JPS62139814A - 熱片直送圧延方法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、連続鋳造あるいは造塊法により鋳片にされ、
このときの高熱鋳片（以下、単に「熱片」という）を室
温にまで冷却することなく、そのままあるいは一旦再加
熱して熱間圧延を行う（以下、単に「直送圧延」という
〉に際して熱片の直送圧延割れを防止し、エネルギー原
単位の向上をはかる熱片直送圧延方法に関するものであ
る。

（従来の技術） 近年の連続鋳造化比率の増加は、製造コストの低減と生
産工程の合理化と相俟って目覚ましいが、それに伴い製
鋼−圧延の連続化プロセスが大きな注目を集めている。

すなわち、連続鋳造法あるいは造塊法により製造された
高熱鋳片を、室温まで冷却せずに、熱片のまま直接加熱
炉に装入し、次いで熱間圧延を行うという、エネルギー
原単位の向上を図る熱片直送圧延方法の検討がさかんに
行われている。しかし、このような工程を経た場合、あ
る特定温度領域から再加熱を開始するとそれに続く熱間
圧延時に従来方式ではみられなかった圧延割れを表面に
生じることがある。

連続鋳造法あるいは造塊法により製造された鋳片を、室
温まで冷却し再加熱する従来方式ではそのような圧延割
れを生じないが、そのような方法による限り当然ながら
エネルギー原単位の向上にはつながらない。また、熱片
直送圧延方法においても連続鋳造法あるいは造塊法によ
り製造された熱片を鋼のγ→α変態点より低いと考えら
れる５００℃以下の温度まで一旦冷却してからその温度
で加熱炉に装入する場合は、室温にまで冷却された場合
と同様に圧延割れを生じないが、エネルギー原単位向上
の観点からは大きな効果を得ることはできない。

一方、鋼のγ→α変態完了温度より高いと考えられる６
５０℃以上で加熱炉に装入され、次いで加熱圧延された
場合、工皐ルギー原単位向上において非常に効果的であ
り、コスト合理化意識の徹底、物流システムの改善によ
り、この温度での加熱炉装入温度は近年飛躍的に上昇し
つつあり、Ｔ域装入も可能となってきている。

（発明が解決しようとする問題点） 前述のように近年の製造技術の飛躍的改良によってＴ域
温度での加熱炉装入も可能となってきたが、しかし、そ
のような高温装入はコスト合理化にとっては有利である
反面、鋼のＴ−α変態完了温度より高いと考えられる６
５０℃以上で装入される場合、凝固１粒は非常に大きく
なるため、直送圧延時に圧延割れを生じることが懸念さ
れる。実際、本発明者らが実験室的な直送圧延実験によ
り確認すると、特定鋼種、特定装入温度範囲および特定
圧延条件において圧延割れを生じることが判明した。

すなわち、■熱片はｙ　−＋　（α変態を完了していな
いため粗大凝固γ粒となっている。■この粗大凝固１粒
界を析出サイトとして、ＡＱ等の炭窒化物が２相域ある
いは低温Ｔ域から再加熱を開始する場合、生成、析出し
ている。■さらに凝固直後のＪ造組織のためＳは低融点
であるＦｅ−Ｍｎ−３系の硫化物として存在する。この
ように、応力集中源となる炭窒化物および粒界脆化を生
じるＦｅ−Ｍｎ−５系低融点硫化物を粒界に有するとと
もに、Ｔ−α変態を完了していないための粗大凝固γ粒
を有する鋼を熱間圧延すれば、圧延割れを生じることが
判明した。

これらの原因のうち、■の粗大凝固γ粒の存在について
は、γ域装入プロセスを想定している以上取り避は得な
い現象である。一方、上記■および■については、ガス
成分の低下、Ｐ、Ｓ成分の低下等による鋼質の高純化に
よりかなり改善されることが判明した。しかし、鋼種そ
のものの規格、例えばリムド鋼、セミキルド鋼、あるい
は快削鋼等については、鋼質の高純化はその規格からの
制約から不可能な場合がある。例えば、Ｓ快削鋼などで
は、Ａ系介在物の高温強度が高いため、Ａ系介在物の球
状化の程度は、酸素含有量が高い程良好であることから
、脱酸処理をわざわざ行なわないのが、常識となってい
る。

