JP2004149836A

JP2004149836A - 極低炭素鋼および連続鋳造方法

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Publication number: JP2004149836A
Application number: JP2002314841A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Harada; 寛原田; Wataru Ohashi; 渡大橋; Katsuhiro Sasai; 勝浩笹井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-29
Filing date: 2002-10-29
Publication date: 2004-05-27
Anticipated expiration: 2022-10-29
Also published as: JP4612271B2

Abstract

【課題】本発明は鋼板の表面欠陥、特に酸化スケールに起因した表面欠陥の発生が極めて少ない極低炭素鋼および連続鋳造方法を提供する。
【解決手段】Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの１種以上の鋼中の濃度（質量％）が、下記関係式を満足することを特徴とする極低炭素鋼。
１１．５×％Ｓｉ＋４７×％Ｎｂ＋４９×％Ｔｉ＋５２×％Ａｌ≦４
また、上記極低炭素鋼において、熱間圧延前の加熱処理された鋼において、鋼表面の地鉄とスケール界面の平均粒界酸化深さが５０μｍ以下であること。
【選択図】図２

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼板の表面欠陥、特に酸化スケールに起因した表面欠陥の発生が極めて少ない極低炭素鋼の連続鋳造方法ならびに鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼中の炭素、窒素濃度を真空脱ガス処理により極力除去し、これらをＴｉ，Ｎｂ，Ａｌ、等で炭化物、窒化物として固定した極低炭素鋼は自動車用外板等、加工性に優れた鋼板として様々な用途に用いられている。しかしながら、様々な欠陥が発生しやすく製品歩留は低いのが現状である。その原因は溶鋼段階で生じる脱酸生成物、また連鋳鋳型内で不可避的に用いられている不活性ガスやパウダーが溶鋼中に懸濁し鋳片に捕捉されたものや、加熱炉等高温加熱雰囲気中で生じるスケールが完全に除去されず製品表面に局部的に残留したもの等が挙げられる。
【０００３】
これらの中でスケール起因の欠陥が極低炭素鋼において特に発生しやすいことは例えば瀬々らの論文（鉄と鋼、ｖｏｌ．８７（２００１），Ｎｏ．２，Ｐ８５〜９２）で報告されている。極低炭素鋼では炭素濃度が３０ｐｐｍ程度以下と極めて低いため、鋼材加熱時に脱炭反応が生じにくく、かつ鉄よりも優先的に酸化されやすいＡｌ、Ｔｉ等の元素を極低炭素鋼は含有するため、これらの酸化物が加熱時に形成され表層の加工性を悪化することで表面欠陥として顕在化しやすいことを報告している。
上記、スケール起因の欠陥対策としては、加熱炉における加熱温度や加熱雰囲気の適正化、高圧水によるデスケーリング条件の適正化等が挙げられる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、地鉄／スケール界面の地鉄側で一旦粒界酸化が生じると、その部分のスケールはデスケーリングによって除去されることは困難であるため、粒界酸化深さを低減できるスケール起因の欠陥対策技術が必要とされていた。
そこで、本発明は鋼板の表面欠陥、特に酸化スケールに起因した表面欠陥の発生が極めて少ない極低炭素鋼および連続鋳造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は以下の通りである。
（１）Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの１種以上の鋼中の濃度（質量％）が、下記関係式を満足することを特徴とする極低炭素鋼。
１１．５×％Ｓｉ＋４７×％Ｎｂ＋４９×％Ｔｉ＋５２×％Ａｌ≦４
（２）熱間圧延を実施する前の鋼表面の地鉄とスケール界面の平均粒界酸化深さが５０μｍ以下であることを特徴とする前記（１）記載の極低炭素鋼。
（３）前記（１）の範囲を満足する成分組成の溶鋼を、鋳型内に水平断面内で旋回流を形成する移動磁場形成装置を備えた鋳型を用いて鋳造することを特徴とする極低炭素鋼の連続鋳造方法にある。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは溶質元素の濃度を種々変化させた溶鋼を鋳造して得た極低炭素鋼の鋳片からサンプルを切り出し、これらのサンプルの加熱実験を行い、加熱によるサンプルの粒界酸化と、溶質元素および濃度との関係について調査解析した。
