【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
＜技術分野＞
本発明は浸炭焼入れ性の優れた低炭素熱延鋼板
の製造方法に関する。
＜従来技術＞
浸炭焼入れは機械部品等の表面のみを硬くし、
内部の靭性をそのまま保つて、耐摩耗性、耐疲労
性などを向上させる表面処理法として古くから行
なわれている。また、浸炭焼入れ処理は部品に成
形加工された後に施されるので、複雑な形状の部
品の製造の場合は、浸炭焼入れ性とともに加工性
の優れた素材が要求される。
このような事情から、複雑な形状を要する小型
の機械部品の製造材料として、加工性が優れ、か
つ、浸炭焼入れ性のよい低炭素リムド鋼熱延鋼板
が使用されてきた。
近年、省エネルギー、歩留向上などのコスト低
減のために連続鋳造化の促進が重要な課題とな
り、従来、普通造塊によるリムド鋼鋼塊から製造
されていた浸炭用低炭素熱延鋼板についても、連
続鋳造鋳片から製造することが望まれる。しかし
現実には、リムド鋼、なかでもＣ：0.10％以下の
リムド鋼を連続鋳造することは困難である。
そこで、上記目的に、連続鋳造で製造した低炭
素アルミキルド鋼を適用しようとして種々の検討
が行なわれている。しかしながら、アルミキルド
鋼では熱間圧延において鋼板中に多量のAlN（窒
化アルミニウム）が生成し、それによつて浸炭処
理時にオーステナイト粒の成長が阻害され、オー
ステナイト粒が微細化する。一般に鋼の焼入れ性
はオーステナイト粒径が小さくなるほど低下する
傾向にあるので、上述の連鋳アルミキルド鋼熱延
鋼板では表面硬度の不足あるいは表面硬化深さの
不足を生ずるという欠点がある。
この問題は有害なAlNを減少させることによ
つて解決することができる。すなわち、Al含有
量をできるだけ少なくして、AlNの生成量を減
少させることによつて浸炭時のオーステナイト粒
をリムド鋼と同時に成長させることができると考
えられる。
しかしながら、Al含有量が極低濃度レベルに
なると、溶鋼の脱酸が不十分になり、連続鋳片の
表面に気泡を生成し、その結果、熱延鋼板で線状
疵を多発することになる。
このように連続鋳造アルミキルド鋼鋳片から製
造した低炭素鋼熱延鋼板はAlNに起因して焼入
れ性が劣り、他方、極低Al％にすると連続鋳造
が技術的に困難となる。
本発明はこのような従来技術の問題点を解決す
ることを目的として為されたものであり、Al％
を極低とし、かつ、連続鋳造時の鋳片の表面気泡
の発生を抑制する方法を提供するものである。
本発明者らは、連鋳時の鋳片表面に発生する気
泡について詳細に調査し、発生する気泡は溶鋼中
のＣとＯが凝固界面で反応して生成するCOガス
によるものであること、そして、表面気泡の大き
さや、発生頻度は溶鋼中のＣ％とＯ％の積の関数
であることを見出だした。
＜発明の構成＞
本発明は、
Ｃ： 0.022％以下
Si： 0.020％以下
Mn： 0.20〜1.00％
Al： 0.005％以下
Ｐ： 0.020％以下
Ｓ： 0.020％以下
Ｎ： 0.003％以下
残部Feよりなり、
Ｃ％×０％値≦150×10-6で、かつ、0.0060％
≦０％≦0.0500％
である鋼を連続鋳造法によつて鋳片とした後、仕
上温度を850〜900℃、巻取温度580〜650℃で熱間
圧延することを特徴とする浸炭焼入れ性の優れた
低炭素熱延鋼板の製造方法
を提供する。
上記組成の限定理由は以下の具体的説明中で明
らかにされる。
＜発明の具体的記載＞
図面を参照して本発明を詳細に説明する。
第１図はSi：0.02％以下、Mn：0.20〜1.00％、
Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0030
％を含む溶鋼についてＣとＯを種々の濃度に変化
させて250mm×1250mmの断面の鋳片に1.4m／min
の引き抜き速度で連続鋳造したときの鋳片の気泡
の発生状況とＣ％とＯ％の値の関係を示す。気泡
はＣ％×Ｏ％値＝150×10-6の双曲線を境として、
該積の値が150×10-6以下では発生しないことが
分る。
一方、第２図は、Ｃ：0.022％以下、Si：0.020
％以下、Mn：0.30〜0.50％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0030％以下で、Al％を
0.001〜0.050に変化させた連続鋳片の熱間圧延に
より製造した2.0mm厚みの熱延鋼板をガス浸炭炉
で、Ｃポテンシヤル0.9％の雰囲気中で930℃×90
分の浸炭処理を行ない、続けて830℃から80℃と