したがって、このようにある程度の不純物の添加、ある
いは存在が避けられない炭素鋼、低合金鋼についても熱
片の直送圧延に際して圧延割れの生じない方法の確立が
望まれている。

したがって、本発明の目的とするところは、熱片直送圧
延でも熱間圧延割れを生じない、エネルギーロスの極め
て少ない、炭素鋼および低合金鋼の新規な熱片直送圧延
方法を提供することである。

また、本発明の別の目的は、鋼のＴ−α変態完了温度よ
り高いと考えられる６５０℃以上の温度で加熱炉に装入
されて、均熱後、熱間圧延する場合にも、圧延割れのお
それのない、ある程度の不純物の存在が避けられない炭
素鋼および低合金鋼の新規な熱片直送圧延方法を提供す
ることである。

（問題点を解決するための手段） そこで、本発明者らは、上述のように比佼的酸素含有量
の高い鋼種について熱片の直送圧延でも熱間圧延割れを
生じず、エネルギーロスの極めて少ない熱片直送圧延方
法を開発すべく、これら粒界脆化につながる要因のうち
、γ粒の粗大化および酸化物、硫化物系介在物の存在に
着目し、直送圧延時に、硫化物系介在物を極力少なくす
るとともに介在物が粒界析出していてもγ晶が微細化し
ていれば圧延割れを生じないという実験事実をもとに、
さらに熱片直送圧延時の圧延割れを防ぐ製造条件の検討
を行い、本発明に至ったものである。

すなわち、本発明は、重量で、 酸素５０ｐｐｍ以上およびｓ：ｏ、ｏ３％未満含有する
炭素鋼あるいは低合金鋼組成の熱片の直送圧延方法であ
って、該熱片の凝固後の冷却過程においてγ→α変！３
め完了しない温度で加熱炉に装入し、次いで熱間圧延す
る際に、圧延開始温度を１０５０〜１３００℃の温度範
囲とし、該温度範囲での合計圧下率を２０％以上とし、
鋳片表層部の粗大凝固γ粒の細粒化を図ることにより圧
延割れを防止することを特徴とする、熱片直送圧延方法
である。

なお、上記熱片は、重量％で、 Ｃ：　０．０１〜０．８０％、　　Ｓｉ：　０．０５〜
０．５０％、Ｍｎ：　　０．５　〜２．０　　％、　　
　　Ｃｒ：　　０．１０〜１．５　　％、Ｍｏ：　　０
．１０〜０．２０％、　　　　Ｎｉ：　　０．１０〜２
．０　　％、Ｃｕ：　　０．１０〜１．００％、　　　
　Ｂ　　：　　０．０．００３〜０．００３　　％、Ｔ
ｉ：　　０．００５　〜０．０５％、および Ｖ　：　０．００５〜０．００３℃Ｎｂ：　０．００５
〜０．０５％の少なくとも一種を含有するものであって
もよい。

（作用） 次に、本発明における鋼種、再加熱温度および圧延加工
条件について上記の如く限定した理由を述べる。本明細
書において、特にことわりがないかぎり、ｒｐｐｍ　Ｊ
および「％」は、「重量」を基準とするものである。

Ｃ： Ｃは強度を得るのに必要な元素であるが、０．０１％未
満ではその効果が不充分で、かつ焼入性が小さく靭性も
劣り、また０、８％を越えると初析セメンタイトの出現
による熱間延性低下がもちきたされるため０．０１〜０
．８０％とした。

Ｓｉ： Ｓｉは製鋼上必要な元素であり、かつ焼戻軟化抵抗を高
めるので強度の増大に有効であるが、０．５０％を越え
ると靭性が劣化する場合があるので、０゜０５〜０．５
０％とした。

門ｎ： Ｍｎは強度を増し、かつ焼入性および靭性を向上させる
のに有効であるが、０．５％未満ではその効果は不充分
であり、また２％を越えると逆に靭性を損なう場合があ
るので０．５〜２．０％とした。

