JP2001081516A - 表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧延方法 - Google Patents
表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧延方法Info
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- JP2001081516A JP2001081516A JP26308299A JP26308299A JP2001081516A JP 2001081516 A JP2001081516 A JP 2001081516A JP 26308299 A JP26308299 A JP 26308299A JP 26308299 A JP26308299 A JP 26308299A JP 2001081516 A JP2001081516 A JP 2001081516A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 粗大な凝固γ粒に起因する表面割れが少な
く、表面性状に優れたNi含有鋼を製造することのでき
る熱間圧延方法を確立する。 【解決手段】 Niを0.5wt%以上、Sを0.00
3wt%以下含有するNi含有鋼の連続鋳造鋳片若しく
は分塊圧延鋼片を熱間圧延する際に、1020℃以上の
温度域において2sec-1以下の歪み速度、5〜15%
の圧下量で一次圧延を行い、その後、二次圧延を行い、
表面性状に優れたNi含有鋼を製造する。
く、表面性状に優れたNi含有鋼を製造することのでき
る熱間圧延方法を確立する。 【解決手段】 Niを0.5wt%以上、Sを0.00
3wt%以下含有するNi含有鋼の連続鋳造鋳片若しく
は分塊圧延鋼片を熱間圧延する際に、1020℃以上の
温度域において2sec-1以下の歪み速度、5〜15%
の圧下量で一次圧延を行い、その後、二次圧延を行い、
表面性状に優れたNi含有鋼を製造する。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、Niを0.5wt
%以上含有するNi含有鋼において、熱間圧延時の表面
割れが少なく、表面性状の優れたNi含有鋼を製造する
ことができる熱間圧延方法に関するものである。
%以上含有するNi含有鋼において、熱間圧延時の表面
割れが少なく、表面性状の優れたNi含有鋼を製造する
ことができる熱間圧延方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】鋼にNiを添加すると低温靭性が向上す
ることが知られており、Ni含有鋼は橋梁や水圧鉄管等
の溶接構造用高張力鋼板を始め、液化天然ガスのタンク
材等の低温用鋼に広く使用されている。
ることが知られており、Ni含有鋼は橋梁や水圧鉄管等
の溶接構造用高張力鋼板を始め、液化天然ガスのタンク
材等の低温用鋼に広く使用されている。
【0003】通常の鋼と同様にNi含有鋼も造塊法や連
続鋳造法により鋼塊や鋳片に鋳造され、その後、熱間圧
延により最終製品に成形されるが、Ni含有鋼はその製
造過程で鋳片や鋼片、及び鋼板に表面疵や割れが発生し
易いことが良く知られている。そのため、製造時に表面
疵除去のため手入れ作業が必要になることや、又、表面
不良による歩留まりの低下等、生産性を低下させる原因
となっている。これは、Ni含有鋼では凝固時に生成し
た粗大なオーステナイト(以下「γ」と記す)粒がその
まま残留しており、その粒界に硫化物や炭窒化物等の析
出物や不純物が析出あるいは偏析することにより粒界が
更に脆弱して熱間延性が低下すること、更に、鋳片や鋼
片の表層が酸化された場合には粒界が優先的に酸化され
易く、粒界割れの起点となる粒界酸化物ができ易いこと
等が原因として考えられている。
続鋳造法により鋼塊や鋳片に鋳造され、その後、熱間圧
延により最終製品に成形されるが、Ni含有鋼はその製
造過程で鋳片や鋼片、及び鋼板に表面疵や割れが発生し
易いことが良く知られている。そのため、製造時に表面
疵除去のため手入れ作業が必要になることや、又、表面
不良による歩留まりの低下等、生産性を低下させる原因
となっている。これは、Ni含有鋼では凝固時に生成し
た粗大なオーステナイト(以下「γ」と記す)粒がその
まま残留しており、その粒界に硫化物や炭窒化物等の析
出物や不純物が析出あるいは偏析することにより粒界が
更に脆弱して熱間延性が低下すること、更に、鋳片や鋼
片の表層が酸化された場合には粒界が優先的に酸化され
易く、粒界割れの起点となる粒界酸化物ができ易いこと
等が原因として考えられている。
【0004】この現象は、鋳片又は鋼片を一旦Ar1変態
点以下に冷却した時にフェライト変態する鋼において
は、フェライト変態とその後の再加熱時のγ相化によ
り、凝固時の旧γ粒界が消失して微細なγ粒となるた
め、表面疵の発生頻度は低くなる。しかし、Niを0.
