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
- Publication number
- 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
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- steel
- slab
- hot
- containing steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI493057B (zh) | Fat iron stainless steel | |
| CN110546294B (zh) | 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 | |
| JP6886519B2 (ja) | 低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材及びその製造方法 | |
| JP2009074123A (ja) | 表面品質が良好なＮｉ含有鋼の製造方法 | |
| JP5929556B2 (ja) | 連続鋳造スラブの製造方法および高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2001123222A (ja) | 高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JP2005002372A (ja) | 材質の異方性及びばらつきの小さい厚鋼板の製造方法 | |
| JP2017115238A (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| EP3889276B1 (en) | Method for manufacturing high-manganese steel cast slab and method for manufacturing high-manganese steel slab or steel sheet | |
| JP2001081516A (ja) | 表面性状に優れたＮｉ含有鋼の熱間圧延方法 | |
| JP3598771B2 (ja) | 熱間加工性及び耐硫化物応力割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその分塊圧延方法並びにこれらを用いた継目無鋼管及びその製造方法 | |
| JP4432725B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6144123B2 (ja) | ||
| JP2000256749A (ja) | 耐リジング性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP3260056B2 (ja) | 耐サワー性、熱間加工性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH0568525B2 (ja) | ||
| JPH0333777B2 (ja) | ||
| JP2000256798A (ja) | 表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法 | |
| JP4240576B2 (ja) | 表面性状に優れた鋼板 | |
| JP2009132984A (ja) | 高強度かつエキスパンド成形性に優れた３ピース缶用鋼板および製造方法 | |
| JP3428296B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH09310155A (ja) | 加工後の表面特性に優れたオーステナイトステンレス鋼 | |
| JPH08104920A (ja) | 高強度オーステナイトステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH10140292A (ja) | 高純度フェライト系ステンレス鋼およびその鋼からなる鋼板の製造方法 | |
| JP2000034545A (ja) | 熱間加工性の改善されたオーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD01 | Notification of change of attorney |
Effective date: 20060920 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7421 |
|
| A072 | Dismissal of procedure |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A072 Effective date: 20070129 |