JPWO2003002771A1 - 低炭素鋼板、低炭素鋼鋳片およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、加工性、成形性に優れ、表面疵も発生し難い低炭素薄鋼板、低炭素鋼鋳片およびその製造方法に関するものである。
なお、本発明における低炭素とは、炭素濃度の上限は特に規定するものではなく、他の鋼種と比較して相対的に炭素濃度が低いという意味である。なお、特に、薄板用鋼板は、自動車用外板等の加工が厳しい用途に用いられるため、加工性を付加する必要から、C濃度を0.05質量%以下、好ましくは0.01質量%以下にするのが良い。C濃度の下限値は特に規定するものではない。
背景技術
転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれており、この過剰酸素は酸素との親和力が強い強脱酸元素であるAlにより脱酸されるのが一般的である。しかし、Alは脱酸によりAl2O3介在物を生成し、これが凝集合体して数100μm以上の粗大なアルミナクラスターとなる。このアルミナクラスターは鋼板製造時に表面疵発生の原因となり、薄鋼板の品質を大きく劣化させる。特に、炭素濃度が低く、精錬後の溶存酸素濃度が高い薄鋼板用素材である低炭素溶鋼では、アルミナクラスターの量が非常に多く、表面疵の発生率が極めて高く、Al2O3介在物の低減対策は大きな課題となっている。
これに対して、従来は、特開平5−104219号公報に記載の介在物吸着用フラックスを溶鋼表面に添加してAl2O3介在物を除去する方法、或いは特開昭63−149057号公報に記載の注入流を利用してCaOフラックスを溶鋼中に添加し、これによりAl2O3介在物を吸着除去する方法が提案、実施されてきた。一方、Al2O3介在物を除去するのではなく、生成させない方法として、特開平5−302112号公報には、溶鋼をMgで脱酸し、Alでは殆ど脱酸しない薄鋼板用溶鋼の溶製方法も開示されている。
しかしながら、上述したAl2O3介在物を除去する方法では、低炭素溶鋼中に多量に生成したAl2O3介在物を表面疵が発生しない程度まで低減することは非常に難しい。また、Al2O3介在物を全く生成しないMg脱酸では、Mgの蒸気圧が高く、溶鋼への歩留まりが非常に低いため、低炭素鋼のように溶存酸素濃度が高い溶鋼をMgだけで脱酸するには多量のMgを必要とし、製造コストを考えると実用的なプロセスとは言えない。
これらの問題を鑑み、本発明は、溶鋼中の介在物の凝集合体を防止し鋼板中に介在物を微細分散させることにより、確実に表面疵を防止できる低炭素薄鋼板、低炭素鋼鋳片およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明の開示
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
(1)低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在していることを特徴とする低炭素鋼板。
(2)低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼板。
(3)低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
(4)低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
(5)低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が、少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
(6)低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼板。
(7)低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
(8)低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
(9)低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
(10)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在していることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(11)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(12)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(13)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(14)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(15)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(16)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(17)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(18)低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満存在し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
