JP4264179B2 - Low carbon steel continuous cast slab with small austenite grains during heating - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は鉄骨、橋梁、船舶、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンク、などの各種溶接構造物に用いられる厚鋼板やＨ形鋼等の素材である連続鋳造鋳片に係るものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、鉄骨、橋梁、船舶、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンク、などの各種溶接構造物に用いられる厚鋼板やＨ形鋼等の素材としてＴｉ添加鋼鋳片が知られている。
【０００３】
例えば特公昭５６−２１８０９号公報や特公昭５６−５０７８２号公報で提案されているＴｉ添加鋼鋳片は、加熱時のオーステナイト（γ）粒成長がＴｉＮによるピン止めによって抑制されるため、熱間圧延を開始する前の初期γ粒が小さくなり、熱間圧延によって製造された厚鋼板の母材金属組織が効果的に微細化されて強度、靭性が向上する。しかしながら、上記の二つの発明に示されておいるように、ＴｉＮのγ粒成長抑制効果は１１５０℃あたりから弱まりはじめ、さらに高温まで加熱するとγ粒は急速に粗大化してしまう。例えば１２００℃の加熱γ粒はＡＳＴＭ粒度番号で３以下の粗粒が出現してくる。このようなことから、上記の二つの発明ではＴｉ添加鋼鋳片の加熱温度の上限を１１５０℃に制限している。
【０００４】
厚鋼板やＨ形鋼の材質を向上させる目的から微量のＮｂを添加することは広く行われている。このとき、加熱時に溶体化したＮｂが有効に作用する。Ｎｂ添加鋼の鋳片加熱温度を高めることは、Ｎｂ炭窒化物の溶体化促進を通じてＮｂの効果（圧延時のγ再結晶抑制、変態時の焼入性向上、変態後の析出強化、など）を高める。例えばＫ．Ｊ．ＩｒｖｉｎｅらはＮｂ炭窒化物の平衡溶解度積として（５）式を提示している（Ｊ． Ｉｒｏｎ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔ．， ２０５（１９６７）， １６１．）。
ｌｏｇ₁₀［Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］＝−６７７０／Ｔ＋２．２６・ ・ ・（５）
【０００５】
ここで、Ｔ：絶対温度(Ｋ)、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ：重量％、である。（５）式に基づくと、例えば０．１％Ｃ−０．００５％Ｎ−０．０５％Ｎｂ鋼のＮｂ炭窒化物を完全に溶体化させるには１２１７℃に加熱しなければならないことになる。しかしながら、上述した二つの例からもわかるように、Ｔｉ添加鋼の鋳片加熱温度の上限はγ粒成長抑制の観点から１１５０℃付近に規制されており、Ｎｂの溶体化が不十分でＮｂが有効に利用できていないのが実状である。Ｃ量、Ｎ量、Ｎｂ量が高いほど（５）式に基づいてＮｂ炭窒化物は溶体化しにくいため、鋳片加熱温度の高温化が強く望まれる。
【０００６】
製品板厚が大きくて熱間圧延による加工量が少ない場合や、より高い製品材質を要求される場合は、たとえ同じ鋼成分でも鋳片加熱温度を積極的に低めてγ粒をより細粒に保つ努力がなされている。このように、鋼成分、熱間加工量、要求材質レベルなどに応じて鋳片加熱時のγ粒径を適当に細粒化するためには、鋼種ごとに異なる鋳片加熱条件（加熱炉温度、鋳片材炉時間）を設定する必要がある。大量生産現場においては、製造する鋼種が変わるたびに長い時間と多大なエネルギーを浪費して鋳片加熱条件を設定変更したり、あるいは、鋳片加熱条件が類似する鋼種が集まるまで製造を待機するなど、製造コストや製造納期の観点から大きな問題となっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、種々の溶接構造物に使用される厚鋼板やＨ形鋼等の素材となる低炭素鋼連続鋳造鋳片について、加熱時のγ粒成長抑制力を格段に高めることで、１１５０〜１３００℃に３０〜９０分保持したときのγ粒を平均直径で１００μｍ以下に保つことである。本発明によって鋳片加熱温度の高温化が可能になると、以下の三つの利点を享受できる。
【０００８】
（１）より高温での圧延が可能となり、圧延機の負荷が軽減するとともに圧延形状が向上する。
【０００９】
（２）Ｎｂをより有効に利用することが可能となり
・厚鋼板やＨ形鋼の製品材質が向上する。
・制御圧延における累積圧下量の低減や圧延温度の高温化など、制御圧延の負荷が軽減され、圧延コストが低減できる。
【００１０】
（３）種々の鋳片加熱条件を高温加熱側へ集約化することが可能となり、加熱コストの低減と製造納期の短縮がはかれる。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｔｉ添加鋼へＭｇを含有させることで鋳片加熱時のγ粒成長抑制力が著しく向上することを知見し、この知見に基づいて上記課題を解決したもので、その発明の要旨は、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、
Ｎ：０．００７〜０．０１５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％
を含有し、さらに必要に応じて
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１５％、
Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０３％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
の一種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物によって構成され、かつ質量％を用いて下記の（６）式で計算される有効Ｏ量によって（２）式または（３）式から求められる有効Ｔｉ量とＮ量との比率（有効Ｔｉ量／Ｎ量）が１．５〜３である、加熱時のオーステナイト粒が小さいことを特徴とする連続鋳造鋳片。
