JPS5852441B2 - 熱間圧延時の鋼片の表面割れ防止法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は造塊もしくは連続鋳造直後の鋼片をただちに熱
間圧延する（以下直送圧延と呼ぶ）かまたは造塊、もし
くは連続鋳造後そのまま鋼片を保熱炉に装入してから熱
間圧延を行なう（以下ホットチャージ圧延と呼ぶ）プロ
セスにおいて、熱間圧延時の鋼片の割れを防止する方法
に関するものである。

従来の鉄鋼材料プロセスは以下のような方法が採用され
ていた。

すなわち、転炉ないしは電気炉で溶製された溶湯は 次
に示すような ■造塊→口□□□ｅ→ｍ→分塊圧延→ 日麗垣謙禦目→■蓋望→熱間圧延 ■連続鋳造−Ｍ→巨毘耐→熱間圧延 ■ないし、■の工程を経ていた。

しかしながら、近年工程の省略化による生産数の向上と
熱エネルギー原単位の低減による省エネルギーを目的
として、■ないし、■の工程から、［）Ｅｌ］ｔつけた
精整工程と加熱工程とを省略するプロセスとして上述し
７た直送圧延ないしホットチャージ圧延プロセス技術の
開発が注目を浴びるようになってきた。

かようなプロセスの移行のためには、製品材質の保証が
なされることは当然であるが、加うるに鋼片表面に発生
する疵の発生防止が必須となる。

本発明者らは本プロセス確立のために、長年無欠陥鋼塊
ないし、無欠陥鋳片の製造法に関する検討と熱間割れ防
止策の検討に努力を重ねてきた結果、以下の諸点を明ら
かにした。

すなわち 従来の鋳片を−たん冷却した後再加熱−圧延
し さらに冷片にして疵取りを行なった後再加熱−圧延
を行なうプロセスにおいては、冷却 加熱のくり返し熱
処理によりオーステナイト粒度は微細化すると同時に、
熱間加工性に有害な働きをするｓ、ｐ、ｏ等の元素は、
硫化物、リン化物ならびに酸化物として粒内に固定され
てしまう。

従って熱間加工性もきわめて優れていた。それに反して
直送圧延またはホットチャージ圧延プロセスにおいては
、溶融−凝固−冷却過程でデンドライト界面とかオース
テナイト粒界面上に上述したような元素の偏析、析出が
生じ、そのために熱間加工による引張応力が加わると粒
界割れをひき起し、鋼片表面疵を発生する。

従って かかる新プロセスにおいては熱間加工性に有害
な元素をあらかじめ除去しておけばよい訳であるが、例
えば脱硫とか脱リンプロセスの導入は生産コストの上昇
につながり工業的にはかならずしも最善の策とはならな
い場合がある。

そこで本発明者等はＰ、Ｓ、０．Ｎ等の元素の偏析・析
出がある特定の温度域において生じることに着目して
これらの元素の析出形態を制御することにより鋼片の熱
間割れ防止策を開発した。

以下に本発明の内容を詳述する。

第１図には連続鋳造した鋳片の直送圧延（第１図の）な
らびにホットチャージ圧延（第１図■）における鋼片の
受ける温度、加工履歴を模式回的に示した。

直送圧延ならびにホットチャージ圧延では、旧来のプロ
セス（第１図■）と違い鋼片を室温まで冷却することな
く熱間圧延ないしは加熱炉に装入した後圧延することを
特徴としている。

かかる熱間圧延において通常の圧延温度域である１２０
０〜９００℃温度域で連続多パス圧延を行なった際には
１〜５パス目の圧延で鋼片の表面に横割れ、縦割れある
いは耳割れが発生し、それに引き続く連続圧延中に割れ
が拡大し 表面疵として残存し、それらの疵のひどい場
合には製品として使用に耐えないものが出て歩留りの低
下を来たしてしまう。

特に、Ｐ、Ｓ、０．Ｎ、Ａ７等をある量以上に含有した
鋼においては直送圧延ならびにホットチャージ圧延時に
１１４０〜９００℃温度域で熱間圧延を施すと、鋼片の
表面割れが顕著となる。

この原因は第２図に示したように、溶融−凝固・冷却時
に、特異な形状をした（ Ｆｅ 、 Ｍｎ ） Ｓ−０
−Ｐ。

Ａ７Ｎ等が１１５０〜９００℃温度域でオーステナイト
粒界に析出するためであることが判明した。

しかしながら本発明においては 直送圧延ならびにホッ
トチャージ圧延においても かかる熱間加工性に有害な
元素の析出開始温度域より上の温度、すなわち１３００
〜１１５０℃温度域において１パス１５％以上の圧下率
で少くとも２回以上の加工を施すことにより析出形態が
変り、熱間加工性が著しく向上し、鋼片表面割れ率を５
％以下に抑えることが出来た。