(19)溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼に少なくともLa、Ceを添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.001質量%以上、0.02質量%以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(20)溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(21)溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(22)溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加し3分以上攪拌して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiを0.003質量%以上0.4質量%以下と、少なくともLa、Ceを0.001質量%以上0.03質量%以下添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(23)真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼に少なくともLa、Ceを添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.001質量%以上、0.02質量%以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(24)真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(25)真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(26)真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加し3分以上攪拌して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiを0.003質量%以上0.4質量%以下と、少なくともLa、Ceを0.001質量%以上0.03質量%以下添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
(27)溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型を用いて鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
(28)溶鋼を鋳造するに際し、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
(29)溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型で、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
(30)溶鋼を鋳造するに際し、連続鋳造により鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
(31)溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型を用いて連続鋳造により鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
(32)溶鋼を鋳造するに際し、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて連続鋳造により鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
(33)溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型で、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて連続鋳造により鋳造することを特徴とする(19)項〜(26)項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
発明を実施するための最良の形態
以下に本発明を詳細に説明する。
転炉や真空処理容器で脱炭処理された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれており、この溶存酸素は通常Alの添加により殆ど脱酸される((1)式の反応)ため、多量のAl2O3介在物を生成する。
2Al+3O=Al2O3 (1)
これらの介在物は脱酸直後からお互いに凝集合体し、数100μm以上の粗大なアルミナクラスターとなり、鋼板製造時に表面欠陥の原因となる。
そこで、アルミナクラスターを生成させないために、脱炭処理後の溶存酸素をAl以外の脱酸材で脱酸することに着目した。
本願発明方法として、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬して、或いはさらに真空脱ガス処理等を行って、炭素濃度を0.01質量%以下とした溶鋼に少なくともCe、Laを添加して、溶存酸素濃度を0.001〜0.02質量%になるように調整した溶鋼を鋳造する方法を考案した。ここで上記の少なくともLa、Ceを添加するとは、Laを添加する、Ceを添加する、LaとCeの両方を添加するのいずれかということを意味している。以降も同様の意味で用いている。この方法の基本思想は、鋳造時にCと反応してCOガスを発生させない程度の溶存酸素を残し、この溶存酸素により溶鋼と介在物の界面エネルギーを制御することにより、介在物同士の凝集合体を抑制し、微細なLa2O3介在物、Ce2O3介在物およびLa2O3−Ce2O3複合介在物を溶鋼中に分散させることにある。溶存酸素を残すように少なくともLa、Ceを添加すれば、溶存酸素量に相当する分だけ介在物の生成量を低減することができる。さらに、本発明者らは、溶鋼中に少なくともLa、Ceを添加後の溶存酸素濃度を変化させて、溶鋼中介在物の凝集挙動を実験的に評価したところ、少なくともLa、Ceで溶存酸素を殆ど脱酸した状態でもLa2O3介在物、Ce2O3介在物およびLa2O3−Ce2O3複合介在物はアルミナ系介在物に比べて凝集合体が起こり難いこと、さらに溶存酸素濃度を0.001質量%以上にすると溶存酸素濃度の増加と共に、La2O3介在物、Ce2O3介在物およびLa2O3−Ce2O3複合介在物がさらに微細化することを見いだした。この理由は、アルミナ系介在物からLa2O3介在物、Ce2O3介在物およびLa2O3−Ce2O3複合介在物に組成を変化させること、さらに溶鋼中の溶存酸素濃度を高くすることの両効果により、介在物と溶鋼間の界面エネルギーが大きく低下し、介在物同士の凝集合体が抑制されたためである。
