JP4171379B2 - 表面性状に優れたCu含有鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
しかしながら、鉄鉱石から鋼材を製造する際のエネルギー消費量や、蓄積された鋼材スクラップ量の増加を考えると、今後、鉄源としてより多くの鋼材スクラップを使用することが望まれており、Cuを含有していても赤熱脆性が発生しない鋼材の製造方法の開発が強く望まれている。
そして、鉄が高温下で燃焼ガス中の酸化性ガスによって酸化する際に、Cu、Niなどの鉄より貴な金属を含有している場合は、これらの金属は酸化されず酸化スケール層と地鉄の界面に濃化する。Cuの場合には、γ鉄中に数%程度の溶解度しかなく、Cu濃化量がそれ以上となる場合にはCuが金属相として出現する。Cuの融点は1080℃であり、通常熱間圧延前の鋼材の加熱はそれ以上の温度で行われるために、溶融状態のCuの液相が酸化スケール/地鉄界面に生成し、これが地鉄の粒界に侵入して熱間圧延時のせん断応力や引張応力に耐えられなくなり、表面割れすなわち赤熱脆性が発生する。
また、特許文献2では、Siの添加も赤熱脆性の防止効果があるとしている。Siを添加すると、酸化スケール/地鉄界面付近でファイアライトを生成し、1170℃以上で酸化スケール中のウスタイトと反応して液相の酸化物を生成させる。この液相中にCuの液相が取り込まれるために、Cuの地鉄粒界への液相Cuの侵入が抑制される。
また、Siを添加してCu起因の赤熱脆性を防止する方法では、Siを添加した鋼材は酸化スケールの剥離性が悪く、圧延前の高圧水によるデスケーリングによってもなお酸化スケールが残留し鋼材表面が赤くなるなど表面性状が損なわれるという問題がある。さらに、その後、酸洗工程がある場合には、酸洗で酸化スケールが溶解し難いため、酸洗工程のコストが増大するとともに、生産性も低下するという問題もある。
(1) Cu含有鋼材を加熱炉にて加熱した後、熱間圧延を開始するCu含有鋼材の製造方法において、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴でありかつ融点が1300℃以下である赤熱脆性誘起元素の母材濃度の合計である赤熱脆性誘起元素総母材濃度をCiとするとき、該鋼材の赤熱脆性誘起元素総母材濃度Ci(質量%)を0.05%以上3%以下とするとともに、前記加熱炉での加熱の際に、鋼材表面温度が1080℃以上の状態となる加熱炉内の全領域または部分的な領域にて、下記(4)式で示す酸素濃度pO2(容量%)以下となる雰囲気(低酸素濃度雰囲気条件)にすることにより、ウスタイトからなる酸化スケールを生成させることで、熱間圧延終了後の圧延方向に垂直な鋼材断面の断面積sをその周長lで割った鋼材有効厚をd(mm)とするとき、
母材の赤熱脆性誘起元素濃度より高い部位の赤熱脆性誘起元素濃度を深さ方向に積分することで赤熱脆性誘起元素の濃化量を定義し、Cu含有鋼材の酸化スケールと地鉄との界面に濃化する赤熱脆性誘起元素の単位表面積あたりの濃化量の合計である赤熱脆性誘起元素総濃化量E i (μg・cm −2 )と赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i とが下記(2)式の関係にあることを特徴とする、表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
E i <18.6C i ×d ・・・(2)
p O2 =k p /(2wk l ) ・・・(4)
ここで、k p は放物線則速度定数(g 2 ・cm −4 ・s −1 )であり、具体的には
k p =k p0 ×exp(−E/RT) ・・・(5)
である(k p0 =0.60g 2 ・cm −2 ・s −1 )。
なお、Eは活性化エネルギー(E=140kJ・mol −1 ・K −1 )、Rは気体定数、Tは温度(K)である。また、wは酸化増量(g・cm −2 )、k l は直線則速度定数(k l =9.6×10 −6 g・cm −2 ・% −1 ・s −1 )である。