Ｃｒ： Ｃｒは焼入性を高め、強度、靭性を向上させるのに有効
であるが、０．１０％未満ではその効果が不充分であり
、１．５％を越えると溶接性を劣化させるので０．１〜
１．５％とした。

ＭＯ＝ Ｍｏは焼入性を高め、強度、靭性を向上させるのに有効
であるが、０．１０％未満ではその効果が不充分であり
、逆に０．２％を越えて添加すれば、その改善効果は飽
和するばかりでなく、コストも嵩むので０．１〜０．２
％とした。

Ｎｉ： Ｎｉは母材のみならず溶接ボンド部の強度および靭性を
向上させるのに有効で、０．１％以上の含有により顕著
な効果があるが、２％を越えて増量しても効果の向上は
みられず、かつ原価が高騰するから望ましくない。

Ｃｕ： Ｃｕは靭性を損なうことなく強度を高めるのに有効であ
るが、０．１％未満ではその効果がなく、また１％を越
えると高温延性を損なう場合があるので、０．１〜１．
０％とした。

Ｂ： Ｂは焼入性を著しく高め、強度、靭性を向上させるのに
有効であるが、０．０００３％未満ではその効果はあが
らず、０．００３％を越えるとその効果は飽和あるいは
劣化する場合も生じるので、０．０００３〜０．００３
％とした。

Ｔｉ： ＴｉはＮを固定するのに有効な元素であり、０．００５
％以上の含有によりその効果が発揮される。しかし、０
．０５％を越えて添加されると靭性が著しく劣化するの
で望ましくなく　ｏ、ｏｏｓ〜０．０５％とした。

■＝ ■は焼戻し軟化抵抗を高め、強度増大に有効であるが０
．００５％未満ではその効果はなく、また０゜１％を越
えると靭性が著しく劣化するので望ましくなく　ｏ、ｏ
ｏｓ〜０．１　％とした。

Ｎｂ： Ｎｂは、制御圧延鋼、熱処理鋼のいずれにおいても細粒
化あるいは析出強化を目的として添加されるが、その効
果があられれるのはｏ、ｏｏｓ％以上であり、一方、０
．０５％を越えるとその効果は飽和するためｏ、ｏｏｓ
〜０．０５％とした。

Ｓ　： Ｓは熱力学的にはＭｎＳとして安定に存在するはずであ
るが、通常の炭素鋼では凝固直後においてはＦｅ原子の
ほうが圧倒的に多いため、Ｆｅ−Ｍｎ−５として存在す
るのが通例である。直送圧延のような凝固直後のプロセ
スにおいてもＦｅ−Ｍｎ−５として存在していることは
十分者えられ、かつＦｅ−Ｍｎ−５は９９７℃と低い共
晶点を有していることから、熱間延性の低下をもちきた
すため、直送圧延時の圧延割れを防ぐためには極力低く
抑えることが望まれる。一方、Ｓは被削性改善を目的と
する以外鋼質に好結果をもたらすことは少なく、Ｓを低
くすることは技術上何ら問題とされるところはないが、
製造コストあるいは要求性能の観点からＳは０．０３％
未満が実際上許される限度である。そのためＳの含有量
は０．０３％未満とした。好ましくは、０．００５％以
下である。

なお、酸素を５０ｐｐｍ超含有し、Ｓが０．０３％以上
存在する鋼については、直送圧延は実質上不可能である
。

酸素： 酸素は、鋼中で単にＡＣ２２０３、Ｓｉ０２といった酸
化物として存在するだけでなく、硫化物中に固溶するこ
とによりその共晶点を大幅に低下することが知られてい
る。すなわち、鋼中の酸素量が増加するとそれだけＦｅ
−Ｍｎ−３系の共晶点を低下させ、熱片直送圧延時の粒
界脆化を引き起こし、圧延割れを顕在化させる。しかし
ながら、その脆化現象は、鋼中の酸素量が５０ｐｐｍよ
り少なくなるとほどんど認められず、実質上問題がなく
なる。一方、鋼材には脱酸程度によりリムド鋼、セミキ
ルド鋼、快削鋼といった規格上本格的に脱酸を施さない
鋼種が存在する。これらの鋼の酸素含有量は５０ｐｐｍ
を越えているのが通常であり、事実、熱片直送圧延を実
施すると割れる頻度が非常に高い。そこで、本発明の対
象成分系をこれらの直送圧延困難な高酸素含有鋼、特に
炭素鋼および低合金鋼とした。

