化物が生成しないためである。
れぞれ０．０２０％，０．００５％以下とした理由は母
材、溶接部の低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させ、Ｓ
の低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向がある。
Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
鋼では好ましくない元素であり、その上限を０．００４
％とした。これはＡｌが鋼中に含まれているとＴｉより
早くＯと結合しＴｉ酸化物が生成しないためである。
【００３５】つぎにＮｂ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃａ，ＲＥ
Ｍを添加する理由を説明する。Ｎｂはγ粒界に生成する
フェライトを抑制し、Ｔｉ酸化物を核とする微細なフェ
ライトの生成を促進する働きがある。しかしながら、多
すぎると逆に微細なフェライトの生成を妨げるので０．
００５〜０．０２０％を規制範囲とした。ＶはＮｂとほ
ぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．００５％以下では
効果が少なく、上限は０．０３０％まで許容できる。
Ｍを添加する理由を説明する。Ｎｂはγ粒界に生成する
フェライトを抑制し、Ｔｉ酸化物を核とする微細なフェ
ライトの生成を促進する働きがある。しかしながら、多
すぎると逆に微細なフェライトの生成を妨げるので０．
００５〜０．０２０％を規制範囲とした。ＶはＮｂとほ
ぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．００５％以下では
効果が少なく、上限は０．０３０％まで許容できる。
【００３６】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよ
ぼすことが少なく、母材の強度や靱性を向上させるが
１．０％を超えると溶接性に好ましくないため、１．０
％を上限とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果をもち、
耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、０．
５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラックが発生し、製
造困難となる。このため、上限を０．５％とした。
ぼすことが少なく、母材の強度や靱性を向上させるが
１．０％を超えると溶接性に好ましくないため、１．０
％を上限とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果をもち、
耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、０．
５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラックが発生し、製
造困難となる。このため、上限を０．５％とした。
【００３７】Ｃａ，ＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形態を
抑制し、低温靱性の改善や耐水素誘起割れ性に効果を発
揮する。しかし、Ｃａ量及びＲＥＭ量が０．０００５％
以下では効果が少ないので、それぞれの下限とした。ま
た、ＣａとＲＥＭは添加量が多すぎると靱性や清浄度を
害するため、それぞれの上限を０．００５％とした。
抑制し、低温靱性の改善や耐水素誘起割れ性に効果を発
揮する。しかし、Ｃａ量及びＲＥＭ量が０．０００５％
以下では効果が少ないので、それぞれの下限とした。ま
た、ＣａとＲＥＭは添加量が多すぎると靱性や清浄度を
害するため、それぞれの上限を０．００５％とした。
【００３８】
【実施例】以下、本発明の実施例を表１に基づいて説明
する。
する。
【００３９】
【表１】
【００４０】実施例１ 転炉から３００トン取鍋への溶鋼の出鋼中に４kg／ｔの
ＣａＯを取鍋内の溶鋼に添加する処理を実施した。溶鋼
成分は重量％で、Ｃ：０．０６，Ｓｉ：０．２１，Ｍ
ｎ：１．４２，Ｐ：０．０１３，Ｓ：０．００４，Ａ
ｌ：０．００３，Ｔｉ：０．０１１，Ｎ：０．００４
０，Ｃａ：０．０００８である。このときの成品酸素量
は０．００２３重量％であり、低酸素鋼が溶製できた。
ＣａＯを取鍋内の溶鋼に添加する処理を実施した。溶鋼
成分は重量％で、Ｃ：０．０６，Ｓｉ：０．２１，Ｍ
ｎ：１．４２，Ｐ：０．０１３，Ｓ：０．００４，Ａ
ｌ：０．００３，Ｔｉ：０．０１１，Ｎ：０．００４
０，Ｃａ：０．０００８である。このときの成品酸素量
は０．００２３重量％であり、低酸素鋼が溶製できた。
【００４１】実施例２ 転炉から３００トン取鍋へ溶鋼を出鋼させた後、取鍋内
の溶鋼に浸漬させたランスから４kg／ＴのＣａＯをイン
ジェクションする処理を実施した。ランスの浸漬深さは
２．５ｍである。溶鋼成分は重量％で、Ｃ：０．０６，
Ｓｉ：０．２０，Ｍｎ：１．４６，Ｐ：０．０１６，
Ｓ：０．００３，Ａｌ：０．００４，Ｔｉ：０．００
８，Ｎ：０．００５５，Ｖ：０．００７，Ｃｕ：０．２
０である。このときの成品酸素量は０．００２１重量％
であり、低酸素鋼が溶製できた。
の溶鋼に浸漬させたランスから４kg／ＴのＣａＯをイン
ジェクションする処理を実施した。ランスの浸漬深さは
２．５ｍである。溶鋼成分は重量％で、Ｃ：０．０６，
Ｓｉ：０．２０，Ｍｎ：１．４６，Ｐ：０．０１６，
Ｓ：０．００３，Ａｌ：０．００４，Ｔｉ：０．００
８，Ｎ：０．００５５，Ｖ：０．００７，Ｃｕ：０．２
０である。このときの成品酸素量は０．００２１重量％
であり、低酸素鋼が溶製できた。
【００４２】実施例３ 転炉から３００トン取鍋への溶鋼の出鋼中に２．４kg／
ＴのＣａＯを取鍋内の溶鋼に添加後に、取鍋内の溶鋼に