有効Ｏ量＝Ｏ―０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ
−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・ ・ ・（６）
有効Ｏ量≧０の場合、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×有効Ｏ量 ・ ・ ・（２）
有効Ｏ量＜０の場合、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ量 ・ ・ ・（３）
【００１２】
【発明の実施の形態】
発明者らは、Ｔｉ添加鋼へＭｇを含有させることで鋳片加熱時のγ粒成長抑制力が著しく向上することを発見した。第１図は連続鋳造鋳片を５〜１０℃／分の昇温速度で加熱して最高加熱温度で６０分保持したときの平均γ粒径を示す。高温に加熱されてピン止め力が低下してくると、ピン止めが外れた部分のγ粒が異常粒成長をきたし、混粒となって平均粒径は１００μｍを超えるようになる。Ｔｉ添加鋼に比べてＴｉ−Ｍｇ添加鋼はより高い温度までγ粒成長が抑制されていることがわかる。Ｔｉ−Ｍｇ添加によってγ粒成長抑制力が向上する理由は、Ｍｇの効果によって鋳片中にＴｉＮが微細に数多く析出するためである。これらのＴｉＮの一部は０．０１〜０．１μｍのＭｇ含有酸化物を析出核として微細に複合析出しており、残りのＴｉＮは地鉄中に微細に単独析出している。Ｍｇは非常に強力な脱酸元素であり、酸素との親和力はＴｉやＡｌなどより格段に強い。添加されたＭｇは上述の超微細酸化物を形成すると同時に、ミクロンサイズの粗大な酸化物を形成する。粗大酸化物がＭｇを含有するとＴｉＮがこれらの粗大酸化物上に析出しにくくなり、その反動としてＴｉＮは地鉄へ追いやられて従来よりも微細に析出する傾向を強める。粗に分散する粗大酸化物上にＴｉＮが析出してしまうと、これらのＴｉＮはγ粒成長抑制にほとんど無効である。Ｍｇ添加によって粗大酸化物上にＴｉＮを析出させないことで、ピン止め粒子としてＴｉＮを有効に活用できる。要約すると、Ｍｇ添加によるＴｉＮ微細分散化の機構は以下の二つである。
【００１３】
▲１▼超微細なＭｇ含有酸化物を核として複合析出ＴｉＮが微細に分散する。
【００１４】
▲２▼粗大なＭｇ含有酸化物にはじかれて地鉄中に単独析出ＴｉＮが微細に分散する。
【００１５】
図１に示すＴｉ−Ｍｇ添加鋼の中でもγ粒成長抑制力にばらつきが認められる。そこで、γ粒成長をピン止めするＴｉＮ粒子を構成するＴｉ量とＮ量に着目し、鋭意検討した結果、第２図に示すようにＴｉ−Ｍｇ添加鋼の平均γ粒径が１００μｍを超える温度（つまり、ピン止め力が弱まって異常粒成長が発生する温度）は、有効Ｔｉ量とＮ量の比に大きく依存することが明らかになった。ここで、有効Ｔｉ量は下記の（６）式で表される有効Ｏ量を介して（２）式あるいは（３）式で計算される。
【００１６】
有効Ｏ量＝Ｏ―０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・ ・ ・（６）
有効Ｏ量≧０の場合、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×有効Ｏ量 ・ ・ ・（２）
有効Ｏ量＜０の場合、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ量 ・ ・ ・（３）
【００１７】
鋼中の酸素はＴｉよりも強力な脱酸元素であるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌによって先んじて脱酸される。このときに残った酸素量を（６）式で「有効Ｏ量」と表す。有効Ｏ量が正の場合は続いてＴｉによる脱酸反応が生じる。（２）式は添加したＴｉ量からＴｉ₂Ｏ₃として脱酸に消費されたＴｉ量を差し引いた残りのＴｉ量を表しており、Ｎと結合してＴｉＮを生成し得る。このＴｉ量を「有効Ｔｉ量」と表す。一方、（６）式の有効Ｏ量が負の場合はＴｉは脱酸で消費されないから、（３）式のように添加したＴｉ量がそのまま有効Ｔｉ量となる。第２図から有効Ｔｉ量／Ｎ量が１．５〜３の範囲で１３００℃まで１００μｍ以下の平均γ粒径を保つことができる。従って、この範囲においてＭｇ添加効果がより有効に作用することが明らかになった。
【００１８】
つぎに、化学成分の限定理由について詳細に説明する。
【００１９】
Ｃは製品である厚鋼板やＨ形鋼の母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度を確保するために０．０２％以上必要である。Ｃが多すぎると製品の母材およびＨＡＺの靭性や製品の溶接性を損なうので０．２％が上限である。
【００２０】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると製品の溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため上限を０．６％とする。本発明鋼ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇによって脱酸が可能であるから、製品のＨＡＺ靭性を考慮するとＳｉを０．３％以下にすることが望ましい。
【００２１】
Ｍｎは製品の母材およびＨＡＺの強度と靭性の確保に不可欠であるから０．３％以上必要である。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して製品の溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｍｎの上限を２％とする。
【００２２】
ＰとＳは本発明において不純物元素であり、製品の母材およびＨＡＺの機械的性質を確保するために、それぞれ０．０２％以下、０．０１％以下に低減する必要がある。
【００２３】
Ａｌは脱酸を担う。ＡｌはＴｉＮの析出核となる０．０１〜０．１μｍの超微細なＭｇ系酸化物を構成するから０．００１％以上必要である。一方、Ａｌが０．０５％を超えると、アルミナ系の粗大な酸化物やそのクラスターが生成し、製品の母材とＨＡＺの機械的性質が損なわれるため、これが上限である。
【００２４】