ここで極低炭素鋼とは、炭素濃度が３０ｐｐｍ（質量ベース）程度以下のものを意味しており、真空溶解炉を用いて電解鉄に種々の合金元素を添加し溶鋼を溶製後、鋳型内に注入、凝固させることによって、溶質元素の濃度が異なる鋳片を製造した。尚、加熱条件は加熱温度１２００℃、加熱時間２時間、加熱雰囲気は３容量％Ｏ_２、８容量％ＣＯ_２、１６容量％Ｈ_２Ｏ、７３容量％Ｎ_２雰囲気とした。
【０００７】
その結果、フェライト形成元素のＳｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの溶質濃度（質量％）と、極低炭素鋼の平均粒界酸化深さとの間に明瞭な相関関係があることを見いだした。ここで、平均粒界酸化深さとは、図１に示すように加熱した後のスケール／地鉄界面の地鉄側に見られるノッチ状の切りかきのことで、スケール／地鉄界面からの深さを意味している。また、平均粒界酸化深さの測定方法は、加熱後のサンプルのスケール／地鉄界面を顕微鏡で観察することで測定した。
【０００８】
フェライト形成元素のＳｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの溶質濃度（質量％）のフェライト生成能（以降Ｆ値と記載）を総合的に評価する指標として、実験結果により下記（１）式を導いた。そこで、Ｆ値と平均粒界酸化深さとの関係を調査した結果を図２に示すが、Ｆ値が低くなるほど平均粒界酸化深さは小さくなっていること、また（１）式で表されるＦ値が４を越えると平均粒界酸化が顕著となることがわかる。
Ｆ値＝１１．５×％Ｓｉ＋４７×％Ｎｂ＋４９×％Ｔｉ＋５２×％Ａｌ … （１）
従って、Ｆ値≦４とすることで、平均粒界酸化深さを小さくすることができる。
【０００９】
ここで粒界酸化深さが低減する効果について説明する。スケールは地鉄上だけでなく、粒界酸化部にも形成される。その粒界酸化部に形成されたスケールは、粒界酸化の形態が複雑であるため、デスケーリングによって完全に除去することはできない。そのため、圧延時にこのスケールは酸化物として鋼板内部に取り残されることになる。言い換えれば、加熱中に鋼板表面近傍に新たに酸化物を導入することになるのである。また、酸化深さが深くなるほど、地鉄上のスケールもデスケーリングによって除去されにくくなる。そのため、この酸化深さはできるだけ浅い方が好ましいことになる。
【００１０】
次に、極低炭素鋼のそれぞれのサンプルを上記と同じ条件で加熱し、その後デスケーリング実験を行い、これらのサンプル表面の地鉄とスケール界面の平均粒界酸化深さとスケール残存率との関係を調査した。尚、デスケーリング実験はデスケーリング温度１１００℃、背圧１５ＭＰａ、流量１１０リットル／分の条件で行った。また、スケール残存率とは、スケールが残存した領域の面積／サンプルの表面積×１００であり、上記面積の測定方法は、デスケーリング後のサンプル表面にスケールが残存しているかどうかを目視で観察し、残存した領域ならびにサンプルの全表面積をそれぞれ測定することで評価した。
【００１１】
結果を図３に示すが、平均粒界酸化深さが５０μｍを越えると、デスケーリング後のスケール残存率が顕著に増加することがわかる。デスケーリング後に残存したスケールは、熱間圧延時に図４に示すように鋼板内部に取り残されることになり、鋼板表面を酸洗しても残留するため欠陥として残存することになる。従って、熱間圧延の前に実施する加熱処理後の極低炭素鋼において、鋼表面の地鉄とスケール界面の平均粒界酸化深さが５０μｍ以下であることが、鋼板表面ならびに鋼材内部に取り残されるスケールを極力低減する観点から好ましい。
【００１２】
上記極低炭素鋼の製造方法としては、まず、転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での処理によりＣ濃度を０．００３％以下とした溶鋼を溶製する。この溶鋼にＦ値≦４となる様に各種合金を添加した後、連続鋳造装置を用いて所定形状の鋳片を製造する。こうして得られた極低炭素鋼の鋼表面の地鉄とスケール界面の平均粒界酸化深さは５０μｍ以下である。
【００１３】
ところでこのような鋳片を連続鋳造にて製造しようとすると、Ｆ値≦４を達成するためにはＳｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの成分濃度を低くすることになるため、結果として溶鋼中のフリー酸素濃度が増加することになる。ＣとＯは反応してＣＯガスを発生するため、ＣＯの濃度積によってはＣＯ気泡の発生が顕著となり鋳造することが困難となる。基本的には極低炭素鋼であるため、ＣＯ濃度積は低く、ＣＯ気泡の発生はほとんど問題ない。そのため、鋳片サイズおよび形状によらず、様々な鋳造方法において本発明で述べた鋳片を鋳造することはできる。
【００１４】
しかしながら、鍋からタンディッシュへの注入時やタンディッシュ内等での再酸化により鋳型内に注入される溶鋼中のフリー酸素濃度が上昇する可能性もありうる。そのため、本願発明の成分の溶鋼を用いて連続鋳造にて鋳片を製造する場合、特に溶鋼静圧の低いメニスカス近傍で凝固シェル前面でのＣＯ気泡発生を確実に防止するには、凝固シェル前面に流速を付与できる、移動磁場形成装置を搭載した鋳型を用いて、水平断面内で旋回流を付与しつつ鋳造すれば、Ｆ値の低い成分組成の極低炭素鋼まで安定して鋳造できるため、好ましい。