5wt%以上含有した鋼においては鋳片又は鋼片を常温
まで冷却した時にフェライト変態を起こさず、凝固時の
粗大なγ粒が残存しており、又、その後の再加熱おいて
も凝固時のγ粒が残存したままとなる。そのため、鋳片
の矯正歪みやバルジング歪み等による応力が作用する連
続鋳造時のみならず、再加熱後の熱間圧延時において
も、凝固γ粒界で割れを生じ易く、表面疵の発生頻度が
高くなっている。
点以下に冷却した時にフェライト変態する鋼において
は、フェライト変態とその後の再加熱時のγ相化によ
り、凝固時の旧γ粒界が消失して微細なγ粒となるた
め、表面疵の発生頻度は低くなる。しかし、Niを0.
5wt%以上含有した鋼においては鋳片又は鋼片を常温
まで冷却した時にフェライト変態を起こさず、凝固時の
粗大なγ粒が残存しており、又、その後の再加熱おいて
も凝固時のγ粒が残存したままとなる。そのため、鋳片
の矯正歪みやバルジング歪み等による応力が作用する連
続鋳造時のみならず、再加熱後の熱間圧延時において
も、凝固γ粒界で割れを生じ易く、表面疵の発生頻度が
高くなっている。
【0005】又、最近の厚鋼板の製造プロセスでは、熱
効率や生産性の向上の観点から連続鋳造で鋳造した鋳片
を常温まで冷却することなく再加熱を行い、そのまま熱
間圧延する所謂ホットチャージ圧延が行われているが、
Niを含有した鋼では同様の理由で圧延後の表面疵が著
しく、ホットチャージ圧延を行うことが困難になってい
る。同様に、連続鋳造で鋳片を鋳造後に再加熱すること
なくそのまま熱間圧延する所謂直送圧延においても同様
の表面疵の発生が予想されることから、含Ni鋼では直
送圧延は困難と考えられている。
効率や生産性の向上の観点から連続鋳造で鋳造した鋳片
を常温まで冷却することなく再加熱を行い、そのまま熱
間圧延する所謂ホットチャージ圧延が行われているが、
Niを含有した鋼では同様の理由で圧延後の表面疵が著
しく、ホットチャージ圧延を行うことが困難になってい
る。同様に、連続鋳造で鋳片を鋳造後に再加熱すること
なくそのまま熱間圧延する所謂直送圧延においても同様
の表面疵の発生が予想されることから、含Ni鋼では直
送圧延は困難と考えられている。
【0006】鋳片及び鋼片の表面疵低減に関しては種々
の改善方法が提案されており、例えば特公昭59−28
424号公報には、含Nb、V鋼を連続鋳造する際に、
鋳片表面温度が900〜1100℃の範囲で鋳片表層部
に5〜15%の塑性歪みを加えてγ粒を微細化し、鋳片
表面割れを防止する方法が提案されている。しかしこの
方法は、粒界へのNb、Vの析出を抑制し、粒界のフィ
ルム状初析フェライトの生成を抑制して割れを軽減する
方法であり、粗大なγ粒を有し且つ粒界酸化し易いNi
含有鋼に対しては、同号公報に示されている条件のみで
は割れ対策として不十分である。
の改善方法が提案されており、例えば特公昭59−28
424号公報には、含Nb、V鋼を連続鋳造する際に、
鋳片表面温度が900〜1100℃の範囲で鋳片表層部
に5〜15%の塑性歪みを加えてγ粒を微細化し、鋳片
表面割れを防止する方法が提案されている。しかしこの
方法は、粒界へのNb、Vの析出を抑制し、粒界のフィ
ルム状初析フェライトの生成を抑制して割れを軽減する
方法であり、粗大なγ粒を有し且つ粒界酸化し易いNi
含有鋼に対しては、同号公報に示されている条件のみで
は割れ対策として不十分である。
【0007】特公平5−68525号公報には、連続鋳
造鋳片を直送圧延する際に、100℃以下Ar3変態点以
上の温度域において、10-2〜1sec-1の歪み速度、
5%以下の圧下量で一次圧延を行い、1〜5分間保定す
ることにより熱間圧延時の表面割れを防止する方法が開
示されている。しかし、5%以下の圧下量では十分な再
結晶が起こらず、特に割れ感受性の高いNi含有鋼では
その効果は小さいと考えられる。
造鋳片を直送圧延する際に、100℃以下Ar3変態点以
上の温度域において、10-2〜1sec-1の歪み速度、
5%以下の圧下量で一次圧延を行い、1〜5分間保定す
ることにより熱間圧延時の表面割れを防止する方法が開
示されている。しかし、5%以下の圧下量では十分な再
結晶が起こらず、特に割れ感受性の高いNi含有鋼では
