JP2011230182A - 高マンガン含有鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】高マンガン含有鋼を連続鋳造法により製造する方法であって,鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度T(単位:℃)が下記式(1)を満たすように制御するとともに,鋳造速度Vc(単位:m/min)を下記式(2)の範囲に選定することを特徴とする高マンガン含有鋼の製造方法:
a≦T≦a+50(1)
Vc≧0.02×(T-a)(2)
ここで,aは鋼の組成から下記式(3)により決定される値であり,式中の(C%)等はそれぞれ前記化学組成におけるC等の含有量(単位:質量%)である。
a=1562-{62×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)}式(3)
【選択図】図2
Description
(1)基本成分として、質量%で、C:0.09%以上1.5%以下、Si:0.05%以上1.0%以下、Mn:10%以上31%以下、Cr:10%以下、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.003%以上0.1%以下、N:0.005%以上0.50%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有する高マンガン含有鋼を連続鋳造法により製造する方法であって、鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度T(単位:℃)が下記式(i)を満たすように制御するとともに、鋳造速度Vc(単位:m/min)を下記式(ii)の範囲に選定することを特徴とする高マンガン含有鋼の製造方法:
a≦T≦a+50 (i)
Vc≧0.02×(T−a) (ii)
ここで、aは鋼の組成から下記式(iii)により決定される値であり、式中の(C%)、(Si%)、(Mn%)および(Cr%)は、それぞれ、前記化学組成におけるC,Si,MnおよびCrの含有量(単位:質量%)である。
a=1562−{62×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)} (iii)
a≦T≦a+30 (i’)
Vc≧0.025×(T−a) (ii’)
(Mn%)+40.2×(C%)+122×(P%)<62.2 (iv)
ここで、上記式(iv)中の(Mn%)、(C%)および(P%)は、それぞれ、前記化学組成におけるMn,CおよびPの含有量(単位:質量%)である。
(%C)+4.3(%P)<1.21 (v)
ここで、上記式(v)中の(C%)および(P%)は、それぞれ、前記化学組成におけるCおよびPの含有量(単位:質量%)である。
1.表面欠陥についての検討
Mn含有量が10〜31質量%の高マンガン含有鋼を連続鋳造により製造する際には、当該鋼の化学組成におけるMnの含有量が高いことに由来して、種々の鋳片表面欠陥が発生しやすい。主な鋳片表面欠陥として、1)縦割れ、2)かぶれ疵、3)微小ひび割れが挙げられる。
このように、微小割れの抑制、さらには熱間圧延工程の加工性の確保の観点からも鋼の固相線温度を正確に把握することが重要である。
本発明に係る高マンガン含有鋼の化学組成は、基本成分として、質量%で、C:0.09%以上1.5%以下、Si:0.05%以上1.0%以下、Mn:10%以上31%以下、Cr:10%以下、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.003%以上0.1%以下、N:0.005%以上0.50%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる。
C:0.09%以上1.5%以下
Cは、オーステナイト相を安定化し材料強度を確保するのに必要な元素である。しかしながら、C含有量が1.5%を超えると延性および加工性が悪化する。したがって、このC含有量を0.09%以上1.5%以下の範囲とすることで、構造材料に適した組成とすることが実現される。
Siは脱酸に必要な元素であり、固溶強化の効果もあり、合金成分には欠かせない。これらの効果を確実に得るために、Siの含有量は0.05%以上とする。しかしながら、Si含有量が1.0%を超えるとその効果は飽和し加工性(延性)が劣化する。したがって、Siの含有量は1.0%以下とする。
Mnはオーステナイト相を安定化し材料強度を確保するのに必要な元素である。特に、10%以上の高濃度Mnを含有することによってオーステナイト相の特徴的な性質である、非磁性あるいは低温での高強度の性能が得られる。しかしながら、含有量が31%を超えると加工性が大きく損なわれる。したがって、Mn含有量は10%以上31%以下とする。