脱炭処理後に多量の溶存酸素を含む溶鋼を脱酸せずにそのまま鋳造すると、凝固時にCO気泡が発生し、鋳造性が大きく低下する。このため、従来はAl等の脱酸材を脱炭処理後の溶鋼中に添加し、溶存酸素が殆ど残らない程度まで溶鋼を脱酸していた。しかし、加工性が求められる薄板用鋼板ではC濃度が低いため、或程度の溶存酸素が残っていても、鋳造時に(2)式で示されるCO気泡発生の反応は起こり難い。
C+O=CO (2)
CO気泡が発生しない限界溶存酸素濃度は、C濃度が0.04質量%で0.006質量%程度、C濃度が0.01質量%で0.01質量%程度となり、さらにC濃度の低い極低炭素鋼では0.015質量%程度まで溶存酸素を残してもCO気泡は発生しない。最近では、連続鋳造機に鋳型内電磁攪拌装置が装備されるようになっており、凝固時に溶鋼を攪拌すれば、より高い溶存酸素、例えば0.02質量%程度まで残してもCO気泡は鋳片に捕捉されない。このため、C濃度が0.01質量%以下の薄鋼板用の溶鋼では、0.02質量%程度まで溶存酸素を残して鋳造することができ、反対に溶存酸素濃度が0.02質量%を超えると薄鋼板用の溶鋼でもCO気泡が発生してしまう。
また、溶存酸素濃度が低くなると溶鋼と介在物の界面エネルギーを大きく低下させることができず、La2O3介在物、Ce2O3介在物およびLa2O3−Ce2O3複合介在物であっても介在物同士の凝集合体が徐々に進み、介在物が一部粗大化する。実験的な検討では、介在物の粗大化を防止するには、0.001質量%以上の溶存酸素が必要である。
よって、炭素濃度を0.01質量%以下とした溶鋼に少なくともCe、Laを添加した際の溶存酸素濃度を、0.001質量%から0.02質量%に限定した。すなわち、少なくともCe、Laの添加は介在物の微細化に効果的であるが、非常に強い脱酸材であるため、溶鋼中に多量に添加すると、溶存酸素濃度が大きく低下し、本発明の介在物微細化効果が損なわれる。このため、少なくともLa、Ceは溶鋼中の溶存酸素濃度を0.001から0.02質量%残せる範囲内で添加する必要がある。
次に、本発明方法の別の形態として、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬して、或いはさらに真空脱ガス処理等して、炭素濃度を0.01質量%以下とした溶鋼にTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造する方法を考案した。
本発明者らは、溶鋼へ添加する脱酸剤として、AlまたはTiや、これに少なくともLa、Ceを添加したものを適宜組み合わせて、これらの介在物の凝集挙動を実験的に評価したところ、Al2O3介在物、TiOn介在物、或いはAl2O3−La2O3−Ce2O3複合介在物、Al2O3−La2O3複合介在物、Al2O3−Ce2O3複合介在物は、比較的容易に凝集合体するのに対し、TiOn−La2O3−Ce2O3複合介在物、TiOn−La2O3複合介在物、TiOn−Ce2O3複合介在物は凝集合体し難く、溶鋼中に微細分散することを見いだした。この理由は、Al2O3、TiOnおよびAl2O3−La2O3−Ce2O3、Al2O3−La2O3、Al2O3−Ce2O3に比べて、TiOn−La2O3−Ce2O3、TiOn−La2O3、TiOn−Ce2O3では介在物と溶鋼間の界面エネルギーが大きく低下し、介在物同士の凝集合体が抑制されたためである。これらの知見を基に、溶存酸素をTiで脱酸し、さらに少なくともLa、Ceを添加することによりTiOn介在物をTiOn−La2O3−Ce2O3複合介在物、TiOn−La2O3複合介在物、TiOn−Ce2O3複合介在物に改質した。
このように、溶鋼中の酸化物を改質することで、溶鋼中の介在物を微細に分散させることはできる。従って、Tiと、少なくともLa、Ceを添加した後の溶鋼の溶存酸素濃度は特に規定するものではない。但し、Ti、CeとLaは全て脱酸材であり、溶鋼中に多量に添加すると溶存酸素濃度を大きく低下させてしまうため、溶存酸素濃度を0.001から0.02質量%の範囲になるように添加することは、溶鋼の界面エネルギーを低下させ、介在物をより凝集し難くする効果を享受できる点で、より好ましい。
さらに、本発明方法の別の形態として、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬して、或いはさらに真空脱ガス処理等して、炭素濃度を0.01質量%以下とした溶鋼にAlを添加して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造する方法を考案した。
この方法は、製造コストの面からより実用的なプロセスを考え、脱炭処理後の溶存酸素を全部Alで脱酸するのではなく、溶存酸素を残すようにAlを添加して予備脱酸を行い、害にならない程度までAl2O3介在物量を短時間で浮上除去し、その後改めてAl以外の元素を用いて脱酸することを考案し、品質向上と製造コスト低減を両立させるものである。
上述のように、本発明者らは、溶鋼へ添加する脱酸剤として、AlまたはTiや、これに少なくともLa、Ceを添加したものを適宜組み合わせて、これらの介在物の凝集挙動を実験的に評価し、Al2O3介在物、TiOn介在物、或いはAl2O3−La2O3−Ce2O3複合介在物、Al2O3−La2O3複合介在物、Al2O3−Ce2O3複合介在物は比較的容易に凝集合体するのに対し、TiOn−La2O3−Ce2O3複合介在物、TiOn−La2O3複合介在物、TiOn−Ce2O3複合介在物は凝集合体し難く、溶鋼中に微細分散することを明らかにした。これらの知見を基に、脱炭処理後の溶存酸素をTiだけで脱酸するのではなく、溶存酸素の一部をまずAlで予備脱酸し、害にならない程度までAl2O3介在物を短時間で攪拌等により浮上除去した後、改めて残った溶存酸素をTiで脱酸し、さらに少なくともLa、Ceを添加することにより、Al2O3介在物を含まないTiOn−La2O3−Ce2O3複合介在物、TiOn−La2O3複合介在物、TiOn−Ce2O3複合介在物を生成させ、溶鋼中に介在物を微細分散させることができた。このことで、溶鋼中介在物の凝集合体の形成を防止し、鋼板中に介在物を微細分散させることにより、確実に表面疵を防止できる。ここで、上記記載のAl予備脱酸後の害にならない程度のAl2O3介在物濃度は、鋼板の表面疵を防止できれば特に規定するものではないが、通常は例えば高々50ppm程度以下である。