浸漬させたランスから１．６kg／ＴのＣａＯをインジェ
クションする処理を実施した。ランスの浸漬深さは２．
５ｍである。溶鋼成分は重量％で、Ｃ：０．０６，Ｓ
ｉ：０．２３，Ｍｎ：１．４１，Ｐ：０．０１０，Ｓ：
０．００４，Ａｌ：０．００３，Ｔｉ：０．００９，
Ｎ：０．００５０，Ｎｉ：０．５，ＲＥＭ：０．０１１
である。このときの成品酸素量は０．００２２重量％で
あり、低酸素鋼が溶製できた。
ＴのＣａＯを取鍋内の溶鋼に添加後に、取鍋内の溶鋼に
浸漬させたランスから１．６kg／ＴのＣａＯをインジェ
クションする処理を実施した。ランスの浸漬深さは２．
５ｍである。溶鋼成分は重量％で、Ｃ：０．０６，Ｓ
ｉ：０．２３，Ｍｎ：１．４１，Ｐ：０．０１０，Ｓ：
０．００４，Ａｌ：０．００３，Ｔｉ：０．００９，
Ｎ：０．００５０，Ｎｉ：０．５，ＲＥＭ：０．０１１
である。このときの成品酸素量は０．００２２重量％で
あり、低酸素鋼が溶製できた。
【００４３】
【発明の効果】鋼中の酸素量が減少し、加工性、伸展
性、溶接性さらに低温靱性に優れた鋼を溶製できるよう
になった。
性、溶接性さらに低温靱性に優れた鋼を溶製できるよう
になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のスラグ組成と本発明のスラグ組成の範囲
を示した図である。
を示した図である。
【図２】擬ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系図中に等γ
Feo 線を示す図である。
Feo 線を示す図である。
【図３】擬ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系図中に等γ
SiO2線を示す図である。
SiO2線を示す図である。
【図４】擬ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系図中に等γ
Al2O3 線を示す図である。
Al2O3 線を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 取鍋の溶鋼上スラグにＣａＯを添加し、
該スラグ組成を図１の範囲イ、ロ、ハ、ニに調整するこ
とを特徴とするスラグの改質方法。 - 【請求項２】 前記溶鋼の鋳造前成分が、重量％で、 Ｃ ：０．０６〜０．１５％ Ｓｉ：０．４０％以下 Ｍｎ：０．８０〜２．００％ Ｐ ：０．０２０％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００４〜０．０１３％ Ｏ ：０．００３０％以下 Ｎ ：０．００３５〜０．００７０％を含有し、残部が
不可避不純物であることを特徴とする請求項１記載のス
ラグの改質方法。 - 【請求項３】 請求項２記載の溶鋼の鋳造前成分が重量
％で、更に、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％ Ｖ ：０．００５〜０．０３０％ Ｎｉ：０．０５〜２．０％ Ｃｕ：０．０５〜０．５％の一種または二種以上を含有
したことを特徴とする請求項２記載のスラグの改質方
法。 - 【請求項４】 請求項２あるいは３記載の溶鋼の鋳造前
成分が重量％で、更に、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％，ＲＥＭ：０．００
０５〜０．００５％の一種または二種以上を含有したこ
とを特徴とする請求項２あるいは３記載のスラグの改質
方法。 - 【請求項５】 転炉または電気炉からの出鋼中および／
または出鋼後のインジェクション工程において、ＣａＯ
を２〜９（kg／Ｔ溶鋼）添加することを特徴とする請求
項１から４のいずれかに記載のスラグの改質方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5122824A JPH06330146A (ja) | 1993-05-25 | 1993-05-25 | スラグの改質方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5122824A JPH06330146A (ja) | 1993-05-25 | 1993-05-25 | スラグの改質方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330146A true JPH06330146A (ja) | 1994-11-29 |
Family
ID=14845547
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5122824A Withdrawn JPH06330146A (ja) | 1993-05-25 | 1993-05-25 | スラグの改質方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06330146A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1112640A (ja) * | 1997-06-24 | 1999-01-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 酸化物分散鋼の製造方法 |
-
1993
- 1993-05-25 JP JP5122824A patent/JPH06330146A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1112640A (ja) * | 1997-06-24 | 1999-01-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 酸化物分散鋼の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000801 |