Ｍｇは本発明の最も重要な元素であり、根幹的な役割を担う。ＭｇはＡｌおよびＯと結合して０．０１〜０．１μｍの従来にない超微細な酸化物を形成し、ＴｉＮの析出核として機能することでＴｉＮを微細に分散させる。このような複合形態のＴｉＮ粒子はエネルギー的に安定なので高温に加熱してもオストワルド成長しにくく、鋳片加熱時のγ粒成長を強力にピン止めすることができる。また、Ｍｇはミクロンサイズの粗大な酸化物を形成し、粗大酸化物上にＴｉＮが析出するのを防ぐ。その結果、ＴｉＮは地鉄へ追いやられて従来よりも微細に析出する傾向を強め、鋳片加熱時のγ粒成長を有効にピン止めする。このように、Ｍｇは小さな酸化物と大きな酸化物を形成し、直接的あるいは間接的にＴｉＮの微細分散化を促し、１１５０〜１３００℃の鋳片加熱時のＴｉＮ粒子によるγ粒成長抑制力を格段に高める。このような効果を発揮するためには０．０００３％以上のＭｇが必要であり、これが下限である。Ｍｇを０．００５％を超えて増やしてもＴｉＮの微細分散効果は飽和するので、これ以上のＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。従って、Ｍｇの上限を０．００５％とする。これらのＭｇ系酸化物と微細析出したＴｉＮは、鋳造冷却時の変態組織（δ→γ→α）を微細化する副次的な効果もあり、鋳片加熱時のα→γ変態サイトの増加を通じて加熱γ微細化に寄与する場合もある。
【００２５】
ＴｉとＮは本発明に不可欠な元素であり、γ粒成長をピン止めするＴｉＮ粒子を構成する。１１５０〜１３００℃の鋳片加熱時に平均γ粒径を１００μｍ未満に抑えるためには、ＴｉとＮの下限をそれぞれ０．０１％、０．００７％として最低限のＴｉＮ粒子個数を確保する必要がある。さらに、有効Ｔｉ量／Ｎ量を１．５〜３の範囲に制御することでＭｇ添加効果をより有効かつ安定に引き出さねばならない。これは、ＴｉとＮのバランスをＴｉＮの化学量論比（Ｔｉ／Ｎ＝３．４）よりもＮ過剰に制御することで、Ｍｇ添加によるＴｉＮの微細分散効果が促進されるからである。この範囲を外れるとＭｇ添加効果が不安定となってピン止め力が低下する恐れがある。ＴｉとＮがそれぞれ０．０３％、０．０１５％を超えると製品の母材およびＨＡＺの靭性が劣化したり、鋳片の表面品質が劣化するため、これらが上限となる。
【００２６】
ＯはＭｇやその他の脱酸元素と結合して０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物や数μｍの粗大酸化物を形成し、直接的あるいは間接的にＴｉＮの微細分散に寄与するため、０．００１％以上必要であるから、これが下限である。しかし、Ｏが０．００５％を超えると、鋼の清浄度が低下して製品の母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するため、これが上限である。
【００２７】
続いて、選択元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加理由について説明する。
【００２８】
Ｃｕ、Ｎｉは製品の溶接性とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく製品母材の強度、靭性を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限はともに０．１％である。Ｃｕは１．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ割れが生じて製造が困難になり好ましくないため、これが上限である。Ｎｉは高価な元素であるので５％以上を超えると合金コストの観点から経済性を損ない好ましくないため、これが上限である。
【００２９】
Ｃｒは製品の母材およびＨＡＺの強度を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限は０．０５％である。しかし、１％を超えると製品の溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、これが上限である。
【００３０】
Ｎｂ、Ｖは加熱による溶体化を通じて製品母材の機械的性質を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限はともに０．００５％である。Ｎｂは従来の一般的な鋳片加熱温度（≦約１１５０℃）では溶体化が不十分である場合が多く、必ずしも有効活用されていなかった。本発明によって１１５０〜１３００℃の鋳片加熱が可能となれば、Ｎｂの溶体化が促進されてＮｂの金属学的効果を極限まで享受できるようになり、製品材質の向上や制御圧延負荷の軽減などの大きなメリットが生まれる。しかし、Ｎｂ、Ｖがそれぞれ０．１５％、０．１％を超えると製品の溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、これらが上限である。Ｎｂ、Ｖともに窒化物形成元素であり、その添加量によってはＴｉとの複合窒化物を形成してピン止めに寄与する場合もある。
【００３１】
Ｂは焼き入れ性を高めて製品の母材やＨＡＺの機械的性質を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限が０．０００３％である。しかし、０．００３％を超えると製品のＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため、これが上限である。
【００３２】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは、Ｍｎに優先して高温で硫化物を形成し、熱間圧延時に硫化物が延伸化されることを軽減し、製品の母材やＨＡＺの機械的性質の向上に有効である。その効果を発揮する下限は全て０．０００５％である。また、これらの元素は脱酸元素であり、請求項３の（４）式からもわかるように脱酸に寄与する。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒがそれぞれ０．００４％、０．０３％、０．０３％を超えると本発明の鍵であるＭｇ系酸化物の生成が妨害されるため、これらが上限である。ＺｒはＴｉとの複合窒化物を形成してピン止めに寄与する場合もある。
【００３３】