120℃の油中へ焼入れ処理を行なつた試料の有効
硬化層の深さと鋼中Al％の関係を示す。第２図
より明らかなように、鋼中のAl％が0.005％を越
えると、有効硬化層深さは急激に減少し、0.010
％以上では有効硬化層深さは略々一定である。ま
た、この傾向は焼入れ油温度を変化させても同様
である。すなわち、浸炭焼入れ性の劣化を防ぐた
めには鋼中のAl含有量を0.005％以下にすること
が必要である。
第１図と第２図の関係から、鋳片の表面気泡の
発生を抑え、かつ、浸炭焼入れ性を劣化させない
条件は、鋼中のＣとＯの含有量が、Ｃ％×Ｏ％値
≦150×10-6であり、かつ、Al：0.005％以下でな
ければならないことが分る。
周知のように、Alは強力な脱酸剤であるから
Al％が変化すればＯ％もそれにつれて変動する
と考えられる。
第３図は150トン転炉で溶製した特許請求の範
囲内の組成（Alを除く）の溶鋼をAlで脱酸した
後の取鍋における1550〜1600℃の溶鋼中のAl％
とＯ％の関係を示す。第３図より、溶鋼中のAl
が0.005％のときには溶鋼中のＯは0.006％であ
る。Alが0.005％以下であるためにはＯ％は0.006
％以上でなければならない。
これらの事実のより浸炭性の優れた低炭素熱延
鋼板を連続鋳造法によつて製造するためには、溶
鋼中のＯ％を0.0060％以上で、かつ、Ｃ％×Ｏ％
値≦150×10-6であればよいと考えられる。
以下、本発明の構成を詳細に述べる。
本発明方法では、転炉、電気炉などの製鋼炉、
あるいは必要ならば、RH脱ガスなどの真空処理
によりＣ％≦0.022とする。Ｃ％は溶鋼中のＯ％
とのかねあいで決まるが、浸炭焼入れ性の劣化を
防ぐための鋼中のAl上限値0.005％のときのＯ％
は0.0060％である。このＯ％に対して鋳片表面気
泡の抑制限界のＣ％は0.022％であり、Ｃ≦0.022
％の条件が必要である。
Ｏ％は鋳片気泡の発生を抑制するためには、Ｃ
％×Ｏ％の値は150×10-6以下に限定され、かつ、
上述のAl％との関係から、Ｏ％の下限は0.0060％
となる。この条件を満足していれば鋳片表面の気
泡の発生はない。しかし、Ｏ％が0.050％を越え
ると、酸化物系の非金属介在物が粗大化するため
に母材の機械的性質が劣化する。とりわけ、延性
値の低下が著しくなるので、Ｏ％の上限は0.0500
％とされる。
本発明でSiが0.02％以下に限定されているのは
0.02％を越えると珪酸塩系の非金属介在物が多発
し、それらが熱間圧延中に圧延方向に展延したＡ
系非金属介在物となり、その結果、熱延鋼板のＣ
方向の機械的性質が劣化するためである。
Mnは焼入れ性を向上させる元素であり、ある
程度は必要である。ただし、その効果は１％程度
で飽和するので、経済的な観点からその上限は１
％とする。一方、下限は不純物として不可避的に
混入するＳに起因する熱間脆性を防止するために
Ｓ％の少なくとも10倍のMnが必要であるので
0.20％とされる。
Al％は0.005％を越えると浸炭焼入れ性が劣化
するので、Al≦0.005％とする。
ＰとＳとＮは不純物であり、その含有量はでき
るだけ低いことが望ましいが、通常の製錬法で得
られる程度で、かつ、良好な加工性を得るために
は、Ｐ＜0.020％、Ｓ＜0.020％、Ｎ＜0.0030％と
する。
次に熱延条件について述べる。熱延仕上温度は
熱間圧延によるオーステナイトの細粒化を防ぐた
めに、高温仕上が望ましく、850〜900℃が適当で
ある。巻取温度は580℃より低いとAlNの析出が
不十分となり、浸炭時の粒成長を低下させる。ま
た650℃を越える温度で巻取ると表面に厚いスケ
ールが発生し、酸洗性の劣化を招くので、巻取温
度は580〜650℃が適当である。
実施例
第１表に示す成品分析値を有する鋼を150トン
上底吹転炉を用いて下記の条件で溶製した。
溶銑：135トン（Ｃ＝4.3％、Si＝0.5％、Mn＝
0.6％、Ｐ＝0.10％、Ｓ＝0.03％、残部Fe）
スクラツプ：15t
生石灰：6.8t
<Technical Field> The present invention relates to a method for producing a low carbon hot rolled steel sheet with excellent carburizing and hardenability. <Conventional technology> Carburizing and quenching hardens only the surface of mechanical parts, etc.