なお、上記定数(18.6)は、次元(μgcm −2 質量% −1 mm −1 )を持つ。
(2) Cu含有鋼材を加熱炉にて加熱した後、熱間圧延を開始するCu含有鋼材の製造方法において、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴でありかつ融点が1300℃以下である赤熱脆性誘起元素の母材濃度の合計である赤熱脆性誘起元素総母材濃度をC i とするとき、該鋼材の赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i (質量%)が0.05%以上3%以下であり、該鋼材の前記加熱炉からの抽出後でかつ前記熱間圧延開始前に、鋼材表面に生成した酸化スケールの除去処理を2回以上施すことで、熱間圧延終了後の圧延方向に垂直な鋼材断面の断面積sをその周長lで割った鋼材有効厚をd(mm)とするとき、母材の赤熱脆性誘起元素濃度より高い部位の赤熱脆性誘起元素濃度を深さ方向に積分することで赤熱脆性誘起元素の濃化量を定義し、Cu含有鋼材の酸化スケールと地鉄との界面に濃化する赤熱脆性誘起元素の単位表面積あたりの濃化量の合計である赤熱脆性誘起元素総濃化量E i (μg・cm −2 )と赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i とが下記(2)式の関係にあることを特徴とする、表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
E i <18.6C i ×d ・・・(2)
なお、上記定数(18.6)は、次元(μgcm −2 質量% −1 mm −1 )を持つ。
(3) Cu含有鋼材を加熱炉にて加熱した後、熱間圧延を開始するCu含有鋼材の製造方法において、該鋼材の前記加熱炉からの抽出後でかつ前記熱間圧延開始前に鋼材表面に、生成した酸化スケールの除去処理を2回以上施すことを特徴とする、前記(1)に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
(4) 前記赤熱脆性誘起元素の1種はCuであり、その他は、Sn、Sb、Asのいずれか1種または2種以上であることを特徴とする、前記(1)〜(3)のいずれかに記載の表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
(5) 前記赤熱脆性誘起元素はCuであり、該鋼材のCu含有量C Cu (質量%)を0.05%以上3%以下とするとともに、Cu含有鋼材の酸化スケールと地鉄との界面に濃化する単位表面積あたりのCu濃化量E Cu (μg・cm −2 )と該鋼材のCu含有量C Cu とが下記(1)式の関係にあることを特徴とする、前記(1)〜(3)のいずれかに記載の表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
E Cu <18.6C Cu ×d・・・(1)
なお、上記定数(18.6)は、次元(μgcm −2 質量% −1 mm −1 )を持つ。
(6) 質量比で、C:1%以下、Si:3%以下、Mn:10%以下、P:0.1%以下、S:0.1%以下、Cr:5%以下、Al:3%以下、Ni:1.5%以下及び不可避的不純物を含み、前記(1)〜(5)いずれかの製造方法で製造されたことを特徴とする表面性状に優れたCu含有鋼材。
(7) 母材Ni濃度C Ni (質量%)と母材Cu濃度C Cu (質量%)の関係が下記式の関係にあることを特徴とする、前記(6)に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材。
0.061C Cu 2 +0.32C Cu +0.0035≦C Ni ≦1.5 ・・・(3)
(8) 前記Cu含有鋼材が、質量%で、Ti=0.01〜0.15%、Nb=0.01〜0.15%、V=0.01〜0.15%のいずれか1種または2種以上を含有し、さらに、P=0.010〜0.100%、S=0.010〜0.050%、REM=0.002〜0.150%のいずれか1種または2種以上を含有することを特徴とする、前記(6)または(7)に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材。