本発明は冷却速度が大きくてＴｉＮの微細析出に有利な連続鋳造法を基本とするが、鋳造法に特別な工夫を必要としたり、鋳片サイズや鋳片部位に特に制限をうけるものではない。また、鋳片の加熱速度については、製鉄業の厚板工場あるいはＨ形工場にて現在稼働している加熱炉の能力（数℃／ｍｉｎ）において本発明は有効である。将来的に通電加熱や誘導加熱などを適用して加熱速度を高めれば本発明の効果は増大する。さらに、本発明は鋳片を鋳造後にＡｒ₃点以下に一旦冷やすことなく連続的に加熱する場合（ホットチャージ圧延）でも有効である。鋳片を熱間圧延した後に１１５０〜１３００℃に再加熱するような熱処理を施す場合にも本発明の効果は引き継がれる。
【００３４】
【実施例】
表１に連続鋳造鋳片の化学成分を、表２に有効Ｔｉ量／Ｎ量、鋳片厚み、加熱条件、加熱γ粒径を示す。加熱実験は熱サイクルシミュレーターを用いて実施した。
【００３５】
【表１】

【００３６】
【表２】

【００３７】
本発明鋼である鋼１〜５は適正な化学成分を有するために１１５０〜１３００℃に３０〜６０分加熱したときの平均γ粒径が１００μｍ以下であり、γ粒成長が強力に抑制されている。
【００３８】
一方、比較鋼である鋼７〜１３は化学成分が適正でないために１２５０℃および１３００℃でのピン止め力が低下し、平均γ粒径は１００μｍを超えてしまっている。鋼７はＡｌが少なすぎるために超微細なＭｇ系酸化物が十分な個数生成せず、これを核に析出するＴｉＮが不足してピン止め力が低下した。鋼８はＭｇが少なすぎるために超微細なＭｇ系酸化物が十分な個数生成せず、これを核に析出するＴｉＮが不足した。同時に、粗大な酸化物に含まれるＭｇ量が少なすぎるために、ＴｉＮがこれらの粗大酸化物上に析出してしまい、地鉄に析出するＴｉＮが不足した。これらの理由で鋼８はピン止め力が低下した。鋼９はＴｉが少なすぎるために、鋼１０はＮが少なすぎるために、ともに十分な個数のＴｉＮが生成できず、ピン止め力が低下した。鋼１１と鋼１２は有効Ｔｉ量／Ｎ量が適正範囲から外れているためにＭｇ添加効果が不安定となり、ピン止め力が低下した。鋼１３はＯが少なすぎるためにＭｇ系酸化物が十分な個数生成せず、ピン止め力が低下した。
【００３９】
【発明の効果】
本発明によって鋳片加熱温度の高温化が可能となり、以下の三つの利点を享受できる。
【００４０】
（１）より高温での圧延が可能となり、圧延機の負荷が軽減するとともに圧延形状が向上する。
【００４１】
（２）Ｎｂをより有効に利用することが可能となり
・厚鋼板やＨ形鋼の製品材質が向上する。
・制御圧延における累積圧下量の低減や圧延温度の高温化など、制御圧延の負荷が軽減され、圧延コストが低減できる。
【００４２】
（３）種々の鋳片加熱条件を高温加熱側へ集約化することが可能となり、加熱コストの低減と製造納期の短縮がはかれる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ添加鋼とＴｉ−Ｍｇ添加鋼の鋳片加熱時のγ粒径を示す図である。
【図２】Ｔｉ−Ｍｇ添加鋼のピン止め力に及ぼす有効Ｔｉ量／Ｎ量の影響を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a continuous cast slab which is a material such as a thick steel plate or H-shaped steel used for various welded structures such as steel frames, bridges, ships, line pipes, construction machines, offshore structures, tanks, and the like. .
[0002]
[Prior art]
Conventionally, Ti-added steel slabs are known as materials such as thick steel plates and H-shaped steels used in various welded structures such as steel frames, bridges, ships, line pipes, construction machines, offshore structures, tanks, and the like.
[0003]
For example, the Ti-added steel slabs proposed in Japanese Patent Publication No. 56-21809 and Japanese Patent Publication No. 56-50782 are hot because the austenite (γ) grain growth during heating is suppressed by pinning with TiN. The initial γ grains before starting rolling are reduced, the base metal structure of the thick steel plate produced by hot rolling is effectively refined, and the strength and toughness are improved. However, as shown in the above two inventions, the effect of TiN to suppress the growth of γ grains starts to weaken from around 1150 ° C., and when heated to a higher temperature, the γ grains become coarser rapidly. For example, in the heated γ grains at 1200 ° C., coarse grains having an ASTM grain size number of 3 or less appear. For these reasons, in the above two inventions, the upper limit of the heating temperature of the Ti-added steel slab is limited to 1150 ° C.
