JPH0445223A - 偏析のない強靭な厚鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は鋼の鋳造法およびそれに引続く直送圧延法に関
するものである。

（従来の技術） 靭性、溶接性等の緒特性を阻害することなく高強度の鋼
材を得るためには、金属組織を微細にすることが有効で
あることが知られている。一方で、エネルギーコスト低
減、生産性向上の意図から鋼を鋳造後冷却することなく
そのまま圧延する直送圧延法が近年試みられている。こ
ういった技術には例えば特開昭５９−２０８０１８号公
報、特開昭６１−１４６０７２号公報がある。

しかし通常このような直送圧延を行った場合には、粗大
な凝固組織がその後の圧延により再結晶しがたく、その
結果最終的に得られる金属組織も比較的粗大であるかま
たは部分的に生じる再結晶により粗大粒と細粒の混粒状
態となってしまい、強度・靭性ともに良好なものを得る
ことは難しいという欠点があった。

また無理に再結晶を生じさせようとすれば高温での強圧
下が必要となり、鋳造装置と圧延機の位置関係、圧延機
の能力等に大きな制約が生じるという欠点があった。ま
た鋳片厚み中心部は炭素、マンガン等のいわゆるマクロ
偏析が存在し、必然的に靭性に劣る。

一方、金属組織微細化方法としては、特開昭６１−２３
８９４０号公報のように、鋼中に分散させた介在物を変
態核としてオーステナイト粒内に微細な粒内フェライト
を生成させる方法がある。しかるにこのような方法でも
変態前のオーステナイトが通常の鋳造組織のように粗大
な場合には期待される高靭化が得られない場合が多い。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は凝固状態で鋳片の全面にわたり微細な等輪島を
生成せしめる水平連続鋳造により、強靭な厚鋼板を製造
する方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段） 本発明は上記のような従来法の欠点を有利に排除しうる
鋼の鋳造法およびそれに引続く直送圧延法であり、その
要旨とする所は次の通りである。

（１）重量％でＣ：　０．０２％〜０．２５％、Ｓ　ｉ
　：　０．０５％〜０，６％、Ｍ　ｎ　：　０　、３０
％〜２．０％、ＡＩ≦０．０１％、Ｚｒ、Ｈｒ、Ｙ、Ｌ
ａ、ＣｅおよびＴ１の群から選んだ少なくとも１種：　
０．００５％〜１．０％、Ｓ二０．００１〜０．０２％
、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を水平
または水平線より１０度以下の角度で溶鋼上面を開放し
た状態で液相線温度〜固相線温度間の冷却速度が２５℃
／分以上で連続鋳造し、当該鋳片をＡ　ｒ　ａ点以上の
温度から１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の冷却速度で５５
０℃以下まで冷却することを特徴とする偏析のない強靭
な厚鋼板の製造法及び（２）重量％でＣ：　０．０２％
〜０．２５％、Ｓ　ｉ　：　０．０５％〜０．６％、Ｍ
　ｎ　：　０　、３０％〜２．０％、Ａｌ≦０，０１％
、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅおよびＴｉの群から選ん
だ少なくとも１種：０．００５％〜１．０％、Ｓ　：０
．００１〜０．０２％、さらに、Ｎｂ５０６１０％、Ｃ
ｕ≦１，０％、Ｎｉ≦２．０％、Ｃ「５１．０％、Ｍｏ
Ｓ２．０％、Ｃｏ≦１．０％、ＷＳ２．０％、■≦０．
１０％、Ｂ≦０．００２５％、Ｃａ≦０．００５％の１
種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる溶鋼を水平または水平線より１０度以下
の角度で溶鋼上面を開放した状態で液相線温度〜固相線
温度間の冷却速度が２５℃／分以上で連続鋳造し、当該
鋳片をＡ　ｒ　ａ点以上の温度から１℃／ｓ以上５０℃
／ｓ以下の冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを
特徴とする偏析のない強靭な厚鋼板の製造法である。

更に本発明は鋳片をそのままＡ　ｒ　ａ点以上の温度で
直接熱間圧延し、引続きＡ　ｒ　ａ点以上の温度から１
℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の冷却速度で５５０℃以下ま
で冷却すること及び厚鋼板を焼戻しすることを含む。