LaとCeはTiに比べて非常に脱酸能が高いため、Ti添加後に生成したTiOn介在物を少量のCeもしくはLaで還元し、TiOn−La2O3−Ce2O3複合介在物、TiOn−La2O3複合介在物、TiOn−Ce2O3複合介在物に改質することは容易である。しかし、Al予備脱酸後の溶存酸素が0.04質量%を超えると、Ti添加後に多量のTiOn介在物が生成するため、LaもしくはCeを添加しても一部未改質のTiOn介在物が残留し、粗大なチタニアクラスターとなりやすい。一方、Al添加量を増大させ予備脱酸後の溶存酸素濃度を低下させると、多量のAl2O3介在物を生成するため、粗大化し易いAl2O3介在物をできるだけ低減する観点から、Al脱酸後の溶存酸素濃度は0.01質量%以上にすることが好ましい。したがって、本発明では、Al予備脱酸後の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下の範囲に制御することが好ましい。
また、Ti、CeとLaは全て脱酸材であり、溶鋼中に多量に添加すると溶存酸素濃度を大きく低下させてしまうため、溶存酸素濃度を0.001から0.02質量%の範囲になるように添加することは、溶鋼の界面エネルギーを低下させ、介在物をより凝集し難くする効果を享受できる点で、より好ましい。
さらに、凝集合体し易いアルミナ系介在物を生成させないように、溶鋼中にAlを残存させないことが望ましいが、微量Alであれば残存していても良い。この場合、溶鋼中に溶存酸素を0.001質量%以上残す必要があり、熱力学的な計算によれば1600℃で溶存Al濃度が0.005質量%以下であれば良い。
さらに、本発明方法の詳細な形態として、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬して、或いはさらに真空脱ガス処理等して、炭素濃度を0.01質量%以下とした溶鋼にAlを添加し、3分以上攪拌して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiを0.003質量%以上0.4質量%以下と、少なくともLa、Ceを0.001質量%以上0.03質量%以下添加した溶鋼を鋳造する方法を考案した。
実験的な検討では、予備脱酸におけるAl添加後の溶存酸素濃度を0.01質量%以上とし、且つAl添加後の攪拌時間を3分以上確保することで、殆どのAl2O3介在物を浮上除去できることを明らかにした。特に、真空脱ガス装置を用いた場合は、Al添加後の攪拌方法として還流することが一般的である。
予備脱酸後に、少量のTiを添加して脱酸すると、TiはAl等に比べて脱酸力が弱いため、一部溶存酸素が溶鋼中に残存する。前述したように、C濃度が0.01質量%以下の薄鋼板用の溶鋼では、溶存酸素濃度が0.02質量%を超えるとCO気泡が発生することから、溶鋼中のTi濃度は溶存酸素濃度が0.02質量%以下になるように添加する必要があり、平衡計算からTi濃度を算出すると0.003質量%以上となる。一方、Tiは脱酸力が比較的弱い方であるが、それでも溶鋼中に多量に添加すると、溶鋼中の溶存酸素濃度が大きく低下するため、その後に少なくともLa、Ceを添加しても溶鋼中の介在物をTiOn−La2O3−Ce2O3、TiOn−La2O3、TiOn−Ce2O3複合介在物に改質することが難しくなり、本発明の介在物微細化効果が損なわれる。このため、Ti濃度は数ppm程度の溶存酸素を残せるように、0.4質量%以下にする必要がある。以上から、Ti濃度は0.003質量%以上0.4質量%以下にすることが望ましい。
少なくともLa、Ceを添加することは、介在物の微細化に効果的であるが、非常に強い脱酸材であるため、耐火物やモールドフラックスと反応して、溶鋼を汚染させると共に、耐火物やモールドフラックスを劣化させる。このため、少なくともLa、Ceの添加量は、生成したTiOn介在物を改質するに必要な量以上であって、且つLaとCeが耐火物やモールドフラックスと反応して溶鋼を汚染させない量以下である。実験的検討では、少くともLa、Ceの溶鋼中濃度の適正範囲は、0.001質量%以上0.03質量%以下である。また、LaもしくはCeの添加は、必ずしも真空脱ガス装置内で添加する必要はなく、Ti添加後から鋳型内に流入するまでの間で添加すれば良く、例えばタンディッシュ内で添加することも可能である。さらに、LaもしくはCeの添加は純粋なLaやCeで行うことも可能であるが、ミッシュメタル等のLaとCeを含む合金で添加しても良く、合金中のLaとCeの合計濃度が30質量%以上であれば他の不純物がLaやCeと共に溶鋼中に混入しても本発明の効果を損なわれることはない。
また、上記方法を真空脱ガス装置を用いて脱炭しても良い。
さらに、Ti、CeとLaは全て脱酸材であり、溶鋼中に多量に添加すると溶存酸素濃度を大きく低下させてしまうため、溶存酸素濃度を0.001から0.02質量%の範囲になるように添加することは、溶鋼の界面エネルギーを低下させ、介在物をより凝集し難くする効果を享受できる点で、より好ましい。
本発明の溶鋼を連続鋳造する場合、鋳造時間の経過と共にLa2O3、Ce2O3、La2O3−Ce2O3複合介在物、TiOn−La2O3複合介在物、TiOn−Ce2O3複合介在物やTiOn−La2O3−Ce2O3複合介在物がモールドフラックス中に吸収され、それと共にモールドフラックスの粘性が低下する可能性がある。モールドフラックスの粘性低下は、フラックス巻き込みを助長し、モールドフラックス起因の欠陥を引き起こす原因となる。このため、本発明の溶鋼を連続鋳造する場合、介在物吸収による粘性低下を考慮して、モールドフラックス粘性を予め高めに設計しておくことが有効である。実験によれば、1300℃におけるモールドフラックスの粘性を4poise以上にしておけば、モールドフラックス起因の欠陥は発生しなかった。