[0004]
Addition of a small amount of Nb is widely performed for the purpose of improving the material of a thick steel plate or H-shaped steel. At this time, Nb solution-treated during heating acts effectively. Increasing the slab heating temperature of Nb-added steel is the effect of Nb through the promotion of solution of Nb carbonitride (suppression of γ recrystallization during rolling, improvement of hardenability during transformation, precipitation strengthening after transformation, etc.) To increase. For example, K.K. J. et al. Irvine et al. Have proposed equation (5) as the equilibrium solubility product of Nb carbonitride (J. Iron Steel Inst., 205 (1967), 161.).
log ₁₀ [Nb] [C + 12N / 14] = − 6770 / T + 2.26 (5)
[0005]
Here, T: absolute temperature (K), Nb, C, N: wt%. According to the formula (5), for example, Nb carbonitride of 0.1% C-0.005% N-0.05% Nb steel must be heated to 1217 ° C. in order to completely solution. Become. However, as can be seen from the above two examples, the upper limit of the slab heating temperature of the Ti-added steel is restricted to around 1150 ° C. from the viewpoint of suppressing γ grain growth, and Nb is not sufficiently solutionized and Nb is not sufficient. The actual situation is that it cannot be used effectively. As the C content, N content, and Nb content increase, the Nb carbonitride is less likely to form a solution based on the formula (5).
[0006]
When the product thickness is large and the amount of processing by hot rolling is small, or when a higher product material is required, even with the same steel composition, the slab heating temperature is actively lowered to make the γ grains finer Efforts to keep are made. Thus, in order to appropriately refine the γ grain size during slab heating according to the steel composition, hot work amount, required material level, etc., the slab heating conditions (heating furnace temperature) that differ for each steel type are required. Slab material furnace time) must be set. At mass production sites, each time the steel grade to be manufactured changes, it takes a long time and a great deal of energy to change the slab heating conditions, or wait for production until steel grades with similar slab heating conditions gather. It is a big problem from the viewpoint of manufacturing cost and manufacturing delivery date.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
The subject of the present invention is to dramatically increase the γ grain growth inhibiting power during heating for low carbon steel continuous cast slabs that are materials such as thick steel plates and H-shaped steels used in various welded structures, It is to keep the γ grains at 1150 to 1300 ° C. for 30 to 90 minutes at an average diameter of 100 μm or less. When the slab heating temperature can be increased by the present invention, the following three advantages can be obtained.
[0008]
(1) Rolling at a higher temperature becomes possible, reducing the load on the rolling mill and improving the rolling shape.
[0009]
(2) Nb can be used more effectively. Product materials of thick steel plates and H-shaped steels are improved.
-The load of controlled rolling, such as the reduction of the cumulative reduction amount in the controlled rolling and the increase of the rolling temperature, is reduced, and the rolling cost can be reduced.
[0010]
(3) It is possible to consolidate various slab heating conditions to the high-temperature heating side, thereby reducing heating costs and shortening the production delivery time.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The present invention has been found that by adding Mg to Ti-added steel, the γ grain growth inhibiting power during slab heating is remarkably improved, and based on this knowledge, the above problems have been solved. Is mass%,
C: 0.02 to 0.2%,
Si: 0.6% or less,
Mn: 0.3-2%,
P: 0.02% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.001 to 0.05%,
Mg: 0.0003 to 0.005%,
Ti: 0.01 to 0.03%,
N: 0.007 to 0.015%,
O: 0.001 to 0.005%
In addition, if necessary, Cu: 0.1 to 1.5%,
Ni: 0.1~5%,
Cr: 0.05 to 1%,
Nb: 0.005 to 0.15%,
V: 0.005 to 0.1%
B: 0.0003 to 0.003%,
Ca: 0.0005 to 0.004%,
REM: 0.0005 to 0.03%,
Zr: 0.0005 to 0.03%
And the balance is composed of iron and inevitable impurities, and is calculated from the formula (2) or (3) according to the effective O amount calculated by the following formula (6) using mass%. A continuous cast slab characterized in that the ratio of effective Ti amount to N amount (effective Ti amount / N amount) is 1.5 to 3, and austenite grains during heating are small.