その効果は小さいと考えられる。
【0008】又、Ni含有鋼の連続鋳造における表面割
れを防止する方法としては、例えば特開平7−9050
4号公報や特開平10−156496号公報に開示され
ているように、鋳片の脆化域である600〜850℃の
温度範囲を避けて鋳片を矯正する方法や、Al濃度とN
濃度のバランスを最適化してAlN析出物による延性低
下の温度域を低温側にずらす方法等が提案されている
が、熱間圧延時における、粗大な凝固γ粒に起因する表
面割れの防止方法は未だ提案されていない。そのため、
現状では熱間圧延前に、鋳片や鋼片の手入れを徹底的に
行うことや、一旦分塊圧延した後に更に手入れを行い、
不健全部を完全に除去すること等が行われている。又、
圧延後には製品表面をグラインダー手入れして表面疵を
除去している。
れを防止する方法としては、例えば特開平7−9050
4号公報や特開平10−156496号公報に開示され
ているように、鋳片の脆化域である600〜850℃の
温度範囲を避けて鋳片を矯正する方法や、Al濃度とN
濃度のバランスを最適化してAlN析出物による延性低
下の温度域を低温側にずらす方法等が提案されている
が、熱間圧延時における、粗大な凝固γ粒に起因する表
面割れの防止方法は未だ提案されていない。そのため、
現状では熱間圧延前に、鋳片や鋼片の手入れを徹底的に
行うことや、一旦分塊圧延した後に更に手入れを行い、
不健全部を完全に除去すること等が行われている。又、
圧延後には製品表面をグラインダー手入れして表面疵を
除去している。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に鑑
みなされたもので、その目的とするところは、Niを
0.5wt%以上含有する鋼において、粗大な凝固γ粒
に起因した、熱間圧延時の表面割れが少なく、表面性状
に優れたNi含有鋼を製造することのできる熱間圧延方
法を提供することである。
みなされたもので、その目的とするところは、Niを
0.5wt%以上含有する鋼において、粗大な凝固γ粒
に起因した、熱間圧延時の表面割れが少なく、表面性状
に優れたNi含有鋼を製造することのできる熱間圧延方
法を提供することである。
【0010】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、Ni含有
鋼における表面割れの発生状況に関して種々検討を行っ
た。その結果、表面割れは何れも凝固γ粒界で生じてお
り、従って、凝固γ粒界を消滅させることにより、熱間
圧延鋼板の表面割れを低減可能であることが分かった。
鋼における表面割れの発生状況に関して種々検討を行っ
た。その結果、表面割れは何れも凝固γ粒界で生じてお
り、従って、凝固γ粒界を消滅させることにより、熱間
圧延鋼板の表面割れを低減可能であることが分かった。
【0011】しかし、通常の圧延条件でNi含有鋼を圧
延すると再結晶による微細化が起こる前に凝固γ粒界で
割れが発生し、圧延後の鋼板において表面疵として残存
することになる。熱間圧延において凝固γ粒界を消滅さ
せるためには、凝固γ粒界で割れを発生させない条件で
歪みを加え、再結晶γ粒を生成させる必要がある。
延すると再結晶による微細化が起こる前に凝固γ粒界で
割れが発生し、圧延後の鋼板において表面疵として残存
することになる。熱間圧延において凝固γ粒界を消滅さ
せるためには、凝固γ粒界で割れを発生させない条件で
歪みを加え、再結晶γ粒を生成させる必要がある。
【0012】そこで、常温まで冷却してその後1050
℃以上まで再加熱しても凝固γ粒界が残存するNi含有
鋼を用い、圧延条件と表面割れとの関係について検討し
た。その結果、1020℃以上の高温域において歪み速
度の遅い条件で圧下量を確保することにより、割れるこ
となく凝固γ粒が消滅するとの知見を得た。この理由は
次のように考えられる。即ち、凝固γ粒界が残存してい
る場合の割れの発生は、結晶粒内の変形抵抗と密接に関
係しており、低温域で歪み速度の速い加工を行った場合
には、変形抵抗が大きいために粒界での応力集中が高く
なり、割れが発生し、一方、1020℃以上の高温域で
歪み速度の遅い加工を行った場合には、変形抵抗が小さ
いために粒界での応力集中が小さく、割れが発生しない