加熱炉装入温度および加熱温度： 加熱炉装入温度は、γ→α変態が完了しない温度までの
温度範囲、例えば６５０℃以上で加熱炉に装入し、粒界
の炭窒化物を完全固溶できるように、炭窒化物の溶体化
温度以上で再加熱するのが好ましい。もちろん、後述の
ように圧延開始温度である１０５０−１３００℃の温度
範囲で加熱炉に装入されるのであれば、特に再加熱は必
要ではない。

このように、本発明にあっては、炭窒化物はもちろん硫
化物も極力１粒界に析出しないようにするとともに、一
旦析出してしまった炭窒化物も再加熱して固溶させるの
である。

圧延開始温度域： Ｆｅ−Ｍｎ−３−０系の低融点介在物の存在する場合の
脆化現象は、液体金属脆化としてよく知られているが、
その脆化の度合は、溶融物の融点付近の温度領域で最も
顕著である。すなわち、少なくとも９９７℃の共晶点付
近の温度領域である。したがって、本発明にあっては、
液体金属脆化をさけるため、より高い温度領域で圧延を
開始するのである。

さらに、本発明はそれより約５０℃高い温度である１０
５０℃以上としたのは、上述のような液体金属脆化を完
全にさけるためばかりなく、軽圧下による凝固Ｔ晶の細
粒化のためには少なくとも１０５０℃以上の高温になら
ないと効果を発揮しないからである。一方、このような
直送圧延プロセスにおいて１３００℃を越えて加熱圧延
することはコスト的に考えてありえないため、その上限
を１３００℃と定めた。

圧延加工量： 本発明にしたがって、１０５０℃ないし１３００℃の温
度範囲で圧延を開始し、表層の粗大凝固γ晶の細粒化を
図るには、少なくとも合計２０％以上の圧下量を圧延に
より加える必要があるため、本発明においては圧延加工
量を２０％以上と限定した。好ましくは、５０％以上で
ある。γ域での加工再結晶を利用するため、加工量が増
大すれば、それだけ微細化が進むのである。

ここに、第１図は、０．ＩＣ−０，２Ｓｉ−１，３５Ｍ
ｎ−０，００５Ｐ−０，０２５ｓｏｌ、　Ａ１２をベー
スにした成分系において、Ｎｂ、　Ｓ　、　Ｎおよび酸
素の容量を変化させた場合の直送圧延をシュミレートし
た場合のグリ−プル試験結果である。熱履歴は図示の通
りである。

鋼質の高純化、すなわちＳ、０、Ｎなどの低下により著
しく熱間延性が改善されることがわかる。

この傾向はＮｂ鋼でも５１−Ｍｎ　ｌｉでも同じである
。ここで、７００℃付近の低下が認められたが、これは
γ→α変態時にフィルム状のフェライトがγ粒界に析出
してくることに起因する脆化現象である。

一方、本発明が対象とするようなＳ、Ｎ、Ｏの高い・で
示される成分系では９５０℃付近を谷底とする、下に凸
の延性曲線を示す。この谷底の温度は、Ｆｅ−Ｍｎ−５
−０系の介在物の存在による液体金属脆化と判断される
。

ここで、Ｓ、Ｎ−０の高い成分系でこの傾向が顕在化す
るのは、酸素量増加によるＦｅ−Ｍｎ−３系共晶温度の
低下、Ｓ量の増加による低融点介在物量の増加によるも
のと判断される。しかし、この様な成分系においても１
０００℃以上の温度で加工が行なわれると急激な延性の
改善が認められる。この様に高温で加工することによる
延性の向上は、引張破断後のミクロ組織からも分かるよ
うに、非常に細粒化されており、この温度域では加工中
に再結晶を生じ、粒界脆化されていない清浄な１粒界が
多く生じることになり、脆化部への応力集中がなくなる
と判断される。