最適熱間加工の温度域は成分系により多少変動するが
１３００℃以上での熱間圧延は粒界溶融による脆性、い
わゆるバーニングが生ずる場合もあるので、熱延の上限
温度は１３００℃とした。

また圧延の下限温度は（Ｆｅ 、 Ｍｎ ） Ｓ−０−
Ｐ 。

等の析出温度とのかね合いで決まるが、本発明において
は１１５０℃以下になると析出も開始し実際に割れの頻
度も高くなるため １１５０℃を下限とした。

圧下率については圧延温度域においてオーステナイト粒
の加ニー再結晶による細粒化が果せることが必要条件で
ある。

そのためには１３００〜１１５００Ｇ温度域においては
１パス１５％以上の圧下率で少くとも２回以上の連続
圧下を必要とする。

圧下率が１５％以下の場合には再結晶が十分に起らない
ために鋼片割れ感受性を軽減できない。

さらに１パス圧下の場合には変形が不均一になるため
やはり期待する効果が得られ難い。

重要なことは１３００〜１１５０℃温度範囲で１パス１
５％以上の圧下率で少くとも２回以上の連続圧延を施す
ことにより、凝固組織の破砕、凝固時偏析ならびに析出
物の形態制御効果が期待されるに加えて オーステナイ
ト粒の再結晶細粒化と粒界析出物の形態変化をもたらし
めることである。

なおもつとも望ましいのは１２５０〜１１７０℃温度域
で１パスごとの圧下量で１５％以上、全圧下率で３０％
以上の第一次圧延を施すことである。

前述の第一次圧延を施した後、１１５０℃未満の温度域
で第二次圧延を行なうことにより鋼片の表面疵の発生を
ほとんどなくすことが出来る。

さらに 本発明の対象鋼種は薄板熱延板向けのＡｌキル
ド鋼 Ａｔ−８ｉキルド鋼とか 一般構造用鋼向けの５
Ｓ４１〜５Ｍ５０級のいわゆる低級、安価な鋼種で、特
に脱硫とか脱燐（リン）処理等を行なわない成分系でＭ
ｎ／Ｓ比が５０以下の鋼に特に有効な方法である。

つぎに直送圧延ないしはホットチャージ圧延時の鋼片の
熱間加工性を評価するためのシミュレーション実験法に
ついて説明する。

通電加熱による横型引張試験機を用いて １０朋φの断
面をもつ試片を−たん溶融し、それに引き続く凝固冷却
時に熱間圧延に相当する変形速度（＝ ５０ 皿／Ｓｅ
ｃ ）で一軸引張を行ない、各温度における断面収縮率
を測定する。

この実験手法で得られた断面収縮率の値と実際の大形熱
延機を用いての直送圧延ないしはホットチャージ圧延時
の表面割れとの相関を整理したところ、第３図に示すよ
うにシミュレーション実験法により１３００〜７００℃
の温度域で６０％以上の断面収縮率を示す鋼においては
直送圧延ないてはホットチャージ圧延時に割れが認め
られなかった。

シミュレーション実験法により測定した断面収縮率が６
０％以下の値を示す鋼片においては、実際に表面割れが
著しく、シミュレーション実験法による評価と実際の表
面割れの発生との相関性のよいことがわかった。

以下に本発明の内容を実施例にもとづいて説明する。

実施例 Ｉ Ｃ０，１２％、５ｉ（０，０１％、 Ｍｎ ０．３５％
、ＰＯ，０１５％、Ｓｏ、０１５％、００．００２％、
Ａ７０．０６％（いずれも重量パーセント）の組成を有
する鋼から小型試片（１０１ｎ１１１φ）を準備し、シ
ミュレーション実験を行なった。

小型試片を−たん溶融してから 凝固冷却し １１５０
〜７５０℃の温度域で所定の温度に達してから５”／ｓ
ｅｃの変形速度で破断まで一軸引張を行なった。

（本試験における試料の均−変形帯長さは１Ｑｉｉであ
り従って歪速度は５／ｓｅｃでこの値は通常の熱間圧延
時の歪速度と対応する。

）変形温度と断面収縮率との関係を第３図のとじて示し
た。

このようにＰ 、 Ｓ 、 Ａｔ等の含有量が多い鋼は
実際に直送圧延もしくはホットチャージ圧延を行なうと
表面割れが著しく生じており シミュレーション実験に
おいても断面収縮率は６０％以下の悪い値を示している
。