以下本発明について詳細に説明する。

本発明の根幹をなす技術思想は以下のとおりである。

通常の鋳片厚み中心部には炭素、マンガン等のいわゆる
マクロ偏析が存在して靭性を劣化させる。

しかるに、本発明者らは上記の欠点を打破することを可
能とする新しい事実を発見し、それをもとに新たなる綱
の鋳造法およびそれに引続く直送圧延法を導いた。

従来の連続鋳造法では鋳型の四周辺から冷却されるため
に、未凝固溶鋼中に各種添加元素が濃縮して最終的に鋳
片厚み中心部にマクロ偏析が形成され動性劣化の原因と
なる。しかるに溶鋼を水平または水平に近い角度で溶鋼
上面を開放した状態で連続鋳造すれば最終凝固位置が鋳
片上面となりマクロ偏析の形成が防止される。しかしこ
のような鋳片の凝固組織は粗大な柱状晶からなり、その
まま変態した場合の金属組織はやはり粗大で靭性に劣る
。

また直送圧延をした場合も極めて再結晶しにくいため、
変態後の金属組織は粗大になるかまたは微細組織と粗大
組織の混合組織となり、材質を劣化させる。通常の圧延
、冷却からなる製造法では材質の良い厚鋼板は得られな
い。

しかるに本発明のように、前もって溶鋼中に酸化物を生
成させておき、鋳造後引続いて生じる変態温度域を所定
の冷却速度で冷却すれば、これらの酸化物が粒内変態フ
ェライトの核として作用し、変態後の粒内変態フェライ
トが微細均一に分散し良好な材質特性をもたらす。鋳造
時に所定の厚み、幅に留意して鋳造すれば、当該鋳片を
粒内変態フェライトが生成するような所定の条件で冷却
せしめることにより、十分使用に耐える厚鋼板が製造可
能である。

さらに、鋳造後引続き熱間圧延を施し、圧延終了後に所
定の条件で冷却または冷却と焼き戻しの組合わせ処理を
行うことにより、さらに材質特性の良好な厚鋼板の製造
が可能となる。このような新たな発見に基づき、鋼の化
学成分、鋳造法、圧延法および圧延後の熱処理条件を詳
細に調査した結果、本発明の強靭な厚鋼板の製造法を導
いた。

以下に本発明の限定理由を詳細に説明する。

まず本発明における出発材の成分の限定理由について述
べる。

Ｃは、綱を強化するのに有効な元素であり、０．０２％
未満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が
０．２５％を超えると、溶接性を劣化させる。

Ｓｌは鋼の強化元素として有効であるが、０，０５％未
満の含有量ではその効果がない。一方、０．６％を超え
ると、鋼の表面性状を損なう。

Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、０，３０％未満で
は十分な効果が得られない。一方、その含有量が２．０
％を超えると鋼の加工性を劣化させる。

Ａ、Ｑは脱酸元素として作用するため、粒内変態の核と
なる他の酸化物の生成を阻害するため、その含有量を０
．０１％以下とする。

Ｚｒ’、Ｈｒ、Ｙ、Ｌａ　、ＣｅおよびＴｉは粒内変態
の核となる酸化物を生成する元素群であり、それぞれの
総和が０．００５％以上でその効果を発揮するが、１％
を超えると介在物が増加して鋼の靭性を劣化させる。

Ｓは不純物元素であるが、ＭｎＳを生成して粒内変態を
助長するために０．００１％以上の含有が必要であるか
、０，０２％を超えると鋼の靭性が劣化する。

Ｎｂは微量の添加で結晶粒の微細化と析出硬化の面で有
効に機能するから溶接部の靭性を劣化させない範囲で添
加しても良い。この観点から、その添加量の上限を０．
１０％とする。

Ｃｕ、Ｎｉ　、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも綱の焼入れ性を向
上させる元素である。本発明における場合、その添加に
より鋼の強度を高めることができるが、過度の量の添加
は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦２
．０％、Ｃｒ≦１．０％、ＭｎＳ１．０％に限定する。

Ｃｏ、Ｗは鋼の高温強度を上昇させる。しかし過度の量
の添加は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｏ≦１．０％、Ｗ
！１．０％に限定する。

■は、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効である
が、過度の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限を０
．１０％とする。

Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、過度の添加はＢの析出物を増加させて鋼の靭性を
損なうためその含有量の上限を０．００２５％とする。