Effective O amount = O−0.40Ca−0.66Mg−0.17REM
-0.18Zr-0.89Al (6)
When effective O amount ≧ 0, effective Ti amount = Ti−2 × effective O amount (2)
When effective O amount <0, effective Ti amount = Ti amount (3)
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors have found that the addition of Mg to Ti-added steel significantly improves the γ grain growth inhibitory power during slab heating. FIG. 1 shows the average γ grain size when a continuous cast slab is heated at a heating rate of 5 to 10 ° C./min and held at the maximum heating temperature for 60 minutes. When the pinning force decreases due to heating to a high temperature, the γ grains in the part where the pinning is released cause abnormal grain growth, resulting in mixed grains and an average grain size exceeding 100 μm. It can be seen that Ti-Mg added steel has suppressed γ grain growth to a higher temperature than Ti-added steel. The reason why the γ grain growth suppressing power is improved by the addition of Ti—Mg is that a large amount of TiN is finely precipitated in the slab by the effect of Mg. Some of these TiNs are finely and complexly precipitated using Mg-containing oxides of 0.01 to 0.1 μm as precipitation nuclei, and the remaining TiN is finely and independently precipitated in the ground iron. Mg is a very strong deoxidizing element, and its affinity with oxygen is much stronger than Ti and Al. The added Mg forms the above-mentioned ultrafine oxide and simultaneously forms a coarse oxide having a micron size. When the coarse oxide contains Mg, TiN becomes difficult to precipitate on these coarse oxides, and as a reaction, TiN is driven to the ground iron and intensifies the tendency to precipitate finer than before. If TiN precipitates on the coarsely dispersed coarse oxide, these TiNs are almost ineffective for suppressing γ grain growth. By not depositing TiN on the coarse oxide by adding Mg, TiN can be effectively used as pinning particles. In summary, there are the following two mechanisms of TiN fine dispersion by adding Mg.
[0013]
(1) Composite precipitated TiN is finely dispersed with an ultrafine Mg-containing oxide as a nucleus.
[0014]
{Circle around (2)} Single precipitated TiN is finely dispersed in the base iron by repelling coarse Mg-containing oxides.
[0015]
Even in the Ti—Mg added steel shown in FIG. Therefore, as a result of diligent investigation focusing on the Ti amount and N amount constituting the TiN particles that pin the γ grain growth, as shown in FIG. 2, the temperature at which the average γ particle diameter of the Ti-Mg added steel exceeds 100 μm. (That is, the temperature at which abnormal grain growth occurs due to weak pinning force) was found to depend greatly on the ratio of the effective Ti content to the N content. Here, the effective Ti amount is calculated by the equation (2) or (3) through the effective O amount represented by the following equation (6).
[0016]
Effective O amount = O−0.40Ca−0.66Mg−0.17REM−0.18Zr−0.89Al (6)
When effective O amount ≧ 0, effective Ti amount = Ti−2 × effective O amount (2)
When effective O amount <0, effective Ti amount = Ti amount (3)
[0017]
Oxygen in steel is first deoxidized by Ca, Mg, REM, Zr, and Al, which are deoxidizing elements stronger than Ti. The amount of oxygen remaining at this time is expressed as “effective O amount” in the equation (6). When the effective amount of O is positive, a deoxidation reaction with Ti occurs subsequently. Equation (2) represents the remaining amount of Ti obtained by subtracting the amount of Ti consumed for deoxidation as Ti ₂ O ₃ from the amount of added Ti, and can combine with N to produce TiN. This Ti amount is expressed as “effective Ti amount”. On the other hand, when the effective O amount in the equation (6) is negative, Ti is not consumed by deoxidation, so the added Ti amount as in the equation (3) becomes the effective Ti amount as it is. From FIG. 2, it is possible to maintain an average γ particle size of 100 μm or less up to 1300 ° C. in the range of effective Ti amount / N amount from 1.5 to 3. Therefore, it became clear that the Mg addition effect works more effectively in this range.
[0018]
Next, the reasons for limiting chemical components will be described in detail.
[0019]
C is required to be 0.02% or more in order to ensure the strength of the base material and the weld heat affected zone (HAZ) of the thick steel plate and H-shaped steel as products. If C is too much, the base material of the product and the toughness of the HAZ and the weldability of the product are impaired, so 0.2% is the upper limit.
[0020]
Si is contained in steel for deoxidation, but if it is too much, the weldability and HAZ toughness of the product deteriorate, so the upper limit is made 0.6%. Since the steel according to the present invention can be deoxidized with Al, Ti, and Mg, it is desirable that Si is 0.3% or less in consideration of the HAZ toughness of the product.
[0021]
Since Mn is indispensable for securing the strength and toughness of the base material of the product and the HAZ, 0.3% or more is necessary. However, if there is too much Mn, the hardenability increases and the weldability and HAZ toughness of the product deteriorate, so the upper limit of Mn is made 2%.
[0022]
P and S are impurity elements in the present invention, and need to be reduced to 0.02% or less and 0.01% or less, respectively, in order to secure the mechanical properties of the base material of the product and the HAZ.
[0023]
Al is responsible for deoxidation. Since Al constitutes an ultrafine Mg-based oxide having a thickness of 0.01 to 0.1 μm and serves as a precipitation nucleus of TiN, 0.001% or more is necessary. On the other hand, if Al exceeds 0.05%, an alumina-based coarse oxide or cluster thereof is generated, and the mechanical properties of the base material of the product and the HAZ are impaired, so this is the upper limit.