これに対し、同一成分の小型試片を−たん溶融し、それ
に引き続く凝固−冷却過程の１２５０〜１２００℃温度
域で１回の変形量が１５％に相当する引張−圧縮変形を
４回繰り返した後、１１５０〜７５０℃の温度域で所定
の温度に達してから５０７ｎ′ｍ／Ｓｅｃの変形速度で
破断まで一軸引張を行なった。

その結果を第３図■として示したが このような処理を
施した場合にはいずれの変形温度においても、６０％以
上の断面収縮率を示し、熱間加工性が著しく向上するこ
とが判明した。

実施例 ２ Ｃ０，１９％、Ｓｉ０．２０％、 Ｍｎ ０．５１％、
Ｐ００２１％、８０．０１６％、ＡｔＯ，０５％（いず
れも重量パーセント）の組成（製品分析）を有する大気
炉溶製の偏平状鋼塊（５５Ｘ２８０Ｘ２００ｍｍ）を金
塊にすることなく そのまま１３２０℃の加熱炉に装入
した後、次のパススケジュールで熱間圧延を行なった。

なお、熱延時の表面温度は赤外線温度計で測温した。

５５ｍｍ−３８，５ｍｍ−２７ｍｍ−２０ｍｍ−１６ｍ
ｙｎ−１３ｍｍ３０％ ３０％ ２５％２０％ ２０％ ２パス圧延後の表面温度と表面割れ頻度との関係を第４
図に示した。

第４図から明らかなように、２パス圧延後の表面温度が
１１５０℃以上の場合には、鋼片表面割れはほとんど生
じなくなる。

実施例 ３ 第１表に示す鋼Ａを主成分とし、その細小可避的に入る
不純物元素よりなる溶湯を連続鋳造により製造した厚み
２５０順の鋳片を冷片にすることなく鋳片表面温度が１
０００℃の状態から１３２０℃の保熱炉に装入した後熱
間圧延を施した。

結果は第２表に示す如＜ １３００〜１１５０℃で各
パス１５％以上の圧下率で少くとも２パス以上の第１次
圧延を施した場合には 表面割れはほとんど発生してい
ないが 上記の温度域をはずれた場合とか １２００〜
８００℃温度域で連続圧延を行なった場合割れ頻度が高
くなっている。

実施例 ４ 第１表に示す鋼Ｂ、およびＣの鋼塊（２０〜３０ｋｇ）
を真空溶解炉を用いて溶製し あらかじめ用意した偏平
鋳型に大気中で注入し凝固に引き続く冷却過程で第５図
に示すような種々の熱履歴のもとに熱間圧延を行なった
。

すなわち、第５図のａは直送圧延、ｂはホットチャージ
圧延、Ｃも擬似ホットチャージ圧延、ｄは通常の再加熱
圧延法の模式図である。

なお、圧延前の鋼塊寸法は５５（厚み）Ｘ２８０（巾）
Ｘ２００ｍ７Ｍと１００（厚み）Ｘ２００（巾）Ｘ１５
０（長さ）７ｎ１ｒＬの二種類を用イタ。

結果を第３表に示す。

本発明の条件を満たした場合には鋼片表面割れ発生頻度
は非常に少ないが（［相］〜［相］）、それ以外の場合
には表面割れが多発している（第３表＠−＠）。

このように本発明によれば 直送圧延もしくはホットチ
ャージ圧延において鋼片の表面割れを防止することがで
き、その効果は極めて太きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は直送圧延の、ホットチャージ圧延■、並びに再
加熱圧延■の場合の温度一時間の概念図である。 第２図は準安定（（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓ、０．Ｐ）並びにＡ
、５Ｎの粒界析出特性を示す温度一時間曲線。 第３図はシミュレーション実験による変形温度と断面収
縮率の関係を示す図表。 第４図は２パス圧延後の表面温度と鋼片表面割れ個数の
関係を示す図表。 第５図は種々の熱履歴を示す模式図でａは直送圧延、ｂ
はホットチャージ圧延、Ｃは擬似ホットチャージ圧延、
ｄは通常の再加熱圧延の各々の場合の材料の受ける熱−
加工履歴を示す。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 直送圧延もしくはホットチャージ圧延において 第
   一次圧延として１３００〜１１５０°Ｃの温度範囲で１
   パス１５％以上の圧下率で少くとも２回以上圧延を行な
   い その後１１５０℃未満の温度域で第二次圧延を施す
   ことを特徴とする熱間圧延時の鋼片の表面割れ防止法。