Ｃａは水素誘起割れの防止に有効であるが、過度の添加
により鋼の靭性を劣化させるなめその含有量の上限を０
．００５％とする。

次に本発明におけるプロセス条件について述べる（第１
図参照）。

溶鋼を水平または水平線より１０度以下の角度で溶鋼上
面を開放した状態で連続鋳造する理由は、主として鋳片
内のマクロ偏析の形成を防止するためである。

鋳造時の液相線温度〜固相線温度間の冷却速度を２５℃
／分以上としたのは凝固速度を比較的大きくして粒内変
態の核となる酸化物を溶鋼中に微細均一分散させるため
である。

このようにして得られた鋳片は引続き所定の冷却速度で
冷却され、鋼中の酸化物を変態核として粒内フェライト
を生成する。その際の冷却速度は１℃／ｓ以下では粒内
フェライトが生成せず、５０”Ｃ／　ｓ以上ではマルテ
ンサイト変態を生じてしまい、やはり粒内のフェライト
が生じない。

当該厚鋼板はそのままでも十分に使用に耐えるが、鋳造
後引続き直接熱間圧延しさらに所定の冷却速度で冷却す
ることにより、より強靭な材質を得ることができる。ま
た強度を所定の強度に調整するために、冷却後に焼戻し
処理を施しても良い。

（実　施　例） 第１図は水平連続鋳造機である。これは鋳造方向に走行
する無端ベルト上に固定堰（後層）を載置して、該固定
堰より鋳造方向下流側に湯溜り部を形成し該湯溜り部に
注湯された溶湯を冷却・凝固することにより鋼片を連続
的に鋳造する単ベルト式連続鋳造機である。

まず第１表に示す成分の鋼について、第２表に示す本発
明方法および比較方法を適用して鋳造し、さらに当該鋳
片を第２表に示す本発明方法および比較方法を適用して
圧延および熱処理した場合、第２表中に示したような凝
固組織のマクロ偏析評点粒内フェライト率および強度・
靭性となった。

明らかに本発明によりマクロ偏析が低減し、さらには材
質の向上がもたらされており、本発明は有効である。

（注１） 鋳造法＝１．水平連続鋳造（上面開放）鋳造角度　４度 ２、水平連続鋳造（上面開放） 鋳造角度　０度 ３、水平連続鋳造（上面開放） 鋳造角度　９度 （比較）４１両面冷却型連続鋳造 モールド部垂直→湾曲 （比較）５．鋼塊鋳造 （発明の効果） 本発明は水平連続鋳造において、前もって溶鋼中に酸化
物を生成させ、変態温度域を制御冷却するので、均一な
凝固組織を効率良くうろことが可能で、粒内変態フェラ
イトは微細均一分散して高靭性厚鋼板の製造かできる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の説明図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０２％〜０．２５％、 Ｓｉ：０．０５％〜０．６％、 Ｍｎ：０．３０％〜２．０％、 Ａｌ≦０．０１％、 Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅおよびＴｉの群から選んだ
   少なくとも１種：０．００５％〜１．０％、Ｓ：０．０
   ０１〜０．０２％、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を水平ま
   たは水平線より１０度以下の角度で溶鋼上面を開放した
   状態で液相線温度〜固相線温度間の冷却速度を２５℃／
   分以上で連続鋳造し、当該鋳片をＡｒ＿３点以上の温度
   から１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の冷却速度で５５０℃
   以下まで冷却することを特徴とする偏析のない強靭な厚
   鋼板の製造法。 ２、重量％で Ｎｂ≦０．１０％、 Ｃｕ≦１．０％、 Ｎｉ≦２．０％、 Ｃｒ≦１．０％、 Ｍｏ≦１．０％、 Ｃｏ≦１．０％、 Ｗ≦１．０％、 Ｖ≦０．１０％、 Ｂ≦０．００２５％、 Ｃａ≦０．００５％ の１種または２種以上を含有する請求項１記載の偏析の
   ない強靭な厚鋼板の製造法。 ３、鋳片をそのままＡｒ＿３点以上の温度で直接熱間圧
   延し、引続きＡｒ＿３点以上の温度から１℃／ｓ以上５
   ０℃／ｓ以下の冷却速度で５５０℃以下まで冷却するこ
   とを特徴とする請求項１又は２記載の偏析のない強靭な
   厚鋼板の製造法。 ４、厚鋼板を焼戻しすることを特徴とする請求項１、２
   又は３記載の偏析のない強靭な厚鋼板の製造法。