It has been used for a long time as a surface treatment method to improve wear resistance, fatigue resistance, etc. while maintaining internal toughness. Furthermore, since the carburizing and quenching treatment is performed after the parts are formed and processed, in the case of manufacturing parts with complex shapes, materials with excellent carburizing and quenching properties as well as excellent workability are required. Under these circumstances, low carbon rimmed hot-rolled steel sheets, which have excellent workability and good carburizing and hardenability, have been used as manufacturing materials for small mechanical parts that require complex shapes. In recent years, promotion of continuous casting has become an important issue in order to reduce costs such as energy saving and yield improvement, and low carbon hot rolled steel sheets for carburizing, which were conventionally manufactured from rimmed steel ingots by ordinary ingot making, are also becoming more and more important. It is desirable to manufacture it from continuously cast slabs. However, in reality, it is difficult to continuously cast rimmed steel, especially rimmed steel with C: 0.10% or less. Therefore, various studies have been conducted in an attempt to apply low carbon aluminum killed steel manufactured by continuous casting to the above purpose. However, in aluminum-killed steel, a large amount of AlN (aluminum nitride) is generated in the steel sheet during hot rolling, which inhibits the growth of austenite grains during carburizing and makes the austenite grains finer. Generally, the hardenability of steel tends to decrease as the austenite grain size becomes smaller, so the above-mentioned continuous cast aluminum killed hot rolled steel sheets have the disadvantage of insufficient surface hardness or insufficient surface hardening depth. This problem can be solved by reducing harmful AlN. That is, it is considered that austenite grains during carburization can be grown simultaneously with rimmed steel by reducing the Al content as much as possible and reducing the amount of AlN produced. However, when the Al content reaches an extremely low concentration level, deoxidation of the molten steel becomes insufficient and bubbles are generated on the surface of the continuous slab, resulting in frequent occurrence of linear defects in the hot rolled steel sheet. . As described above, low carbon steel hot rolled steel sheets manufactured from continuously cast aluminum killed steel slabs have poor hardenability due to AlN, and on the other hand, continuous casting becomes technically difficult when the Al% is extremely low. The present invention was made with the aim of solving the problems of the prior art, and
The purpose of the present invention is to provide a method for minimizing the amount of pores and suppressing the generation of surface bubbles in slabs during continuous casting. The present inventors investigated in detail the bubbles generated on the surface of the slab during continuous casting, and found that the bubbles are caused by CO gas generated by the reaction of C and O in molten steel at the solidification interface. It was also discovered that the size of surface bubbles and the frequency of occurrence are a function of the product of C% and O% in molten steel. <Structure of the Invention> The present invention consists of: C: 0.022% or less Si: 0.020% or less Mn: 0.20 to 1.00% Al: 0.005% or less P: 0.020% or less S: 0.020% or less N: 0.003% or less with the balance being Fe, C%×0% value ≦150×10 -6 and 0.0060%
≦0%≦0.0500% Steel is made into a slab by a continuous casting method, and then hot rolled at a finishing temperature of 850 to 900°C and a coiling temperature of 580 to 650°C. To provide a method for manufacturing an excellent low carbon hot rolled steel sheet. The reason for the limitation of the above composition will be made clear in the detailed explanation below. <Specific Description of the Invention> The present invention will be described in detail with reference to the drawings. Figure 1 shows Si: 0.02% or less, Mn: 0.20-1.00%,
P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.0030
% of molten steel, the concentration of C and O was changed to various concentrations, and a slab with a cross section of 250 mm x 1250 mm was heated at 1.4 m/min.
The relationship between the occurrence of bubbles in the slab and the values of C% and O% when continuous casting is performed at a drawing speed of . The bubbles are bounded by a hyperbola of C% x O% value = 150 x 10 -6 ,
It can be seen that this does not occur when the value of the product is 150×10 -6 or less. On the other hand, in Figure 2, C: 0.022% or less, Si: 0.020
% or less, Mn: 0.30 to 0.50%, P: 0.020% or less,
S: 0.020% or less, N: 0.0030% or less, Al%
A 2.0 mm thick hot-rolled steel plate manufactured by hot rolling continuous slabs with a C potential of 0.001 to 0.050 was heated at 930°C x 90°C in an atmosphere with a C potential of 0.9% in a gas carburizing furnace.