ためと考えられる。
℃以上まで再加熱しても凝固γ粒界が残存するNi含有
鋼を用い、圧延条件と表面割れとの関係について検討し
た。その結果、1020℃以上の高温域において歪み速
度の遅い条件で圧下量を確保することにより、割れるこ
となく凝固γ粒が消滅するとの知見を得た。この理由は
次のように考えられる。即ち、凝固γ粒界が残存してい
る場合の割れの発生は、結晶粒内の変形抵抗と密接に関
係しており、低温域で歪み速度の速い加工を行った場合
には、変形抵抗が大きいために粒界での応力集中が高く
なり、割れが発生し、一方、1020℃以上の高温域で
歪み速度の遅い加工を行った場合には、変形抵抗が小さ
いために粒界での応力集中が小さく、割れが発生しない
ためと考えられる。
【0013】本発明は上記知見に基づきなされたもの
で、本発明による表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧
延方法は、Niを0.5wt%以上、Sを0.003w
t%以下含有するNi含有鋼の連続鋳造鋳片若しくは分
塊圧延鋼片を熱間圧延する際に、1020℃以上の温度
域において2sec-1以下の歪み速度、5〜15%の圧
下量で一次圧延を行い、その後、二次圧延を行うことを
特徴とするものである。
で、本発明による表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧
延方法は、Niを0.5wt%以上、Sを0.003w
t%以下含有するNi含有鋼の連続鋳造鋳片若しくは分
塊圧延鋼片を熱間圧延する際に、1020℃以上の温度
域において2sec-1以下の歪み速度、5〜15%の圧
下量で一次圧延を行い、その後、二次圧延を行うことを
特徴とするものである。
【0014】以下に、本発明においてNi含有鋼の化学
成分及び圧延条件を上述したように限定した理由を、そ
れぞれの作用と共に説明する。
成分及び圧延条件を上述したように限定した理由を、そ
れぞれの作用と共に説明する。
【0015】Niを0.5wt%以上含有する鋼では、
鋳造後一旦常温まで冷却して再加熱しても凝固時のγ粒
が残存する。そのため本発明ではNiを0.5wt%以
上含有する鋼を対象とした。又、鋳造時の割れや熱間圧
延時の割れを軽減するためには、Ni含有鋼の不純物元
素は少ないほど好ましく、特にSは凝固γ粒界での割れ
を著しく助長するため、本発明ではS含有量を0.00
3wt%以下に限定した。
鋳造後一旦常温まで冷却して再加熱しても凝固時のγ粒
が残存する。そのため本発明ではNiを0.5wt%以
上含有する鋼を対象とした。又、鋳造時の割れや熱間圧
延時の割れを軽減するためには、Ni含有鋼の不純物元
素は少ないほど好ましく、特にSは凝固γ粒界での割れ
を著しく助長するため、本発明ではS含有量を0.00
3wt%以下に限定した。
【0016】本発明では、最終製品寸法まで加工する二
次圧延に先立ち、結晶粒を微細化するために1020℃
以上の温度域で一次圧延を行うが、一次圧延の歪み速度
が2sec-1を越えると歪み速度が速くなり、粒内の変
形抵抗が大きくなって粒界で割れが発生し、又、圧下量
が5%未満では加わる歪み量が少なくて再結晶が十分に
行われず、一方、圧下量が15%を越えると粒内の変形
抵抗が大きくなって粒界での割れが発生する。従って本
発明では一次圧延での歪み速度を2sec-1以下に限定
し、且つ、一次圧延での圧下量を5〜15%に限定し
た。
次圧延に先立ち、結晶粒を微細化するために1020℃
以上の温度域で一次圧延を行うが、一次圧延の歪み速度
が2sec-1を越えると歪み速度が速くなり、粒内の変
形抵抗が大きくなって粒界で割れが発生し、又、圧下量
が5%未満では加わる歪み量が少なくて再結晶が十分に
行われず、一方、圧下量が15%を越えると粒内の変形
抵抗が大きくなって粒界での割れが発生する。従って本
発明では一次圧延での歪み速度を2sec-1以下に限定
し、且つ、一次圧延での圧下量を5〜15%に限定し
た。
【0017】尚、この条件で圧延した場合、粒内の変形
抵抗は100N/mm2 以下であることを確認した。
又、本発明に示す圧下量とは、熱間圧延により減少若し