また、モールドフラックスはモールドと鋳片間の潤滑機能を有しており、その機能が損なわれない程度であれば、特に粘性の上限値を規定するものではない。
本発明は、インゴット鋳造および連続鋳造でも可能であり、連続鋳造であれば通常の250mm厚み程度のスラブ連続鋳造に適用されるだけでなく、連続鋳造機の鋳型厚みがそれより薄い、例えば150mm以下の薄スラブ連続鋳造に対しても十分な効果が発現し、極めて表面疵の少ない鋳片を得ることができる。
また、上記方法で得られた鋳片を、熱間圧延、冷間圧延等の通常の方法により、鋼板を製造できる。
本発明によって得られた鋳片の表面から20mmまでの表層内における介在物分散状態を評価したところ、直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋳片内に1000個/cm2以上100000個/cm2未満分散しており、このように介在物が微細な酸化物として分散していることで、表面疵の防止を達成できる。ここで、介在物の分散状態は、鋳片または鋼板の研磨面を100倍と1000倍の光学顕微鏡で観察し、単位面積内の介在物粒径分布を評価した。この介在物の粒径、すなわち直径とは長径と短径を測定し、(長径×短径)0.5とした。ここで、長径、短径は通常楕円等に用いられる意味と同様である。
また、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることで、先に述べたように介在物同士の凝集合体が抑制され、介在物が微細分散するという効果が得られる。
さらに、上記酸化物は通常、球状または紡錘状酸化物である。
また、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物、好ましくは40質量%以上含有する酸化物、より好ましくは55質量%以上含有する酸化物で、先に述べた介在物の微細化効果が発揮される。
さらに、この酸化物は通常、球状または紡錘状酸化物である。
なお、表面から20mmまでの表層内における介在物分布に注目したのは、この範囲の介在物が圧延後に表面に露出して、表面疵になる可能性が高いためである。
また、上記の酸化物分散状態、組成および形状を有した鋳片を熱間圧延して得られる熱延鋼板、さらに冷間圧延して得られる冷延鋼板等の、鋳片を加工して得られた鋼板を、本発明では鋼板と定義する。
そこで、鋼板の介在物分散状態についても評価したところ、鋳片の表面から20mmまでの範囲の表層内の酸化物分散状態とほぼ同じであった。
このような酸化物分散状態、組成および形状を有する鋳片を加工して得られる鋼板では、表面欠陥が発生しなかった。以上の結果から、本発明により介在物を溶鋼中に微細分散させることができるため、鋼板製造時に介在物は表面疵発生の原因とならず、鋼板の品質は大きく向上する。
実施例
以下に、実施例及び比較例を挙げて、本発明について説明する。
実施例1:転炉での精錬と環流式真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.003質量%とした300tの取鍋内溶鋼をCeで脱酸し、Ce濃度0.0002質量%で溶存酸素濃度を0.0014質量%とした。この溶鋼を連続鋳造法で厚み250mm、幅1800mmのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は8500mm長さに切断し、1コイル単位とした。このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋳片品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、表面欠陥は発生しなかった。
実施例2:転炉での精錬と環流式真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.003質量%とした300tの取鍋内溶鋼をTiおよびCeで脱酸し、Ti濃度0.008質量%、Ce濃度0.0001質量%で溶存酸素濃度を0.0022質量%とした。この溶鋼を連続鋳造法で厚み250mm、幅1800mmのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は8500mm長さに切断し、1コイル単位とした。このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋳片品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、表面欠陥は発生しなかった。
実施例3:転炉での精錬と真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.003質量%とした300tの取鍋内溶鋼に予備脱酸Alを100kg添加して3分間環流させ、溶存酸素濃度0.02質量%の溶鋼とした。さらに、この溶鋼にTiを200kg添加して1分間環流し、その後Ceを40kg、Laを40kg、または40質量%La−60質量%Ceを40kgをそれぞれ別の取鍋に添加し、Ti濃度を0.03質量%であって、Ce濃度、La濃度、またはLa濃度とCe濃度の合計をいずれも0.007質量%にした溶鋼を溶製した。この溶鋼を連続鋳造法で厚み250mm、幅1800mmのスラブに鋳造した。鋳造の際に使用したモールドフラックスの粘性は6poiseであった。鋳造した鋳片は8500mm長さに切断し、1コイル単位とした。鋳片表層20mmの範囲における介在物を調査したところ、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれの鋳片でも、直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋳片内に11000個/cm2〜13000個/cm2分散しており、その75質量%は、La2O3単独、Ce2O3単独、La2O3とCe2O3の合計のいずれも57質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であった。このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋼板品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれのコイルでも表面欠陥は発生しなかった。また、冷延鋼板内の介在物を調査したところ、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれにおいても、直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋼板内に11000個/cm2〜13000個/cm2分散しており、その75質量%は、La2O3単独、Ce2O3単独、La2O3とCe2O3の合計のいずれも57質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であった。