(9) 前記Cu含有鋼材中に、少なくともTi、Nb、Vのいずれか1種または2種以上の炭化物、窒化物、または炭窒化物であって、粒径が10nm以上1μm以下の個数密度が10 5 個/mm 2 以上の析出物が含まれていることを特徴とする、前記(8)に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材。
(a)酸化スケール/地鉄界面で液相として出現したCuは、酸化スケールの粒界を容易に移動する。
(b)マグネタイトが生成しない酸化スケールの場合、すなわちウスタイト層からなる酸化スケールの場合、酸化スケール/地鉄界面から液相のCuが、酸化スケール内(粒界)を移動して酸化スケールの表面に達し、CuまたはCuOの蒸気として蒸発・飛散する。
(c)ヘマタイト、マグネタイト、ウスタイトの3層からなる酸化スケールが生成する場合には、酸化スケール/地鉄界面から液相のCuが、酸化スケール内(粒界)を移動して、マグネタイト層にCuが固溶する。
本発明者らは、種々のCu含有量の鋼材について、種々の鋳造後鋼材厚み(50mm〜250mm)、種々の圧延後鋼材有効厚み(1mm〜100mm)の条件で、鋼材を鋳造、加熱、熱間圧延を施した。そのときの加熱はLNGの燃焼加熱によって行い、加熱温度は1100℃〜1300℃、加熱雰囲気の酸素濃度を0〜5容量%とした。加熱雰囲気の酸素濃度を変化させることにより、例えば、低酸素濃度雰囲気条件にすることにより、ウスタイト層からなる酸化スケールを生成させ、酸化スケール/地鉄界面に濃化するCuの量(Cu濃化量)を減じさせる等、種々Cu濃化量を変化させた。各条件の評価のため、熱間圧延後の赤熱脆性による鋼材表面割れの発生有無を調べた。さらに熱間圧延後の鋼材の酸化スケール/地鉄界面近傍に濃化した単位表面積あたりのCu量(Cu濃化量)も調べた。
ECu<18.6CCu×d ・・・(1)
ここで、
ECu:酸化スケールと地鉄との界面近傍に濃化する単位表面積あたりのCu量
(μg・cm-2)
CCu:母材のCu濃度(質量%)
d:鋼材有効厚(mm)
ここで用いる鋼材有効厚dとは、熱間圧延時の圧延方向に垂直な鋼材断面の、鋼材断面積sをその周長lで割ったもので次式のように定義する。
d=s/l ・・・(6)
パイプ材のように内周と外周といった複数の周長がある場合には内周と外周を合計して周長とする。また、このように定義した鋼材有効厚を用いることで、板材以外の、線材、棒材、パイプ材、軌条材、形鋼の場合でも(1)式で示す赤熱脆性の回避条件を等しく評価することができる。この鋼材有効厚は、板材の場合はおおよその板厚に、線材の場合は半径に、パイプの場合には肉厚に相当するものである。
赤熱脆性は、主にCuによって引き起こされるが、それを助長する元素がある。すなわち、Cuと同様に、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴であり、かつ融点が1300℃以下であるという性質を持つ元素である。本発明では、Cuを含めたこれらの元素を赤熱脆性誘起元素と定義する。
これらの赤熱脆性誘起元素は、酸化スケール生成時に酸化スケール/地鉄界面に液相として出現する。そして、赤熱脆性誘起元素は、Cu単独の場合と同様に、(a)酸化スケールの中を粒界を通って移動する、(b)ウスタイトからなる酸化スケールの場合には酸化スケール表面から揮発する、(c)ヘマタイト、マグネタイト、ウスタイトの3層構造の酸化スケールの場合にはマグネタイトに固溶する、といった挙動をとる。従って、より厳密には(1)式で示したCu濃化量(ECu)に代えて、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴でありかつ融点が1300℃以下である赤熱脆性誘起元素の酸化スケールと地鉄の界面近傍に濃化する単位表面積あたりの濃化量を合計した赤熱脆性誘起元素総濃化量(Ei)を用い、さらに前記母材のCu濃度(CCu)に代えて、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴でありかつ融点が1300℃以下である元素の母材濃度を合計した赤熱脆性誘起元素総母材濃度(Ci)を用いることが望ましい。この場合、(1)式は(2)式に拡張することができる。