[0024]
Mg is the most important element of the present invention and plays a fundamental role. Mg combines with Al and O to form an unprecedented ultrafine oxide of 0.01 to 0.1 μm, and functions as a TiN precipitation nucleus to finely disperse TiN. Such composite form of TiN particles is stable in energy, so that Ostwald growth is difficult even when heated to a high temperature, and γ grain growth during slab heating can be strongly pinned. Further, Mg forms a micron-sized coarse oxide and prevents TiN from precipitating on the coarse oxide. As a result, TiN is driven to the ground iron and strengthens the tendency to precipitate more finely than before, effectively pinning γ grain growth during slab heating. Thus, Mg forms small oxides and large oxides, and promotes the fine dispersion of TiN directly or indirectly, and suppresses the growth of γ grains by TiN particles when heating the slab at 1150 to 1300 ° C. Increase dramatically. In order to exhibit such an effect, 0.0003% or more of Mg is necessary, which is the lower limit. Even if Mg is increased beyond 0.005%, the fine dispersion effect of TiN is saturated, so that no more Mg has no effect in metallurgy. Since Mg is a very active element having a high vapor pressure and strong oxidizing power, inclusion in the steel more than necessary causes an increase in manufacturing costs and is not preferable. Therefore, the upper limit of Mg is set to 0.005%. These Mg-based oxides and finely precipitated TiN also have a secondary effect of refining the transformation structure (δ → γ → α) during casting cooling, and increase in α → γ transformation sites during slab heating. In some cases, it may contribute to heating γ refinement.
[0025]
Ti and N are indispensable elements for the present invention, and constitute TiN particles that pin the γ grain growth. In order to suppress the average γ grain size to less than 100 μm when heating the slab at 1150 to 1300 ° C., it is necessary to secure the minimum number of TiN particles by setting the lower limits of Ti and N to 0.01% and 0.007 %, respectively. is there. Furthermore, by controlling the effective Ti amount / N amount in the range of 1.5 to 3, the effect of adding Mg must be more effectively and stably extracted. This is because the fine dispersion effect of TiN due to the addition of Mg is promoted by controlling the balance between Ti and N to be more N than the stoichiometric ratio of TiN (Ti / N = 3.4). Outside this range, the Mg addition effect becomes unstable and the pinning force may be reduced. If Ti and N exceed 0.03% and 0.015%, respectively, the base material of the product and the toughness of the HAZ deteriorate, and the surface quality of the slab deteriorates.
[0026]
O combines with Mg and other deoxidizing elements to form an ultrafine oxide of 0.01 to 0.1 μm and a coarse oxide of several μm, and contributes directly or indirectly to fine dispersion of TiN. 0.001% or more is necessary, so this is the lower limit. However, if O exceeds 0.005%, the cleanliness of the steel is lowered and the base material of the product and the mechanical properties of the HAZ deteriorate, so this is the upper limit.
[0027]
Subsequently, the reason for adding Cu, Ni 2 , Cr, Nb, V, B, Ca, REM, and Zr as selective elements will be described.
[0028]
Cu and Ni are effective in improving the strength and toughness of the product base material without adversely affecting the weldability and HAZ toughness of the product. The lower limit for exerting the effect is 0.1%. If Cu exceeds 1.5%, Cu cracking occurs during hot rolling, making it difficult to manufacture, and this is the upper limit. Since Ni is an expensive element, if it exceeds 5%, it is not preferable because it is not preferable because the economical efficiency is impaired from the viewpoint of alloy cost, and this is the upper limit.
[0029]
Cr is effective in improving the strength of the base material of the product and the HAZ. The lower limit for exerting the effect is 0.05%. However , if it exceeds 1%, the weldability and HAZ toughness of the product deteriorate, so this is the upper limit.
[0030]
Nb and V are effective in improving the mechanical properties of the product base material through solutionization by heating. Both lower limits to exert the effect are 0.005%. Nb is not always effectively used because Nb often has insufficient solution at the conventional general slab heating temperature (≦ about 1150 ° C.). If slab heating at 1150 to 1300 ° C. is possible according to the present invention, the solution of Nb is promoted and the metallographic effect of Nb can be enjoyed to the utmost, improving the product material and reducing the control rolling load. A big merit such as is born. However, if Nb and V exceed 0.15% and 0.1%, respectively, the weldability and HAZ toughness of the product deteriorate, so these are the upper limits. Nb and V are both nitride-forming elements, and depending on the amount of Nb and V, a composite nitride with Ti may be formed to contribute to pinning.
[0031]
B is effective in improving the hardenability and improving the mechanical properties of the base material of the product and the HAZ. The lower limit for exerting the effect is 0.0003%. However, if it exceeds 0.003%, the HAZ toughness and weldability of the product deteriorate, so this is the upper limit.
[0032]
Ca, REM, and Zr form sulfides at a high temperature in preference to Mn, reduce the stretching of sulfides during hot rolling, and are effective in improving the mechanical properties of product base materials and HAZ It is. The lower limit for exhibiting the effect is 0.0005%. Further, these elements are deoxidizing elements and contribute to deoxidation as can be seen from the formula (4) of claim 3. If Ca, REM, and Zr exceed 0.004%, 0.03%, and 0.03%, respectively, the production of the Mg-based oxide that is the key of the present invention is hindered, so these are the upper limits. Zr may contribute to pinning by forming a composite nitride with Ti.
[0033]
Although the present invention is based on a continuous casting method that has a high cooling rate and is advantageous for fine precipitation of TiN, it does not require any special contrivance in the casting method, nor does it impose any particular restriction on the slab size or slab site. . As for the heating rate of the slab, the present invention is effective in the capacity (several degrees C / min) of the heating furnace currently operating in the steel plate factory or H-shaped factory. The effect of the present invention will increase if the heating rate is increased by applying electric heating or induction heating in the future. Further, the present invention is effective even when the slab is continuously heated after casting without being once cooled to the Ar ₃ point or less (hot charge rolling). The effect of the present invention is inherited even when heat treatment is performed such that the slab is hot-rolled and then reheated to 1150 to 1300 ° C.