実施例4:転炉での精錬と真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.005質量%とした300tの取鍋内溶鋼に予備脱酸Alを150kg添加して5分間環流させ、溶存酸素濃度0.012質量%の溶鋼とした。さらに、この溶鋼にTiを250kg添加して2分間環流し、その後Ceを100kg、Laを100kg、または40質量%La−60質量%Ceを100kg、それぞれ別の取鍋に添加し、Ti濃度を0.045質量%であって、Ceの濃度、La濃度、La濃度とCe濃度の合計のそれぞれを0.018質量%にした溶鋼を溶製した。この溶鋼を連続鋳造法で厚み70mm、幅1800mmの薄スラブに鋳造した。鋳造の際に使用したモールドフラックスの粘性は5poiseであった。鋳造した鋳片は10000mm長さに切断し、1コイル単位とした。鋳片表層20mmの範囲における介在物を調査したところ、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれの鋳片でも、直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋳片内に12000個/cm2〜14000個/cm2分散しており、その80質量%はCe2O3単独、La2O3単独、La2O3とCe2O3の合計のいずれも60質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であった。このようにして得られた薄スラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋼板品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれのコイルでも表面欠陥は発生しなかった。また、冷延鋼板内の介在物を調査したところ、Ce単独添加、La単独添加、、La−Ce複合添加のいずれにおいても直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋼板内に12000個/cm2〜14000個/cm2分散しており、その80質量%はCe2O3単独、La2O3単独、La2O3とCe2O3の合計のいずれも60質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であった。
実施例5:転炉での精錬と真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.001質量%とした300tの取鍋内溶鋼に予備脱酸Alを50kg添加して3分間環流させ、溶存酸素濃度0.038質量%の溶鋼とした。さらに、この溶鋼にTiを80kg添加して2分間環流し、その後Ceを30kg、Laを30kg、または30質量La−70質量%Ceを30kgそれぞれ別の取鍋に添加し、Ti濃度を0.01質量%であって、Ce濃度、La濃度、La濃度とCe濃度の合計のそれぞれを0.005質量%にした溶鋼を溶製した。この溶鋼を鋳型内電磁攪拌を使用しながら連続鋳造し、厚み250mm、幅1800mmのスラブに鋳造した。鋳造の際に使用したモールドフラックスの粘性は8poiseであった。鋳造した鋳片は8500mm長さに切断し、1コイル単位とした。鋳片表層20mmの範囲における介在物を調査したところ、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれの鋳片でも、直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋳片内に8000個/cm2〜10000個/cm2分散しており、その75質量%はCe2O3単独、La2O3単独、La2O3とCe2O3の合計のいずれも58質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であった。このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋼板品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれのコイルでも表面欠陥は発生しなかった。また、冷延鋼板内の介在物を調査したところ、Ce単独添加、La単独添加、La−Ce複合添加のいずれも直径0.5μmから30μmの微細酸化物が鋳片内に8000個/cm2〜10000個/cm2分散しており、その75質量%はCe2O3単独、La2O3単独、La2O3とCe2O3の合計のいずれも58質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であった。
比較例1:転炉での精錬と環流式真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.003質量%とした取鍋内溶鋼をAlで脱酸し、Al濃度0.04質量%、溶存酸素濃度0.0002質量%とした。この溶鋼を連続鋳造法で厚み250mm、幅1800mmのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は8500mm長さに切断し、1コイル単位とした。このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋳片品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、スラブ平均で5個/コイルの表面欠陥が発生した。