After carburizing for 20 minutes, the temperature was increased from 830℃ to 80℃.
This figure shows the relationship between the depth of the effective hardened layer and Al% in steel for samples quenched in oil at 120°C. As is clear from Fig. 2, when the Al% in the steel exceeds 0.005%, the effective hardened layer depth decreases rapidly and reaches 0.010%.
% or more, the effective hardened layer depth is approximately constant. Moreover, this tendency remains the same even when the quenching oil temperature is changed. That is, in order to prevent deterioration of carburizing and hardenability, it is necessary to reduce the Al content in the steel to 0.005% or less. From the relationship between Figures 1 and 2, the conditions for suppressing the generation of bubbles on the surface of the slab and not deteriorating the carburizing hardenability are such that the content of C and O in the steel is C% x O% value ≦ It can be seen that it must be 150×10 -6 and Al: 0.005% or less. As is well known, Al is a strong deoxidizing agent.
It is thought that if Al% changes, O% will also change accordingly. Figure 3 shows the percentage of Al in the molten steel at 1550-1600°C in the ladle after deoxidizing the molten steel with the composition within the claimed range (excluding Al) in a 150-ton converter with Al.
The relationship between and O% is shown. From Figure 3, Al in molten steel
When is 0.005%, O in the molten steel is 0.006%. For Al to be 0.005% or less, O% is 0.006
Must be greater than or equal to %. Based on these facts, in order to manufacture low-carbon hot rolled steel sheets with excellent carburizing properties by continuous casting method, O% in molten steel should be 0.0060% or more, and C% x O%.
It is considered that the value ≦150×10 −6 is sufficient. The configuration of the present invention will be described in detail below. In the method of the present invention, a steelmaking furnace such as a converter or an electric furnace,
Alternatively, if necessary, use vacuum treatment such as RH degassing to make C%≦0.022. C% is O% in molten steel
O% when the upper limit of Al in steel is 0.005% to prevent deterioration of carburizing and hardenability.
is 0.0060%. With respect to this O%, the C% that is the limit for suppressing bubbles on the slab surface is 0.022%, and C≦0.022
% condition is required. O% is C in order to suppress the generation of slab bubbles.
The value of %×O% is limited to 150×10 -6 or less, and
From the relationship with Al% mentioned above, the lower limit of O% is 0.0060%
becomes. If this condition is satisfied, no air bubbles will be generated on the surface of the slab. However, when O% exceeds 0.050%, the oxide-based nonmetallic inclusions become coarse and the mechanical properties of the base material deteriorate. In particular, the upper limit of O% is 0.0500 because the decrease in ductility value becomes significant.
%. In the present invention, Si is limited to 0.02% or less.
When it exceeds 0.02%, silicate-based nonmetallic inclusions occur frequently, and they spread in the rolling direction during hot rolling.
As a result, C of the hot rolled steel sheet becomes
This is because the mechanical properties in the direction deteriorate. Mn is an element that improves hardenability and is necessary to some extent. However, the effect reaches saturation at around 1%, so from an economic point of view, the upper limit is 1%.
%. On the other hand, the lower limit is that Mn must be at least 10 times the S% in order to prevent hot embrittlement caused by S, which is inevitably mixed as an impurity.