くは増加した厚み量を圧延前の鋳片厚み若しくは鋼片厚
みに対して百分率で表したものである。
抵抗は100N/mm2 以下であることを確認した。
又、本発明に示す圧下量とは、熱間圧延により減少若し
くは増加した厚み量を圧延前の鋳片厚み若しくは鋼片厚
みに対して百分率で表したものである。
【0018】
【発明の実施の形態】転炉や電気炉、又はこれら精錬炉
とRH真空脱ガス装置等の二次精錬炉との組合せにより
Niを0.5wt%以上含有する溶鋼を溶製する。溶鋼
中のS、P、O、N等の不純物元素が少ないほど、割れ
感受性が低くなるので、できるだけこれら不純物元素を
低減することが好ましい。前述したように、特にSは有
害であるので0.003wt%以下まで低減する。溶鋼
中のSを0.003wt%以下まで低減する方法は、例
えば生石灰系の脱硫剤を用いた、溶銑段階での脱硫処理
と溶鋼段階での脱硫処理の2段の脱硫処理を施す方法が
あり、この方法を用いることで容易に0.003wt%
以下まで低減可能である。NiとS以外の化学成分は特
に規定するものではなく、通常のNi含有高張力鋼や9
wt%Ni鋼等のようにSi、Mn等を含有することが
できる。
とRH真空脱ガス装置等の二次精錬炉との組合せにより
Niを0.5wt%以上含有する溶鋼を溶製する。溶鋼
中のS、P、O、N等の不純物元素が少ないほど、割れ
感受性が低くなるので、できるだけこれら不純物元素を
低減することが好ましい。前述したように、特にSは有
害であるので0.003wt%以下まで低減する。溶鋼
中のSを0.003wt%以下まで低減する方法は、例
えば生石灰系の脱硫剤を用いた、溶銑段階での脱硫処理
と溶鋼段階での脱硫処理の2段の脱硫処理を施す方法が
あり、この方法を用いることで容易に0.003wt%
以下まで低減可能である。NiとS以外の化学成分は特
に規定するものではなく、通常のNi含有高張力鋼や9
wt%Ni鋼等のようにSi、Mn等を含有することが
できる。
【0019】このようにして溶製して溶鋼を連続鋳造機
で鋳造して鋳片にするか、若しくは、普通造塊用鋳型に
鋳造して鋼塊とし、次いで鋼塊を分塊圧延して鋼片に
し、熱間圧延用に供する。鋳片及び鋼片は、一旦常温ま
で冷却しても、常温まで冷却することなく高温のまま加
熱炉に装入しても、又、高温のまま直送圧延しても、何
れでも良い。鋳片及び鋼片の表層部の健全性に応じて、
必要によりグラインダー手入れやホットスカーファー手
入れ等の表面手入れを行うことができる。
で鋳造して鋳片にするか、若しくは、普通造塊用鋳型に
鋳造して鋼塊とし、次いで鋼塊を分塊圧延して鋼片に
し、熱間圧延用に供する。鋳片及び鋼片は、一旦常温ま
で冷却しても、常温まで冷却することなく高温のまま加
熱炉に装入しても、又、高温のまま直送圧延しても、何
れでも良い。鋳片及び鋼片の表層部の健全性に応じて、
必要によりグラインダー手入れやホットスカーファー手
入れ等の表面手入れを行うことができる。
【0020】先ず、一次圧延を行う。1020℃以上の
温度で一次圧延を行うので、一次圧延前の鋳片及び鋼片
の温度は少なくとも1020℃以上を確保する必要があ
る。即ち加熱炉での加熱温度は1020℃以上とし、
又、直送圧延する場合も1020℃以上の温度を確保す
る。一次圧延は、歪み速度を2sec-1以下、圧下量を
5〜15%の条件で行う。具体的には、例えば4重式圧
延機を用いて、歪み速度が2sec-1以下の条件で、1
パス又は2パス以上で圧下量が5〜15%になるように
圧延すれば良い。
温度で一次圧延を行うので、一次圧延前の鋳片及び鋼片
の温度は少なくとも1020℃以上を確保する必要があ
る。即ち加熱炉での加熱温度は1020℃以上とし、
又、直送圧延する場合も1020℃以上の温度を確保す
る。一次圧延は、歪み速度を2sec-1以下、圧下量を
5〜15%の条件で行う。具体的には、例えば4重式圧
延機を用いて、歪み速度が2sec-1以下の条件で、1
パス又は2パス以上で圧下量が5〜15%になるように
圧延すれば良い。
【0021】次いで、二次圧延を行う。一次圧延に続け
て二次圧延を行って良いし、一次圧延後に再度加熱炉で
加熱して二次圧延を行っても良い。二次圧延の圧延条件
は一般に行われている熱間圧延条件であればどのような