比較例2:転炉での精錬と真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を0.003質量%とした取鍋内溶鋼をAlで脱酸し、Al濃度0.04質量%、溶存酸素濃度0.0002質量%とした。この溶鋼を連続鋳造法で厚み250mm、幅1800mmのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は8500mm長さに切断し、1コイル単位とした。鋳片表層20mmの範囲における介在物を調査したところ、直径0.5μmから30μmの微細酸化物は鋳片内に500個/cm2しか存在しておらず、その98%はアルミナクラスターであった。このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には0.7mm厚みで幅1800mmコイルの冷延鋼板とした。鋼板品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、1コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。その結果、スラブ平均で5個/コイルの表面欠陥が発生した。また、冷延鋼板内の介在物を調査したところ、直径0.5μmから30μmの微細酸化物は鋳片内に600個/cm2しか存在しておらず、その98質量%はアルミナクラスターであった。
産業上の利用可能性
以上に説明したように、本発明によると、溶鋼中の介在物を微細分散させることができるため、確実に表面疵を防止できる加工性、成形性に優れた低炭素薄鋼板を製造することが可能となる。
Claims (33)
- 低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散していることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に存在する酸化物の60質量%以上が、少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼板において、鋼板中に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼板。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散していることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に存在する酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んでいることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、Ceを含んだ球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 低炭素鋼鋳片において、鋳片の表面から20mmまでの表層内に直径0.5μmから30μmの微細酸化物が1000個/cm2以上、100000個/cm2未満分散し、且つその酸化物の60質量%以上が少なくともLa、CeをLa2O3、Ce2O3として20質量%以上含有する球状または紡錘状酸化物であることを特徴とする低炭素鋼鋳片。
- 溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼に少なくともLa、Ceを添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.001質量%以上、0.02質量%以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加し3分以上攪拌して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiを0.003質量%以上0.4質量%以下と、少なくともLa、Ceを0.001質量%以上0.03質量%以下添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼に少なくともLa、Ceを添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.001質量%以上、0.02質量%以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiと、少なくともLa、Ceを添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 真空脱ガス装置を用いて溶鋼の炭素濃度を0.01質量%以下まで脱炭した後、該溶鋼にAlを添加し3分以上攪拌して予備脱酸処理を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を0.01質量%以上0.04質量%以下とし、次いでTiを0.003質量%以上0.4質量%以下と、少なくともLa、Ceを0.001質量%以上0.03質量%以下添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型を用いて鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型で、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、連続鋳造により鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型を用いて連続鋳造により鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて連続鋳造により鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
- 溶鋼を鋳造するに際し、電磁撹拌機能を有する鋳型で、1300℃における粘性が4poise以上のモールドフラックスを用いて連続鋳造により鋳造することを特徴とする請求の範囲第19項〜第26項のいずれか1項に記載の低炭素鋼鋳片の製造方法。
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