[0034]
【Example】
Table 1 shows chemical components of the continuous cast slab, and Table 2 shows effective Ti amount / N amount, slab thickness, heating conditions, and heated γ particle size. The heating experiment was conducted using a thermal cycle simulator.
[0035]
[Table 1]

[0036]
[Table 2]

[0037]
Since steels 1 to 5 which are the steels of the present invention have appropriate chemical components, the average γ grain size when heated to 1150 to 1300 ° C. for 30 to 60 minutes is 100 μm or less, and γ grain growth is strongly suppressed. Yes.
[0038]
On the other hand, steels 7 to 13, which are comparative steels, are not suitable in chemical composition, so the pinning force at 1250 ° C. and 1300 ° C. is reduced, and the average γ grain size exceeds 100 μm. Since Steel 7 has too little Al, a sufficient number of ultrafine Mg-based oxides were not generated, and TiN precipitated in the core was insufficient, resulting in a decrease in pinning force. Since Steel 8 has too little Mg, a sufficient number of ultrafine Mg-based oxides were not generated, and TiN precipitated in the nucleus was insufficient. At the same time, since the amount of Mg contained in the coarse oxide was too small, TiN was deposited on these coarse oxides, and TiN deposited on the base iron was insufficient. For these reasons, steel 8 has a reduced pinning force. Since Steel 9 has too little Ti and Steel 10 has too little N, both cannot produce a sufficient number of TiN, and the pinning force is reduced. In Steel 11 and Steel 12, since the effective Ti amount / N amount is out of the appropriate range, the effect of adding Mg becomes unstable, and the pinning force is reduced. Steel 13 had too little O, so a sufficient number of Mg-based oxides were not generated, and the pinning force was reduced.
[0039]
【The invention's effect】
The slab heating temperature can be increased by the present invention, and the following three advantages can be enjoyed.
[0040]
(1) Rolling at a higher temperature becomes possible, reducing the load on the rolling mill and improving the rolling shape.
[0041]
(2) Nb can be used more effectively. Product materials of thick steel plates and H-shaped steels are improved.
-The load of controlled rolling, such as the reduction of the cumulative reduction amount in the controlled rolling and the increase of the rolling temperature, is reduced, and the rolling cost can be reduced.
[0042]
(3) It is possible to consolidate various slab heating conditions to the high-temperature heating side, thereby reducing heating costs and shortening the production delivery time.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 is a diagram showing the γ grain size during slab heating of Ti-added steel and Ti—Mg added steel.
FIG. 2 is a diagram showing the effect of effective Ti amount / N amount on the pinning force of Ti—Mg added steel.

Claims (3)

質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、
Ｎ：０．００７〜０．０１５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物によって構成され、かつ質量％を用いて下記の（１）式で計算される有効Ｏ量によって（２）式または（３）式から求められる有効Ｔｉ量とＮ量との比率（有効Ｔｉ量／Ｎ量）が１．５〜３である、加熱時のオーステナイト粒が小さいことを特徴とする連続鋳造鋳片。
有効Ｏ量＝Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ ・ ・ ・（１）
有効Ｏ量≧０の場合、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×有効Ｏ量 ・ ・ ・（２）
有効Ｏ量＜０の場合、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ量 ・ ・ ・（３）% By mass
C: 0.02 to 0.2%,
Si: 0.6% or less,
Mn: 0.3-2%,
P: 0.02% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.001 to 0.05%,
Mg: 0.0003 to 0.005%,
Ti: 0.01 to 0.03%,
N: 0.007 to 0.015%,
O: 0.001 to 0.005%
And the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the effective Ti amount calculated from the formula (2) or (3) by the effective O amount calculated by the following formula (1) using mass% A continuous cast slab characterized in that the ratio of N to N (effective Ti amount / N amount) is 1.5 to 3 and the austenite grains during heating are small.
Effective O amount = O−0.66Mg−0.89Al (1)
When effective O amount ≧ 0, effective Ti amount = Ti−2 × effective O amount (2)
When effective O amount <0, effective Ti amount = Ti amount (3) 質量％でさらに、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１５％、
Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
の一種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の連続鋳造鋳片。In addition by mass%
Cu: 0.1 to 1.5%,
Ni: 0.1~5%,
Cr: 0.05 to 1%,
Nb: 0.005 to 0.15%,
V: 0.005 to 0.1%
B: 0.0003 to 0.003%
The continuous cast slab according to claim 1, comprising at least one of the following. 質量％でさらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０３％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
の一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の連続鋳造鋳片。このとき、有効Ｏ量は（４）式で計算する。
有効Ｏ量＝Ｏ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ
−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・ ・ ・（４）In addition by mass%
Ca: 0.0005 to 0.004%,
REM: 0.0005 to 0.03%,
Zr: 0.0005 to 0.03%
The continuous cast slab according to claim 1, comprising at least one of the following. At this time, the effective O amount is calculated by equation (4).
Effective O amount = O−0.40Ca−0.66Mg−0.17REM
-0.18Zr-0.89Al (4)

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