圧延条件であっても、凝固γ粒に起因する表面割れを発
生することなく圧延することができる。
て二次圧延を行って良いし、一次圧延後に再度加熱炉で
加熱して二次圧延を行っても良い。二次圧延の圧延条件
は一般に行われている熱間圧延条件であればどのような
圧延条件であっても、凝固γ粒に起因する表面割れを発
生することなく圧延することができる。
【0022】Niを0.5wt%以上含有するNi含有
鋼をこのようにして熱間圧延することで、粗大な凝固γ
粒に起因する、熱間圧延時の表面割れが抑制され、表面
性状に優れたNi含有鋼を安定して製造することが可能
となる。
鋼をこのようにして熱間圧延することで、粗大な凝固γ
粒に起因する、熱間圧延時の表面割れが抑制され、表面
性状に優れたNi含有鋼を安定して製造することが可能
となる。
【0023】
【実施例】脱硫処理及び脱燐処理を行った溶銑を転炉で
吹錬し、転炉出鋼後にRH真空脱ガス装置にて脱硫処理
を含む精錬を施した溶鋼を湾曲型スラブ連続鋳造機にて
鋳造し、スラブ鋳片とした。鋳造した鋼A〜鋼Cの3種
類の鋼成分を表1に示す。
吹錬し、転炉出鋼後にRH真空脱ガス装置にて脱硫処理
を含む精錬を施した溶鋼を湾曲型スラブ連続鋳造機にて
鋳造し、スラブ鋳片とした。鋳造した鋼A〜鋼Cの3種
類の鋼成分を表1に示す。
【0024】
【表1】
【0025】鋼A及び鋼Bのスラブ鋳片表層部から小型
試験片(8mmφ×12mm長)を採取し、この小型試
験片を用いて加熱温度、加工温度、圧下量、及び歪み速
度を変化させた圧縮加工試験を真空中で行い、加工後、
試験片における割れ及びミクロ組織観察による凝固γ粒
界の残存状況を調査した。試験条件及び調査結果を表2
に示す。表2の総合判定の欄は、凝固γ粒界が消失し且
つ割れが発生しない試験条件を合格として○印で表示
し、これを満足しない場合には×印で表示した。又、割
れ判定欄の3つの記号は3つの試験片を表示しており、
割れが発生しない試験片を○で表示し、割れの発生した
試験片を×で表示した。
試験片(8mmφ×12mm長)を採取し、この小型試
験片を用いて加熱温度、加工温度、圧下量、及び歪み速
度を変化させた圧縮加工試験を真空中で行い、加工後、
試験片における割れ及びミクロ組織観察による凝固γ粒
界の残存状況を調査した。試験条件及び調査結果を表2
に示す。表2の総合判定の欄は、凝固γ粒界が消失し且
つ割れが発生しない試験条件を合格として○印で表示
し、これを満足しない場合には×印で表示した。又、割
れ判定欄の3つの記号は3つの試験片を表示しており、
割れが発生しない試験片を○で表示し、割れの発生した
試験片を×で表示した。
【0026】
【表2】
【0027】表2に示すように、鋼Aの無加工の試験片
では1050℃加熱及び1075℃加熱の何れの場合も
凝固γ粒界が残存していることが確認できた。又、その
加熱温度条件で加工温度、圧下量、歪み速度を変化させ
た結果、何れも5%以上の圧下量を加えることで凝固γ
粒界が消失することが確認できた。即ち、圧延時の割れ
を防止するためには凝固γ粒界を消失させることが必要
であり、そのためには5%以上の圧下量を加える必要が
あることが分かる。
では1050℃加熱及び1075℃加熱の何れの場合も
凝固γ粒界が残存していることが確認できた。又、その
加熱温度条件で加工温度、圧下量、歪み速度を変化させ
た結果、何れも5%以上の圧下量を加えることで凝固γ
粒界が消失することが確認できた。即ち、圧延時の割れ
を防止するためには凝固γ粒界を消失させることが必要
であり、そのためには5%以上の圧下量を加える必要が
あることが分かる。
【0028】しかし、圧下量が大きい場合や歪み速度が
速い場合、及び、加工温度が低い場合には、凝固γ粒界
が消失しても、その加工中に割れが発生した。この結果
を加工時の変形抵抗と対応させると、何れも変形抵抗が
100N/mm2越える加工条件において割れが発生す
ることが分かった。つまり、圧下量が大きくなるほど、
又、歪み速度が速くなるほど、更に、加工温度が低くな
るほど、変形抵抗は大きくなる傾向があり、圧下量を5
〜15%、歪み速度を2sec-1以下、及び加工温度を
1020℃以上に制限することで、変形抵抗を100N