従来から知られているようにNiは、γ−Fe中のCuの溶解度を上げることで、Cu起因の赤熱脆性を抑制する作用がある。この作用を期待して、従来は、Cu起因の赤熱脆性を抑制するために、質量%で母材のCu含有量の1/2からほぼ同量のNiを添加していた。
一方、本発明による酸化スケール/地鉄界面の濃化Cu量を減らした鋼材では、上述した従来より少ないNi添加量でも、さらにはNi無添加でも、赤熱脆性を十分に抑制することが可能である。そして、本発明においても、Niを添加することは、赤熱脆性の発生程度をさらに低減することができ、好ましい実施の形態である。請求項4に記載の本発明は、このようにNiを添加する場合のNi添加量(母材Ni濃度)を母材Cu濃度との関係で規定したものである。すなわち、従来よりも少ない母材Ni濃度でも、(3)式の条件範囲のNiを含有させることで、赤熱脆性をより有利に抑制することができるものである。また、母材のNi濃度は、1.5%を超えると、鋼材表面に疵が発生しやすくなり外観を損なうため、1.5%以下であることが望ましい。
0.061CCu 2+0.32CCu+0.0035≦CNi≦1.5 ・・・(3)
ここで、
CNi:母材のNi濃度(質量%)
CCu:母材のCu濃度(質量%)
まず、Cu起因の割れ疵を防止するために添加する元素として、Ti、Nb、Vが挙げられる。これらの元素を適量含有する鋼材について加熱処理を行うと、Ti、Nb、Vの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物の微細な析出物を鋼中に数多く析出させることができる。これにより、粒成長を阻害することができ、オーステナイト粒径を微細な状態に保持できる。従って、酸化スケール/地鉄界面の単位面積あたり多数の粒界を形成するため、オーステナイト粒界への液相Cuの侵入を分散させることができ、Cu起因の赤熱脆性を有利に防止可能となる。
Nb、Vについては上記の作用以外にも、これらの酸化物が鉄の酸化物と低融点の酸化物を形成するため(Nbを含有する酸化物の融点:1190℃、Vを含有する酸化物の融点:635℃)、酸化スケール中への液相Cuの取込みを促進させることができ、酸化スケール/地鉄界面に存在するCu濃化量を低減することで、Cu起因の赤熱脆性を防止することができる。
P、REMについては、オーステナイト粒径を微細にする作用も有する。その機構としては、Pはデンドライトに偏析するため粒成長を阻害することができ、またREMは炭化物、窒化物あるいは炭窒化物の微細な析出物を鋼中に数多く析出させることができるため、オーステナイトの粒成長を阻害することができることを通じて、いずれもCu起因の赤熱脆性を有利に防止することができる。
Pについては、上記の作用以外にも、この酸化物が鉄の酸化物と低融点の酸化物を形成するため(Pを含有する酸化物の融点:960℃)、酸化スケール中への液相Cuの取込みを促進させることができ、酸化スケール/地鉄界面に存在するCu濃化量を低減することでCu起因の赤熱脆性を有利に防止することができる。
また、これと同時に、P、S、REMのいずれか1種または2種以上を用いることも必要である。Pについては0.010質量%以上で上記効果を発現するが、P濃度が0.100質量%超となると加工性や延性が劣化するため、上限値は0.100質量%とする。また、REMについては、0.002質量%以上で上記効果を発現するが、0.150質量%超でその効果が飽和するため、0.150質量%を上限値とする。