It is estimated to be 0.20%. If Al% exceeds 0.005%, carburizing and hardenability deteriorates, so Al≦0.005%. P, S, and N are impurities, and it is desirable that their content be as low as possible, but in order to obtain the same level as that obtained by normal smelting methods and good processability, P < 0.020%, S <0.020%, N<0.0030%. Next, the hot rolling conditions will be described. In order to prevent grain refinement of austenite due to hot rolling, high temperature finishing is desirable, and a suitable hot rolling finishing temperature is 850 to 900°C. If the coiling temperature is lower than 580°C, precipitation of AlN will be insufficient and grain growth during carburization will be reduced. Moreover, if the material is wound at a temperature exceeding 650.degree. C., a thick scale will be generated on the surface, leading to deterioration of the pickling properties, so the appropriate winding temperature is 580 to 650.degree. Example Steel having the product analysis values shown in Table 1 was melted using a 150-ton top-bottom blowing converter under the following conditions. Hot metal: 135 tons (C=4.3%, Si=0.5%, Mn=
0.6%, P = 0.10%, S = 0.03%, balance Fe) Scrap: 15t Quicklime: 6.8t
【表】
蛍石：1t
酸素吹込量：55t
吹錬時間：18min
酸素吹錬後の溶鋼は、Ｃ：0.03〜0.06％、
Mn：0.07〜0.20％、Ｐ：0.010〜0.020％、Ｓ：
0.010〜0.020％の成分を有していた。
この溶鋼を取鍋に受けた後、RH脱ガスにより
真空度10Torr以下で10min脱ガス処理してから、
Fe−MnによりMn％を調整するとともに、Alに
よりＯ％を調整した。
続いて、この溶鋼を湾曲型連続鋳造機により、
250mm×1250mmの断面の鋳片に鋳造した後に、仕
上温度880〜900℃、巻取温度610〜630℃の熱延条
件で板厚2.0mmの熱延鋼板を製造した。
これらの熱延鋼板の機械的特性および浸炭焼入
れ性の調査結果を第１表に示す。浸炭焼入れ性試
験の方法は、ガス浸炭処理炉で、Ｃポテンシヤル
0.9％の雰囲気中で930℃×90分の浸炭処理を行な
つた後、続けて830℃から120℃の油中に焼入れ
し、有効硬化深さを調べた。
本発明試料No.１〜６では、鋳片表面気泡の発生
がなく、機械的特性も良好であり、特に成形加工
性を示す伸びＥ１の値が高く、また有効硬化層の
深さも優れている。
比較試料No.７〜９はAl％が0.006〜0.030％と高
いため、焼入れ性が劣り、有効浸炭層深さが浅
く、母材特性も劣つている。
比較試料No.10はＯ％が0.0585％と高すぎるた
め、母材特性の伸びが劣つている。No.11と12はＣ
％×Ｏ％の値が176×10-6を越えているために、
鋳片表面疵が発生した。
以上説明したように本発明によつて製造した浸
炭用低炭素熱延鋼板は表面性状が良好で、かつ、
良好な母材特性と浸炭焼入れ性を兼備している。[Table] Fluorite: 1t Oxygen injection amount: 55t Blowing time: 18min After oxygen blowing, the molten steel contains C: 0.03~0.06%,
Mn: 0.07-0.20%, P: 0.010-0.020%, S:
It had a component of 0.010-0.020%. After receiving this molten steel in a ladle, it is degassed by RH degassing for 10 minutes at a vacuum level of 10 Torr or less, and then
Mn% was adjusted with Fe-Mn, and O% was adjusted with Al. Next, this molten steel is cast using a curved continuous casting machine.
After casting into a slab with a cross section of 250 mm x 1250 mm, a hot rolled steel plate with a thickness of 2.0 mm was manufactured under hot rolling conditions of a finishing temperature of 880 to 900°C and a coiling temperature of 610 to 630°C. Table 1 shows the results of the investigation on the mechanical properties and carburizing hardenability of these hot rolled steel sheets. The carburizing and hardenability test was performed using a gas carburizing furnace with a C potential.
After carburizing at 930°C for 90 minutes in a 0.9% atmosphere, the material was subsequently quenched in oil at temperatures ranging from 830°C to 120°C to examine the effective hardening depth. Samples No. 1 to 6 of the present invention have no bubbles on the surface of the slab, have good mechanical properties, and have particularly high values of elongation E1, which indicates formability, and have excellent effective hardened layer depths. . Comparative samples Nos. 7 to 9 have a high Al% of 0.006 to 0.030%, so they have poor hardenability, a shallow effective carburized layer depth, and poor base material properties. Comparative sample No. 10 has a too high O% of 0.0585%, so the elongation of the base material properties is poor. No.11 and 12 are C
Because the value of %×O% exceeds 176×10 -6 ,
Surface flaws occurred on the slab. As explained above, the low carbon hot rolled steel sheet for carburizing produced according to the present invention has good surface properties, and
It has both good base material properties and carburizing and hardenability.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
第１図は連続鋳造鋳片の表面気泡の発生におよ
ぼす溶鋼中のＣ％とＯ％の影響を示す図である。
第２図は鋼中のAl％と浸炭焼入れしたときの有
効硬化深さの関係を示す図である。第３図は溶鋼
中のAl％とＯ％の関係を示す図である。
FIG. 1 is a diagram showing the influence of C% and O% in molten steel on the generation of surface bubbles in continuously cast slabs.
FIG. 2 is a diagram showing the relationship between Al% in steel and effective hardening depth when carburized and quenched. FIG. 3 is a diagram showing the relationship between Al% and O% in molten steel.