JPS58144418A - 高Ｍｎ鋼の製造方法 - 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】 本発明は、核１合実験装置、磁気浮上高速鉄道用ｌノー
ルを初め電気部品材料などに用いられる高Ｍｎ　　の非
゛・荘性１を、安価にかつ多量に製造する方法にかかわ
るものである。

Ｍｎ’（Ｈ＋６〜３０％含むＰｅ　合金は、経済的でし
かも透磁率が低く、・°幾賊ｌＩｉ造用鋼として高い強
度を有するなど多くの利点が挙げられ、最近特に注目さ
れている材料である。

しかしながら、かかる鋼は融点から９００℃温度域に至
る広い温度範囲で、割れ感受性が著しく高いために、製
造方法としては以下のような方法が採用されていた。す
なわち、転炉ないしは□気炉で溶製された溶湯は、造塊
後常温まで冷却され、表面冷間手入れ後加熱、分塊圧延
され、冷間手入れ、加熱後熱間圧延の工程を経ていた。

このような製造方法の揚台には、造塊後−たんＡｒＩ点
以下ＶＣ＠１１塊温度を下げて表面手入れを行なった後
に、徐加熱して分塊圧延を施こすので、分塊圧延時に凝
固偏析ならびに熱歪みによる割れ疵は生じにくり、さら
にその後の熱間圧延においても、分塊圧延後に一度冷片
にして手入れを行なってから徐加熱し、熱間圧延を行な
っているので、圧延前に凝固組織は破砕され、凝固偏析
も軽微になり、分塊圧延時よりもさらに割れ疵は生じに
くい。

しかしながら上述した製造方法においては生産性が悪く
、製品価格も高く大計生産を行なうことは非常に困難で
ある。

しかし、Ｉ役近磁気浮上高速鉄道用レール、・１嫡械溝
造用−嘴として用いる形鋼あるいは、電気部品材料とし
てストリップ形状の製品の需要が高まりつつある。これ
に適した生産性を上げる製造法としては、転炉、連続鋳
造、熱間圧延による連続製造法が考えられるが、この種
の高Ｍｎ　ＪＮは、オーステナイトの単相鋼であり、融
点が著しく低く高温域の、コ１１れ感受性が著しく高い
ために、連続調造ならびにこれに引きノ続く熱間圧延に
よる製造法は開発されていなかった。

本発明は、不純物元素Ｐを低位に抑えるとともに、連続
鋳造に際しての熱応力の集積を軽漱にＬ、さらに凝固肩
析、析出物を変１ヒさせ、割れ感受性を低下せしめるた
めに、二次冷却帯域の切片の冷却金除冷却にして、表面
割れの防止をするものである。

さらに運、涜鋳、造機を出た後に９００℃以上で保熱炉
に装入した後に熱間圧延を怖すことにより、いずれの工
程でも割れ疵の生じない高Ｍｎ　　、ｌ惰を製造する方
法を提供するものである。

本発明で対象とする鋼はＯ；　０．１５〜０．５％、Ｓ
ｉ　；　０．１−０．５％、Ｍｎ；１６〜３０％、Ｎ１
０．５〜２％、０１５〜１０％、Ｎｂ　；　０．０１〜
０．１％、Ｎ；０、Ｏ１〜０゜１チを主成分とし、Ｐの
含有啜を帆００５係以下（望ましくは０．００１％１以
下）に規制した高Ｍｎ　　鋼である。

本発明において、合金成分を上記の如く限定し、後述す
る製造条件と併せて実施することにより、一　３一 連続鋳造においても、まｆｃ連続鋳造に引き読く熱間圧
延においても、割れ疵の発生を防止することが可能とな
った。

オーステナイト相として安定でしかも透１滋率が低く、
かつ強度、傍注にも優れるための母相を、溝成する主要
元素１ｄｏ、　Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ　　でこの限定理由は
以下の通シである。

Ｃを０．１５〜０゜５％にした七浬由は、Ｃが０．１５
％未満ではオーステナイトが不安定になり、透磁率が上
昇して磁性ヲ帝びやすくなる。またＭｎ　　が多くても
Ｃ量が少ないと・秀磁率が上昇するためである。Ｃが０
．１１超えて含有されると、圧延のままでは炭化物が粒
界に析出して脆化するので、溶体化処理を施す必要がで
てくる。また高Ｃ含有は切削性全悪くする許りでなく、
溶体化処理後も応力除去焼鈍あるいは浴接時の再加俤に
より、再び炭化物の粒界析出が生じて脆化するので、Ｃ
；０．５％以下と限定した。