S濃度は0.010質量%以上でその効果を発揮するが、S濃度が高くなると界面に濃化したSがFeと硫化物を形成し、その融点が940℃と低融点であるため、粒界脆化を引き起こす。S濃度が0.050質量%を越えると、FeSによる脆化が著しくなるため、S濃度は0.010質量%以上で0.050質量%とする。なお、このようにSが含有される場合は、Mn濃度を、質量比でMn/S≧7を満たすように含有させることで、Sによる脆化を緩和でき好ましい。すなわち、Mnを鋼中に含有する場合、SをMnSとして固定するため、Sによる脆化を緩和できるためである。ここで、鋼中のMn濃度としては、質量比でMn/S≧7であればよい。なお、Mn濃度の上限値は特に規定するものではなく、目的や用途等に応じて適宜設定すれば良いが、通常は材質上から2.5質量%以下であることが多い。
Sは、上記の作用以外にも、MnSとして鋼中に析出することで、オーステナイト粒成長を抑制して、粒径を微細にする作用も有する。
加えて、TiN等の窒化物が析出する場合には、先に析出した窒化物を核にしてMnSが析出するため、オーステナイト粒径のさらなる微細化が可能となる。その結果、Cu起因の赤熱脆性を有利に防止することができる。
請求項9に記載の発明は、請求項8に記載の発明の成分に調整した鋼材について、少なくともTi、Nb、Vのいずれか1種または2種以上の炭化物、窒化物、または炭窒化物であって、粒径が10nm以上1μm以下の析出物の個数密度が105個/mm2以上の析出物が含まれるものである。
本発明の鋼について、10nm以上1μm以下の微細な析出物の個数密度を調査した。ここで行った調査方法は、透過電子顕微鏡による高倍率多視野観察(例えば、10万倍で100視野観察等)である。その結果、10nm以上1μm以下の微細な析出物の個数密度が105個/mm2以上と多くなっていると、粒成長を阻害することができ、オーステナイト粒径を微細な状態に保持できることを知見した。ここで、析出物の粒径は、円相当径を意味している。
さらに、各種サンプルについて、先に述べた方法で鋼中に含まれる析出物の個数密度と割れの関係について調査した。その結果、図3に示す様に、10nm以上1μm以下の析出物の個数密度が105個/mm2以上となっていると、割れが抑制されることがわかった。すなわち、析出物の個数密度が105個/mm2未満の場合、割れが抑制できないため、個数密度を105個/mm2以上とすることが重要であり、その際の析出物の粒径は、10nm以上1μm以下とすることで所望の個数密度が達成できる。
これらの析出物の組成は、透過電子顕微鏡によるEDS(Energy Dispersive Spectrometry)および電子線回折パターンの解析を行い調査したところ、Ti、Nb、Vの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物であることを併せて確認できた。
前述したように本発明者らは、Cuを含有する鋼材を加熱してウスタイトからなる酸化スケールが生成する低酸素濃度雰囲気条件の場合に、Cuが酸化スケール/地鉄界面に濃化する以外に、Cuが酸化スケールの表層から揮発する現象を発見している。この第一の製造方法はこの現象を利用してCu起因の赤熱脆性を抑制するものである。
w=√(kpt) ・・・(7)
dw/dt=kp/2√(kpt)=kp/2w ・・・(8)
kp=kp0×exp(−E/RT) ・・・(5)
ここで、
w:酸化増量(g・cm-2)
t:時間(s)
kp:放物線則速度定数(kp0=0.60g2・cm-2・s-1)
E:活性化エネルギー(E=140kJ・mol-1・K-1)
R:気体定数
T:温度(K)
w=klpO2t ・・・(9)
dw/dt=klpO2 ・・・(10)
ここで、
kl:直線則速度定数(9.6×10-6g・cm-2・s-1・%-1)
pO2:酸素濃度
実際に鋼材が燃焼ガスによって加熱される場合には、上記の放物線則と直線則での酸化速度の遅いほうが酸化を律速する。従って、鉄の酸化速度は(11)式のように表される。
dw/dt= min(kp/2w,klpo2) ・・・(11)
kp/2w=klpo2 ・・・(12)
w=x/7519 ・・・(13)
ここで、
x:酸化スケール厚(μm)
po2=kp/2wkl ・・・(4)
po2=7519kp/2xkl ・・・(14)