/mm2 以下にすることができ、凝固γ粒界に起因す
る割れを防止可能であることが分かった。Ni含有量の
異なる鋼Bについても同様の結果が得られた。
速い場合、及び、加工温度が低い場合には、凝固γ粒界
が消失しても、その加工中に割れが発生した。この結果
を加工時の変形抵抗と対応させると、何れも変形抵抗が
100N/mm2越える加工条件において割れが発生す
ることが分かった。つまり、圧下量が大きくなるほど、
又、歪み速度が速くなるほど、更に、加工温度が低くな
るほど、変形抵抗は大きくなる傾向があり、圧下量を5
〜15%、歪み速度を2sec-1以下、及び加工温度を
1020℃以上に制限することで、変形抵抗を100N
/mm2 以下にすることができ、凝固γ粒界に起因す
る割れを防止可能であることが分かった。Ni含有量の
異なる鋼Bについても同様の結果が得られた。
【0029】次に、鋼A及び鋼Cのスラブ鋳片を用いて
4重式圧延機にて厚鋼板を圧延した。鋼Aでは、スラブ
鋳片の片側表層部を含むように250mm厚みのスラブ
を切断・減厚して供試材とした。又、鋼Cでは鋳片の履
歴による影響を調査するため、一旦常温まで冷却した試
験(冷片)と、ホットチャージ圧延の試験(熱片)を実
施した。熱間圧延方法は、一次圧延を4重式圧延機の1
パスで行い、一次圧延後30秒経過後に二次圧延を行う
方法で実施した。鋳片の加熱温度は全て1060℃以上
とし、一次圧延時、即ち1パス目の鋳片温度、圧下量、
及び歪み速度を変更した。二次圧延の圧延条件は同一鋼
種では一定条件にした。そして、圧延後厚鋼板の表面疵
発生状況を浸透法により調査した。圧延条件及び疵調査
結果を表3に示す。
4重式圧延機にて厚鋼板を圧延した。鋼Aでは、スラブ
鋳片の片側表層部を含むように250mm厚みのスラブ
を切断・減厚して供試材とした。又、鋼Cでは鋳片の履
歴による影響を調査するため、一旦常温まで冷却した試
験(冷片)と、ホットチャージ圧延の試験(熱片)を実
施した。熱間圧延方法は、一次圧延を4重式圧延機の1
パスで行い、一次圧延後30秒経過後に二次圧延を行う
方法で実施した。鋳片の加熱温度は全て1060℃以上
とし、一次圧延時、即ち1パス目の鋳片温度、圧下量、
及び歪み速度を変更した。二次圧延の圧延条件は同一鋼
種では一定条件にした。そして、圧延後厚鋼板の表面疵
発生状況を浸透法により調査した。圧延条件及び疵調査
結果を表3に示す。
【0030】
【表3】
【0031】表3に示すように、一次圧延である1パス
目の鋳片温度、圧下量、及び歪み速度が本発明の範囲内
で圧延した厚鋼板は表面疵が軽減していた。それに対し
て、これらの条件の何れかが本発明の範囲を外れた場合
には、厚鋼板には多くの表面疵が発生していた。又、冷
片を再加熱した圧延とホットチャージ圧延との履歴によ
る表面疵発生状況への影響も認められなかった。尚、表
3の備考欄に本発明の範囲内の条件で圧延したものを実
施例とし、それ以外を比較例として表示した。
目の鋳片温度、圧下量、及び歪み速度が本発明の範囲内
で圧延した厚鋼板は表面疵が軽減していた。それに対し
て、これらの条件の何れかが本発明の範囲を外れた場合
には、厚鋼板には多くの表面疵が発生していた。又、冷
片を再加熱した圧延とホットチャージ圧延との履歴によ
る表面疵発生状況への影響も認められなかった。尚、表
3の備考欄に本発明の範囲内の条件で圧延したものを実
施例とし、それ以外を比較例として表示した。
【0032】
【発明の効果】本発明によれば、Niを0.5wt%以
上含有するNi含有鋼の熱間圧延において、粗大な凝固
γ粒に起因する表面割れを防止することが可能となり、
表面性状に優れたNi含有鋼を安定して製造することが
可能となり、工業上有益な効果がもたらされる。
上含有するNi含有鋼の熱間圧延において、粗大な凝固
γ粒に起因する表面割れを防止することが可能となり、
表面性状に優れたNi含有鋼を安定して製造することが
可能となり、工業上有益な効果がもたらされる。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 FI テーマコート゛(参考) C22C 38/08 C22C 38/08 (72)発明者 大内 千秋 東京都千代田区丸の内一丁目1番2号 日 本鋼管株式会社内 Fターム(参考) 4K032 AA01 AA04 AA05 AA16 AA21 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 BA01 CA02 CB01 CC04