８１を０．１〜０．５％にした理由は、Ｓｌが０．１％
未満では脱酸が不充分になるばかりでなく、強度　４− の向上効果も少ないので０．１％頃上添加する必要があ
る。またＳｌ　　の多量添加は強度向上には有効である
が溶接性の点から好ましくないので帆５％以下に限定し
た。

Ｍｎ　　を１６〜３０％にした理由１は、Ｍｎ　　が１
６％未満では本発明のＣ量では均一なオーステナイト組
織を形成しにりく、低い透磁率が得られないためである
。またＭｎ　が３０％を超えて詮有することは、オース
テナイトの安定化には有効であるが、溶製上および熱間
カロエ性の点から３０％以下にする必要がある。

Ｎｉ　　を０．５〜２゜０％にした理由は、Ｎｉ　　は
０．５％以上言有するとオーステナイトの安定化に有効
であるが、２％を超えてもその効果は飽和し、製造コス
トが上昇するので２．０％以下にした。

０ｒｉ５〜１０％とした理由は、Ｏｒ　　が５％未満で
は靭性の向上効果が少’１．＜、１０％を超えて含有し
てもその効果が飽和し、透磁率を新たに上昇させるので
１（１％以下に限定した。

Ｎｂ　　をＯゆ０１〜０．１％にした理由はＮｂ　　が
０．０１％未満では耐食性ならびに強靭性の向上効果が
少ない、また０、１％以上含有すると・部間加工性の劣
１ヒが著しいことから０．１％以下に限定した。

Ｎを０゜０１〜０．１％にした叩出は、Ｎの添加は常温
におけるオーステナイトの安定化、すなわち透磁率の低
下に有効であり、必要な成分であるが、０００１％以下
では効果が少なく、捷た０゜１％以上含有するとυロエ
件が劣化するので０．１％以下に限定した。

従来、不純物元素ＰおよびＳについては、通常のＭｎ　
　含有量゛の増については、連続哨造時あるいはそれに
引き続く熱間圧延時の別れ疵防止のためにト限が規制さ
れていた。しかし対象が本発明のとと（Ｍｎ　　を多着
に言む鋼で１はなく、本発明と同列に論することはでき
ない。

本発明者等は上述したＭｎ’ｉ１５〜．３０％言む高Ｍ
ｎ婿を連続鋳造により製造し、椅片のもつ顕熱を利用し
て、直接圧延する制令工程の実現を可能とする１′ｍ究
に１楳り組み、不純′吻元累Ｐの高温変形特性におよぼ
す影響について検討した。

その拮果、Ｐの含有量ヲ本発明の如く低ｆ化に抑え、岸
続藺造時の二次冷却帯域における冷却速度ヲ０．２℃／
Ｓ以下とした後、熱間圧延を施こすことにより、表面疵
のないｊ！！！全な形、ｆ＠および熱延板を得ることが
できた。。

運・呪ｄｊ　；ｉ告で鋳片を製造し、鋳片の持っている
熱をそのま１利用して、熱間圧延を行なう１県に割れ疵
の発生ずることなく製造する仰見を得るために実１験室
的な検討全行なった。

すなわち熱間引張試験殴を用いて、試、Ｉ４を−たん溶
１触した後の冷却渦、１呈で高温引張状・倹を行ない高
Ｍｎ　′４Ｉ４の融点から６００℃温度域に至る各温度
で高温変形能の調査を行なった。

その請来、連続・Ｊ造に際しての鋳片表面割れや内部刷
れ、および直送圧延時の熱間）用工性を支配するの（′
は、高Ｍｎ　　鋼に含捷れる不純物元素Ｐが、熱間変形
能に有害であることを明らかにした。

すなわち、Ｐが０．００５％超含有されると、凝固温度
孕低瀧１ｔｆ！ｌに移動させＰの凝固偏析が著しく、溶
融Ｃ品度η・ら９００℃近傍まで高温変形能を著しく　
７− 低下させることから上限値ｉ　ｏ、ｏｎｓ％とじた。望
ましくはＰを０　、００１％１共下に抑制することによ
り、当片の表面イ１１れならびに直送圧延時の割れ疵の
発生、伝１番を抑制しつる。