ウスタイトと液相Cuには極めて高い濡れ性がある。また酸化スケールの粒界の3重点には細い孔が存在している。この孔は網の目状につながって分布している。この高い濡れ性があることと酸化スケール内につながった孔が存在していることから、毛細管現象により液相のCuは容易に酸化スケール内を移動することができる。すなわち、ウスタイトの酸化スケール下部に出現した液相のCuは酸化スケールの表層に容易に移動することができるのである。低酸素濃度雰囲気条件にてウスタイトからなる酸化スケールが生成する場合、酸化スケール表層からは蒸気圧が比較的高いCuまたはCuOとして揮発することになる。
高酸素濃度雰囲気条件にてヘマタイト、マグネタイト、ウスタイトの3層からなる酸化スケールが生成する場合、マグネタイト層にCuが固溶する現象は次のように説明することができる。酸化スケール生成時の鋼中微量金属の挙動を考える上で、その微量金属の酸化スケール中への溶解度を考慮することが重要である。Cuは、ウスタイト中にはほとんど固溶できないが、スピネル構造をとるマグネタイト中には多く固溶できる。これは、マグネタイトであるFe2FeO4からFe2CuO4までスピネル構造を維持したまま組成を変えることができるためである。
すなわち、ヘマタイト、マグネタイト、ウスタイトの3層からなる酸化スケールが生成する高酸素濃度雰囲気条件では酸化スケール/地鉄界面に濃化して出現した液相のCuは酸化スケールの粒界にある孔を毛細管現象により浸透して酸化スケール上層に移動するが、マグネタイト層が表層近くに存在する場合にはCuはマグネタイト層に固溶することになる。
log10(t/60)=−0.00301×T+4.83 ・・・(15)
低酸素濃度雰囲気条件は、燃焼ガスに窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガスなどの不活性ガスを混合することにより、あるいは鋼材の温度を上げることによっても得られる。
なお、例えば誘導加熱炉や高周波加熱炉など燃焼ガスを用いない加熱炉を用いる場合にも本方法の実施は可能である。この場合、窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガスなどの非酸化性ガスを雰囲気ガスとして用いることができる。
また加熱炉の一部の領域を低酸素濃度雰囲気条件とし、他の領域を高酸素濃度雰囲気条件とする場合の加熱方法として、蓄熱式燃焼バーナー(リジェネバーナー)を用いる燃焼方式を用いてもよい。この燃焼方式ではバーナーから放出された燃焼ガスは向かい合ったバーナーの蓄熱室に入るために、他の領域に流出する燃焼ガス量が少なく、一部の領域の雰囲気条件を変更することが容易であるからである。
この時に必要な鋼材表面の温度は、放射温度計によって容易に測定することができる。また、雰囲気の温度分布から鋼材の温度分布を熱伝導計算で求めることもできる。
この態様例では、Cuを0.05〜3質量%含有する鋼材(スラブ)1を、常温で加熱炉2に挿入し、1100〜1300℃の温度雰囲気で加熱して1100〜1300℃の温度で抽出後、デスケーリング装置(高圧水)3で加熱炉酸化スケールを除去して熱間圧延機4で熱間圧延する場合において本発明を適用した場合のものであり、加熱炉の一部の領域を低酸素濃度雰囲気条件で施している点に特徴がある。また、低酸素濃度雰囲気条件の領域と高酸素雰囲気条件の領域を仕切るために加熱炉内に仕切り壁5を設けている。
以上、第一の製造方法として赤熱脆性誘起元素としてCuについてのみ説明してきたが、赤熱脆性誘起元素がCu以外のものを含んでも同様な製造方法でよい。
酸化スケールの除去処理方法には、従来から公知の、高圧水を鋼材表面に噴射する方法、製品表面となる鋼材の面を圧延する方法、さらには製品表面となる鋼材の側面を幅方向に圧下する方法などがあり、適宜選択し、また、組み合わせることができる。
以上、第二の製造方法として赤熱脆性誘起元素としてCuについてのみ説明してきたが、赤熱脆性誘起元素がCu以外のものを含んでも同様な製造方法でよい。
一方、加熱炉全体を酸素濃度5容量%の高酸素濃度雰囲気条件で加熱した場合には、赤熱脆性による鋼材表面での割れが発生した。