Crはオーステナイト相を安定させるとともに、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素である。必要に応じて添加してもよいが、含有量が10%を超えると加工性が大きく損なわれる。
Pは鋼中に含まれる不純物元素であり、靭性低下あるいは熱間脆化を招くため、P含有量は少なければ少ないほどよい。さらに、0.05%を超えると溶接性を著しく低下させる。したがって、P含有量は0.05%以下とする。
Sは鋼中に含まれる不純物元素で靭性の低下を招くため、S含有量は少なければ少ないほどよい。さらに、0.02%を超えると腐食起点となるMnS介在物量が多くなり耐食性を低下させる。したがって、P含有量は0.05%以下とする。
Alは脱酸に必要な元素であり、鋼中に不可避に存在する。脱酸の効果を得る観点から、Al含有量の下限は0.003%とする。一方、0.1%を超えて含有されると、過剰なAlNが生成して熱間加工性が低下する。したがって、Al含有量は0.003%以上0.1%以下とする。
Nはオーステナイト相を安定化し固溶あるいは析出によって強度を上げる作用を有する。MnとCrとの親和力が大きいため、高マンガン含有鋼で容易に固溶させることができるが、含有量0.5%を超えると熱間加工性が低下する。したがって、N含有量は0.005%以上0.50%以下とする。
V:0.3%以下
Vは析出硬化によって強度を向上させるのに有用な元素である。必要に応じて微量添加してもよいが、含有量が0.3%を超えると効果が飽和して加工性が大きく損なわれる。
上記のように連続鋳造される溶鋼の液相線温度および固相線温度を正確に把握することは高品質の鋳片を生産性高く製造することにとって重要であるところ、これらの液相線温度および固相線温度は合金成分の含有量によって変化するため、液相線温度と組成との関係、および固相線温度と組成との関係を正確に把握することが必要とされる。
非特許文献1によれば、炭素鋼に対する液相線温度TL(単位:℃)の推算式の一例として、下記推算式(A)が挙げられる。
ここで、上記式(A)中の(C%)、(Si%)、(Mn%)、(Cr%)、(P%)および(S%)は、それぞれ、鋼の化学組成におけるC,Si,Mn,Cr,SおよびPの含有量(単位:質量%)である。
アルゴンガス雰囲気中で、鋼試料70〜80gを内径20mmのアルミナるつぼ内で溶解し、炉温度を1480℃に15〜20分保持した後、電気炉の温度制御を用いて冷却速度10℃/minにて炉を冷却する。このとき、溶鋼試料に浸漬した保護管内の熱電対にて試料温度を測定する。試料の冷却曲線には、凝固に伴った特徴点が現れるので、これらに基づいて液相線温度および固相線温度を評価する。最初の特徴点として、凝固が開始(潜熱の放出を開始)したときに復熱した後の最大温度あるいはプラトー温度を液相線温度とする。次に、熱分析で得られる内部発熱がゼロとなる温度を凝固潜熱の放出が終了する固相線温度とする。ここで、内部発熱とは、試料の冷却曲線から解析的に得られる値であり、試料の温度微分値(冷却速度)および試料・炉間の温度差によって生じる外部抜熱速度の和である。凝固が進行する温度区間では試料が凝固潜熱を発生するため内部発熱が正となる。しかし、凝固が終了すると、比熱一定かつ冷却速度一定の単相の冷却条件では内部発熱がゼロとなる。
そこで、表1に示される鋼の組成および表2に示される液相線温度の実測値から、新たに推算式を求めると、下記式(B)のようになる。
ここで、上記式(B)中の(C%)、(Si%)、(Mn%)、(Cr%)、(P%)および(S%)は、それぞれ、鋼の化学組成におけるC,Si,Mn,Cr,SおよびPの含有量(単位:質量%)である。
これらの結果から明らかなように、上記式(B)に基づく推算値と実測値とのずれは上記式(B)に基づく推算値と実測値とのずれよりもはるかに小さく、ずれ量の平均値は3℃程度である。
TS=1467−{165×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)+500×(P%)+40×(S%)} (C)
新たに求められた上記の液相線温度TLの推算式(B)および固相線温度TSの推算式(C)に基づき設定される高マンガン含有鋼の連続鋳造条件について以下に説明する。
鋳造温度は、一般に、液相線温度を基準として、それに対する溶鋼過熱度を適正範囲内に制御する。高マンガン含有鋼を含めた合金鋼を鋳造するための適正範囲は、液相線温度を基準とする過熱度として、経験的に30〜80℃である。溶鋼過熱度が適正値の下限の30℃よりも小さいと、鋳型内で特に冷えやすい湯面付近の溶鋼温度が液相線以下となって湯面の一部が凝固するいわゆる湯面皮張りが生じ鋳造が不安定になるおそれがある。また、溶鋼過熱度が適正値の上限の80℃よりも大きいと鋳型内に形成した凝固シェルが再溶解して破れやすくなり、かぶれ疵の発生や鋳型内ブレークアウトを生じるおそれがある。