【００１５】
【実施例】
以下に、実施例および比較例をあげて、本発明について具体的に説明する。
（実施例１）
転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での処理により、Ｃ濃度を０．００１８質量％とした溶鋼３００ｔを溶製した。この溶鋼に合金を添加し、０．０１質量％Ｓｉ、０．１５質量％Ｍｎ、０．０３５質量％Ｎｂとして、ＡｌおよびＴｉは一切添加しなかった。この場合のＦ値は１．７６である。この溶鋼を連続鋳造方法で厚み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。また、一部の鋳片を熱間圧延を行う前に取り出し粒界酸化深さを測定した。
その結果、粒界酸化深さの平均値は２０ミクロンであった。その他のスラブは、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コイルあ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、表面欠陥は観察されなかった。
【００１６】
（実施例２）
転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での処理により、Ｃ濃度を０．００１５質量％とした溶鋼３００ｔを溶製した。この溶鋼に合金を添加し、０．０１質量％Ｓｉ、０．１５質量％Ｍｎ、０．０３５質量％Ｎｂ、０．０３５質量％Ｔｉとして、Ａｌは一切添加しなかった。この場合のＦ値は３．５である。この溶鋼を鋳型内電磁撹拌装置を有する連続鋳造機を用いて、メニスカスにおける溶鋼を平均流速４０ｃｍ／ｓで電磁攪拌しながら鋳造し、厚み２５０ｍｍ、幅１８００ｍｍのスラブとした。鋳造した鋳片は８５００ｍｍ長さに切断し、１コイル単位とした。また、一部の鋳片を熱間圧延を行う前に取り出し粒界酸化深さを測定した。その結果、粒界酸化深さの平均値は４０ミクロンであった。その他のスラブは、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コイルあ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、表面欠陥は観察されなかった。
【００１７】
（比較例）
転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での処理により、Ｃ濃度を０．００１５質量％とした溶鋼をＡｌで脱酸し、Ａｌ濃度０．０４質量％とした。この溶鋼に合金を添加し、０．０１質量％Ｓｉ、０．１５質量％Ｍｎ、０．０５質量％Ｔｉとした。この場合のＦ値は４．６である。この溶鋼を用いて厚み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。また、一部の鋳片を熱間圧延を行う前に取り出し粒界酸化深さを測定した。
その結果、粒界酸化深さの平均値は７０ミクロンであった。その他のスラブは、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コイルあ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、表面欠陥はコイル１本あたり１０〜２０個の表面欠陥が観察された。
【００１８】
【発明の効果】
本発明で述べた方法を用いることで鋳片加熱時に形成されるスケールに起因した表面欠陥を確実に防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】粒界酸化深さの測定方法を示した図である。
【図２】Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉで決まるＦ値と粒界酸化の平均深さとの関係を示した図である。
【図３】粒界酸化深さとデスケ実験後のスケール残存率との関係を示した図である。
【図４】粒界酸化部分のスケールが圧延時に鋼板内部に取り残される状況を模式的に示した図である。

Claims

Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの１種以上の鋼中の濃度（質量％）が、下記関係式を満足することを特徴とする極低炭素鋼。
１１．５×％Ｓｉ＋４７×％Ｎｂ＋４９×％Ｔｉ＋５２×％Ａｌ≦４
熱間圧延前の加熱処理された鋼において、鋼表面の地鉄とスケール界面の平均粒界酸化深さが５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の極低炭素鋼。
請求項１記載の範囲を満足する成分組成の溶鋼を、鋳型内に水平断面内で旋回流を形成する移動磁場形成装置を備えた鋳型を用いて鋳造することを特徴とする極低炭素鋼の連続鋳造方法。