一方、加熱帯に低酸素濃度雰囲気条件となる加熱ゾーンを配置しない従来の高酸素濃度雰囲気条件での加熱、すなわち、加熱炉に入れる前の酸化スケール厚が500μmであり、全て高酸素濃度雰囲気条件(酸素濃度5容量%)にて1200℃までを80分で加熱し、そのままの雰囲気、温度にて80分間保持して抽出した加熱条件の鋼材の場合には、高圧水によるデスケーリングを施してから熱間圧延したところ、熱間圧延後の鋼材表面に赤熱脆性による鋼材表面の割れが発生した。
一方、加熱帯途中で鋼材温度を上げずに加熱した場合、すなわち加熱炉に入れる前の酸化スケール厚が500μmであり、全て高酸素濃度雰囲気条件(酸素濃度5容量%)にて1200℃までを80分で加熱し、そのままの雰囲気にて50分間保持して抽出した鋼材の場合には、高圧水によるデスケーリングを施してから熱間圧延したところ、熱間圧延後の鋼材表面に赤熱脆性による鋼材表面の割れが発生した。
一方、同様の加熱条件で加熱し、加熱炉からの抽出直後の高圧水によるスケール除去(デスケーリング)を行わず、最初の熱間圧延開始前だけで高圧水によるスケール除去を施して圧延した同じ2.5mm厚さの鋼板表面は、加熱を低酸素濃度雰囲気条件の0.5容量%の酸素濃度で加熱したもの(本発明)では赤熱脆性による割れは発生しなかったものの、加熱を高酸素濃度雰囲気条件となる2容量%の酸素濃度の雰囲気で加熱したもの(比較例)には赤熱脆性による割れが発生していた。
2 加熱炉
3 デスケーリング装置(高圧水など)
4 熱間圧延機
5 仕切り壁
6 再酸化処理帯
Claims (9)
- Cu含有鋼材を加熱炉にて加熱した後、熱間圧延を開始するCu含有鋼材の製造方法において、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴でありかつ融点が1300℃以下である赤熱脆性誘起元素の母材濃度の合計である赤熱脆性誘起元素総母材濃度をC i とするとき、該鋼材の赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i (質量%)を0.05%以上3%以下とするとともに、前記加熱炉での加熱の際に、鋼材表面温度が1080℃以上の状態となる加熱炉内の全領域または部分的な領域にて、下記(4)式で示す酸素濃度pO2(容量%)以下となる雰囲気(低酸素濃度雰囲気条件)にすることにより、ウスタイトからなる酸化スケールを生成させることで、熱間圧延終了後の圧延方向に垂直な鋼材断面の断面積sをその周長lで割った鋼材有効厚をd(mm)とするとき、母材の赤熱脆性誘起元素濃度より高い部位の赤熱脆性誘起元素濃度を深さ方向に積分することで赤熱脆性誘起元素の濃化量を定義し、Cu含有鋼材の酸化スケールと地鉄との界面に濃化する赤熱脆性誘起元素の単位表面積あたりの濃化量の合計である赤熱脆性誘起元素総濃化量E i (μg・cm −2 )と赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i とが下記(2)式の関係にあることを特徴とする、表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
E i <18.6C i ×d ・・・(2)
pO2=kp/(2wkl) ・・・(4)
ここで、kpは放物線則速度定数(g2・cm−4・s−1)であり、具体的には
kp=kp0×exp(−E/RT) ・・・(5)
である(kp0=0.60g2・cm−2・s−1)。
なお、Eは活性化エネルギー(E=140kJ・mol−1・K−1)、Rは気体定数、Tは温度(K)である。また、wは酸化増量(g・cm−2)、klは直線則速度定数(kl=9.6×10−6g・cm−2・%−1・s−1)である。