この時の圧延割れの判断基準を６０％ＲＡと設定すると
、１０５０℃以上での加工を行なえば、凝固γ粒界にＦ
ｅ−Ｍｎ−５−０系低融点介在物が存在していても、直
送圧延割れを回避しうるちのと判断される。

次に、本発明について実施例を示しその作用効果をさら
に説明する。

実施例 第１表に示す各組成の溶鋼を調製し、それぞれ１７Ｋｇ
のインゴットとし、同じく同表に示す装入温度、加熱温
度および熱間圧延条件で本発明にかかる直送圧延のシュ
ミレート実験を行った。その場合、熱間圧延条件は、粗
圧延条件、すなわち１０５を−７５（圧下率２８．５％
）の間のみ変動させ、７５を一１５ｔについては圧延条
件をいずれも一定として８５０℃から開始して、７５０
℃にて１５ｍｍ厚に仕上げた。

このようにして得た観察結果を同じく第１表にまとめて
示す。

これからも明らかな′ように、実験魚１〜６はＳｉＡ（
２ｍｍトドているが、溶鋼酸素を５０ｐｐｍ以内に抑え
ることのできなかった造船用ＨＴ５０クラスの鋼種であ
り、Ｆｅ−Ｍｎ−５−０系の融点付近と認められる９５
０℃前後で圧延を開始すると、圧延割れを生じているこ
とがわかる。一方、このような鋼種でも本発明にしたが
い圧延開始温度を１０５０℃以上にすると、圧延割れが
回避され、通常の制御圧延も実施可能となるのが分かる
。

実験患７〜８はリムド鋼、実験１に９〜ＩＯはＳｉ脱酸
したセミキルドタイプの鋼、実験Ｎ１１ｉｌ〜１２はＣ
ｕ、Ｎｉ添加鋼、実験１１ｍ１３〜１４はＳｃｒ　４２
０５ｉｌｌであるが、いずれも酸素含有量が高い。この
ような成分系においても圧延開始時の温度領域と加工量
を考慮することにより、直送圧延時の割れを回避するこ
とが可能である。

実験阻１５．１６はＣの制限０．８０％を越えル０．８
５％Ｃの成分系の結果であるが、このようにＣが高い過
共析鋼の場合は初析Ｆｅ５Ｃの高温延性低下作用が大き
く実用上困難といえる。

（発明の効果） 前述の如く、本発明による熱片直送圧延を実施すれば、
ある程度の不純物の存在する鋼種についても、単に加熱
条件の制御、圧延条件の設定という比較的容易な処理操
作でもって、従来より問題であった熱片直送圧延の際の
圧延割れを効果的に防止できるのであって、本発明の今
日的意義については大きなものがある。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、本発明による方法をシュミレートした実験
結果のグラフである。 出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　弁理士　広　瀬　章　− ６００Ｂｏｏ　　　　　　＋０００　　　　　１２（Ｘ
）温度（°Ｃ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で、 酸素５０ｐｐｍ以上およびＳ：０．０３％未満含有する
   炭素鋼あるいは低合金鋼組成の熱片の直送圧延方法であ
   って、該熱片の凝固後の冷却過程においてγ→α変態の
   完了しない温度で加熱炉に装入し、次いで熱間圧延する
   際に、圧延開始温度を１０５０〜１３００℃の温度範囲
   とし、該温度範囲での合計圧下率を２０％以上とし、鋳
   片表層部の粗大凝固γ粒の細粒化を図ることにより圧延
   割れを防止することを特徴とする、熱片直送圧延方法。
2. （２）前記熱片が、重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
   ％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５
   ％、Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、Ｎｉ：０．１０〜２
   ．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｂ：０．０００
   ３〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 および Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
   ０５％の少なくとも一種を含有する、特許請求の範囲第
   １項記載の方法。