Claims (1)
- 【請求項1】 Niを0.5wt%以上、Sを0.00
3wt%以下含有するNi含有鋼の連続鋳造鋳片若しく
は分塊圧延鋼片を熱間圧延する際に、1020℃以上の
温度域において2sec-1以下の歪み速度、5〜15%
の圧下量で一次圧延を行い、その後、二次圧延を行うこ
とを特徴とする表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧延
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26308299A JP2001081516A (ja) | 1999-09-17 | 1999-09-17 | 表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26308299A JP2001081516A (ja) | 1999-09-17 | 1999-09-17 | 表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧延方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2001081516A true JP2001081516A (ja) | 2001-03-27 |
Family
ID=17384592
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26308299A Pending JP2001081516A (ja) | 1999-09-17 | 1999-09-17 | 表面性状に優れたNi含有鋼の熱間圧延方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2001081516A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2010106298A (ja) * | 2008-10-29 | 2010-05-13 | Jfe Steel Corp | 溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法 |
WO2024053276A1 (ja) * | 2022-09-09 | 2024-03-14 | Jfeスチール株式会社 | 鋼鋳片、連続鋳造方法及び、鋼鋳片の製造方法 |
-
1999
- 1999-09-17 JP JP26308299A patent/JP2001081516A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2010106298A (ja) * | 2008-10-29 | 2010-05-13 | Jfe Steel Corp | 溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法 |
WO2024053276A1 (ja) * | 2022-09-09 | 2024-03-14 | Jfeスチール株式会社 | 鋼鋳片、連続鋳造方法及び、鋼鋳片の製造方法 |
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RD01 | Notification of change of attorney |
Effective date: 20060920 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7421 |
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A072 | Dismissal of procedure |
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