なお、上記定数(18.6)は、次元(μgcm −2 質量% −1 mm −1 )を持つ。 - Cu含有鋼材を加熱炉にて加熱した後、熱間圧延を開始するCu含有鋼材の製造方法において、1000℃以上1300℃以下の温度域で酸化に対して鉄より貴でありかつ融点が1300℃以下である赤熱脆性誘起元素の母材濃度の合計である赤熱脆性誘起元素総母材濃度をC i とするとき、該鋼材の赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i (質量%)が0.05%以上3%以下であり、該鋼材の前記加熱炉からの抽出後でかつ前記熱間圧延開始前に、鋼材表面に生成した酸化スケールの除去処理を2回以上施すことで、熱間圧延終了後の圧延方向に垂直な鋼材断面の断面積sをその周長lで割った鋼材有効厚をd(mm)とするとき、母材の赤熱脆性誘起元素濃度より高い部位の赤熱脆性誘起元素濃度を深さ方向に積分することで赤熱脆性誘起元素の濃化量を定義し、Cu含有鋼材の酸化スケールと地鉄との界面に濃化する赤熱脆性誘起元素の単位表面積あたりの濃化量の合計である赤熱脆性誘起元素総濃化量E i (μg・cm −2 )と赤熱脆性誘起元素総母材濃度C i とが下記(2)式の関係にあることを特徴とする、表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
E i <18.6C i ×d ・・・(2)
なお、上記定数(18.6)は、次元(μgcm −2 質量% −1 mm −1 )を持つ。 - Cu含有鋼材を加熱炉にて加熱した後、熱間圧延を開始するCu含有鋼材の製造方法において、該鋼材の前記加熱炉からの抽出後でかつ前記熱間圧延開始前に鋼材表面に、生成した酸化スケールの除去処理を2回以上施すことを特徴とする、請求項1に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
- 前記赤熱脆性誘起元素の1種はCuであり、その他は、Sn、Sb、Asのいずれか1種または2種以上であることを特徴とする、請求項1〜3のいずれかに記載の表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
- 前記赤熱脆性誘起元素はCuであり、該鋼材のCu含有量C Cu (質量%)を0.05%以上3%以下とするとともに、Cu含有鋼材の酸化スケールと地鉄との界面に濃化する単位表面積あたりのCu濃化量E Cu (μg・cm −2 )と該鋼材のCu含有量C Cu とが下記(1)式の関係にあることを特徴とする、請求項1〜3のいずれかに記載の表面性状に優れたCu含有鋼材の製造方法。
E Cu <18.6C Cu ×d・・・(1)
なお、上記定数(18.6)は、次元(μgcm −2 質量% −1 mm −1 )を持つ。 - 質量比で、C:1%以下、Si:3%以下、Mn:10%以下、P:0.1%以下、S:0.1%以下、Cr:5%以下、Al:3%以下、Ni:1.5%以下及び不可避的不純物を含み、請求項1〜5のいずれかの製造方法で製造されたことを特徴とする表面性状に優れたCu含有鋼材。
- 母材Ni濃度CNi(質量%)と母材Cu濃度CCu(質量%)の関係が下記式の関係にあることを特徴とする、請求項6に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材。
0.061CCu 2+0.32CCu+0.0035≦CNi≦1.5 ・・・(3) - 前記Cu含有鋼材が、質量%で、Ti=0.01〜0.15%、Nb=0.01〜0.15%、V=0.01〜0.15%のいずれか1種または2種以上を含有し、さらに、P=0.010〜0.100%、S=0.010〜0.050%、REM=0.002〜0.150%のいずれか1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項6または7に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材。
- 前記Cu含有鋼材中に、少なくともTi、Nb、Vのいずれか1種または2種以上の炭化物、窒化物、または炭窒化物であって、粒径が10nm以上1μm以下の個数密度が105個/mm2以上の析出物が含まれていることを特徴とする、請求項8に記載の表面性状に優れたCu含有鋼材。
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