また成分範囲を上述しｆｃ如く・股定した本発明で対象
とする高Ｍｎ　　＠においては、’Ｍｎ＠有量が高いた
め通常の炭素鋼の連続鋳造と、同一の鋳造条件で製造し
た際には、種々の割れ疵が発生してしまう。鋳片表面割
れ防止のためには、凝固殻の成長全均一かつゆっくり生
せしめることにより、局部的に発生する熱歪の解放を行
なうことが重要である。

そのためにはロール間の水冷却方式から気水噴霧冷却方
式に変更し、鋳片表面温度で１２５０℃から９００℃温
度範囲の平均冷却速度を、０．２℃／Ｓ以下に限定する
必要がある。冷却速度がそれ以上法くなると、熱歪の集
積が大になり表面割れを生じやすくなってし捷う。

さらに、本発明喝ｌｌｌは１２５０℃から９００℃温度
域において、引張歪が付加された場合、鋳片が急速冷　
８− 却されていると、デンドライト界面またはオーステナイ
ト粒界に沿って、割れが生じやすく鋳片の表面縦割れ、
横割れが発生してし捷い、その後の直送圧延に適さない
。従って本発明において、運Ａ’Ｘ　４’５潰時の力造
条件として、二次？省却帝１．情度域の１２５０℃から
９００℃範囲における冷却速度ｆｆｉ　０．２％／Ｓ以
下と限定した。

以上の説明により本発明に於ては、Ｐの含有量を０９０
０５％１以下に制限し、（望ましくは０゜００１％以下
）さらに１２５０℃から９００℃温度域における鋳片表
層部の平均冷却ｉ車度を０．２℃／Ｓ　以下の除冷却と
することにより、鋳片表面割れならびにｌｌ！送圧延時
の゛ダ１１れ疵を皆無にすることを可能にした。

さらに以−トで説明した本発明による、鋳片を、引きＡ
′児き熱間圧延する際の条件として、本発明者等は熱エ
ネルギー的に最も有効な方法として、鋳片の直送圧延法
を開発した。ｔなわち、鋳片の表面温度が９００　’Ｃ
ｋ下・・回らない状態で保熱Ｊ炉に殿透し、１２００℃
ゆら１０５０℃温度範囲に復熱させた状態で熱間圧延全
相すものである。

鋳片表面温度が９００℃より低温になった１易合には、
冷却ならびに復熱時に割れ疵の発生する可能性があるた
めこのように限宇する。さらに１２００℃を超えて復熱
させるには、意図的に加熱する必要かあｉｌ）、７Ｉｎ
熱炉原単位上得策とならないと同時に、新たに高温での
割れ疵を発生させることＶＣなる。また１０５０℃以下
の復熱では、その後の熱間圧延時の幅度確保が４涌しく
、変形抵抗が高くなると共に材質・特性の劣化をきたす
。

従って本発明において、鋳片表面温度を９００℃以上と
し、そのまま保熱・〆目に殺送し、１２００℃から１０
５０℃の感度範囲に鋳片表面温度全１呆った俊に、熱間
圧延を施すことにより、割れ疵を発生させることなく省
エネルギーを達成した。

次に本発明の方法を形・−喝および熱延板の素形鋼片に
適用した実施例を述べる。

実施例１゜ 高　Ｍｎ　勇の熱間変形能におよぼす不７純Ｉ吻元累Ｐ
の影響ケ叫べる目的で、第１表に示すような成分の旨　
Ｍｎ＠を溶製し、高温引張試験を行なった。

１１− 試１倹法としては連続崎造時の熱履歴を想定して試料を
−たん溶融した後の（會却過程で引張試験を施すもので
、その結果の例全第１図に示した。この図は引張破断し
た際の絞り値と試１検温度の関係図である。

と 冷却速度０．２℃／Ｓ　歪速度！Ｉ　＝　５／Ｓのｊ、
）合で、この図において調香２の如り、１２５０℃から
９００℃温度域において、絞り直が５０％以上の値を示
す場合には、鋳片の表面縦割れ、内部割れならびに厘送
圧延時の割れが生じ難い。反対に絞り値が５０％以下の
鋼では、高温域における割れ感受性が著しく高いことを
確認している。第１表の調香ｌも同様の挙動を示すが、
極低Ｐのため延性が非常に良好である。

他方第１図に示される＠＠３の鋼は、絞シ値を５０％以
下に低下させる不純物元素Ｐ　ｉ　Ｏ，００５％を超、
えて含有する場合で、延性低下が著しくなっている。・
１１番４も同じ挙・功を示すが、Ｐ含有量がさらに多い
ため延性低下もさらに著しい。従って、割れ発生防止の
ためには不純物元素Ｐの富有量を１２− ０．００５％以下（望ましくは０．００１％以下）に規
制する必要がある。