a≦T≦a+50 (1)
ここで、aは、鋼の組成から下記式(3)により決定される適正な鋳造温度の下限値(単位:℃)であり、式中の(C%)、(Si%)、(Mn%)および(Cr%)は、それぞれ、鋼の化学組成におけるC,Si,MnおよびCrの含有量(単位:質量%)である。
a=1562−{62×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)} (3)
鋳造速度Vcは安定な連続鋳造を実現するために鋼種に応じて適切に設定されるべきものである。
Vc≧0.02×(T−a) (2)
すなわち、上記式(1)および(2)を満たすように、鋳造温度Tおよび鋳造速度Vcを設定して連続鋳造を行うことで、得られた鋳片における表面欠陥を安定的に抑制することが実現される。
Vc≧0.025×(T−a) (2’)
一方、鋳造速度が過度に大きい場合には、鋳型内の冷却が不十分となって凝固シェルが鋳型内で十分に形成されず、このため鋳型内の鋳片または鋳型から出て二次冷却されている鋳片における凝固シェルが破れてブレークアウトが発生するおそれが高まる。
続いて、本発明に係る高マンガン含有鋼について良好な熱間加工性を実現する観点から好ましい組成上の特徴について説明する。
1467−{165×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)+500×(P%)+40×(S%)}>1210 (4)
(Mn%)+40.2×(C%)+122×(P%)<62.2 (5)
ここで、上記式(4)〜(5)中の(C%)、(Si%)、(Mn%)、(Cr%)、(P%)および(S%)は、それぞれ、鋼の化学組成におけるC,Si,Mn,Cr、PおよびSの含有量(単位:質量%)である。
また、高温延性を損なわないよう、固液共存温度幅を狭めるため、C含有量とP含有量とが下記式(6)を満たすことが好ましい。
ここで、上記式(6)中の(C%)および(P%)は、それぞれ、鋼の化学組成におけるCおよびPの含有量(単位:質量%)である。
Claims (4)
- 基本成分として、質量%で、C:0.09%以上1.5%以下、Si:0.05%以上1.0%以下、Mn:10%以上31%以下、Cr:10%以下、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.003%以上0.1%以下、N:0.005%以上0.50%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有する高マンガン含有鋼を連続鋳造法により製造する方法であって、
鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度T(単位:℃)が下記式(1)を満たすように制御するとともに、
鋳造速度Vc(単位:m/min)を下記式(2)の範囲に選定すること
を特徴とする高マンガン含有鋼の製造方法:
a≦T≦a+50 (1)
Vc≧0.02×(T−a) (2)
ここで、aは、鋼の組成から下記式(3)により決定される値であり、式中の(C%)、(Si%)、(Mn%)および(Cr%)は、それぞれ、前記化学組成におけるC,Si,MnおよびCrの含有量(単位:質量%)である。
a=1562−{62×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)} (3) - 前記鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度Tがさらに下記式(1’)を満たすように制御するとともに、前記鋳造速度Vc(単位:m/min)を下記式(2’)の範囲に選定すること
を特徴とする請求項1記載の高マンガン含有鋼の製造方法:
a≦T≦a+30 (1’)
Vc≧0.025×(T−a) (2’) - 前記化学組成がさらに下記式(5)を満たす、請求項1または2記載の高マンガン含有鋼の製造方法:
(Mn%)+40.2×(C%)+122×(P%)<62.2 (5)
ここで、上記式(5)中の(Mn%)、(C%)および(P%)は、それぞれ、前記化学組成におけるMn,CおよびPの含有量(単位:質量%)である。 - 前記化学組成がさらに下記式(6)を満たす、請求項1から3のいずれかに記載の高マンガン含有鋼の製造方法:
(%C)+4.3(%P)<1.21 (6)
ここで、上記式(6)中の(C%)および(P%)は、それぞれ、前記化学組成におけるCおよびPの含有量(単位:質量%)である。
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