実施例２゜ 実施例１．に述べた実験室の知見を基にして、’？ｌ１
２表の調香５．６．７および調香８に示す化学組成全も
つ高　Ｍｎ　ｆＩ４ｆｆ：電気炉で溶製し、４続鋳造機
を用いて切片全製造した。

不純物元素Ｐの含有量ヲ０゜００５％以下に低めるため
に、溶銑の脱燐処理を、通常一段で行なうところ４３度
操りかえして、３倍の時間を要して溶製することで、第
２表の調香５．６に示しｆｃｊ至低Ｐの高　Ｍｎ鋼を作
成し、また調香７および調香８については通常の方法で
脱燐処理を行ない溶製した。

上記した鋼番５から８までの鋼の連続的、漬時の諸条件
は次の如くである。

すなわち鋳型寸法は厚み２４０ｍｍ、幅３００胡のブル
ームで行なった。鋳造速度はいずれの場合も０゜５　ｍ
／ｍｉｎである。さらに二次冷却帯の冷却条ヰは二水準
行なった。すなわち通常操業と同じくロール間の水冷却
法においては、１２５０℃から９００℃温度域における
鋳片表面の平均冷却速度は３　ＶＳである。他方ロール
間での気水噴霧耐却法では０・１℃／Ｓ　　の均−徐冷
却が得られた。

プルーム鋳片の割れ発生状況全第３表に示したが、従来
のロール間水冷却法（急冷型）では、不純物元素Ｐを帆
００１％以下の極低Ｐにしない限り、　１５− 鋳片の無欠陥化をはかるのが困難であるので、割れ疵の
発生防止のためには、不純物元素Ｐを０．００５％以下
に抑え、１２５０℃から９００℃温度域における鋳片表
層部の平均冷却速度ヲ、０゜２℃／Ｓ以下とする徐冷却
を施す必要がある。なお、スラブ鋳片についても同様の
実施を行なったところ、同様の結果であった。

１６− 実施例３゜ 第２表に示した＠番５および備番６′ｆ：、実施例２、
に述べた方法で連続鋳造鋳片（ブルーム）を製造し、鋳
片の表面温度が９００℃の時に表面に保温カバー’ｔ４
ｆい、最送して保熱炉に装入し、１１５０℃に切片を１
′呆持した後に熱間圧延を施した。得られた１３０φの
形鋼は“）ｌれ疵のない１建全なものであった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、試料ケ一たん溶融した後の二次冷却過程で引
張試験を施し、引張破断した際の絞り値と試験温度の関
係図である。 　１９−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ｔ　　Ｃ；　０．１５〜０．５　　％、Ｓｉ　；　Ｑ、
   １〜０．５　　％、Ｍｎ：１６３０％、Ｎｉ：０．５−
   ２％、Ｃｉｒ　：　５−１０％、Ｎｂ　；　０．Ｑｌ　
   −０，１％、Ｎ　；　０．０１−　Ｃ１，１％、ｐ≦・
   ）。００５　％残部鉄および不純・勿からなる＠全１続
   鋳造し、１２５０　℃から９１”ｌｎ℃温度域＜おける
   鋳片表層部ン）平均・令却運度を０．２ＶＳ以下とする
   徐冷却を鋳片に施すことを特徴とする高Ｍｎ１Ｉ４の製
   造方法。 ２、　　Ｏ：　０．１５−０．５％、Ｓｉ　：　０．１
   −０．５％、Ｍｎ：１６−３０　％、Ｎｉ　：　０．５
   −２％、Ｏｒ：５−１０％、Ｎｂ　　；　　　−）、Ｑ
   ｌ−０，１％　　、　　Ｎ　　：　　０．０１−０．１
   　　％　　　　　Ｐ〈す、００５％残部鉄２よび不純物
   からなる一舅金運一先鋳造し、１２５０℃から９ｏｏ℃
   温度域における鋳片表・音部の平均冷却速度ｋ　Ｏ−２
   ”Ｑ／Ｅ＋以下の徐令却全鋳片に施した後、鋳片の表面
   温度が９００℃以乾シ１４て哨片温度を保定後熱間圧延
   ケ行なうことを、′待機とする高Ｍａ　ｉｌｌの製造方
   法。