JPS5852443B2 - 熱間圧延における鋼片表面割れ抑制方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はアルミキルド、アルミセミキルドまたはアルミ
・シリコンキルド鋼等一般建築素材、造船用、機械構造
用鋼、線材等に供されるＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素
鋼ないしはＮｂ、Ｖを含有するラインパイプ用、もしく
は油井管用素材等の鋼種において、造塊もしくは連続鋳
造直後の鋼片をただちに熱間圧延を行なう（以下直送圧
延と称する）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称する）プロセスにおいて、熱間
圧延時の鋼片の割れを抑制する方法に関するものである
。

従来の鉄鋼材料製造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−ｚ −Ｓ−分塊圧延 →口□０爾９ヨー” ｒ−熱間圧延 ■連続鋳造−巨□□□ｆｆ１−［ＥＥｌ−熱間圧延 ■ないし■の工程を経ていた。

しかしながら、近年製造工程の省略化による生産性の向
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、■ないしは■の工程から旧印をつけた精整工
程と加熱工程とを省略するプロセスとして、前述の直送
圧延ないしは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。

かような新プロセスへの移行のためには製品材質の保証
がなされるのは当然であるが、加うる鋼片表面割れの生
成防止策の開発が必須となる。

本発明者らは本プロセス開発のために長年無欠陥鋼塊な
いしは無欠陥鋳片の製造法に関する検討と熱間圧延時の
割れ防止策の研究開発に努力を積み重ねてきた結果、以
下の諸点を明らかにした。

すなわち、従来の冷片を再加熱圧延し、ざらに冷片にし
て疵取りを行なった後再加熱−圧延を施すプロセスにお
いては、冷却−加熱のくり返し熱処理により鋳造組織の
破砕、凝固時の粒界への偏析・析出の軽減、オーステナ
イト粒の微細化に加えて、熱間加工性に有害な働きをす
るＳ、Ｐ、０等の元素が硫化物、リン化物、ならびに酸
化物として粒内に固定される。

従ってアルミキルド、アルミシリコンキルド鋼等一般構
造用鋼に供されているＳｉ、Ｍｎを主成分とする炭素鋼
、ないしは含Ｎｂ、■鋼においても、従来の再加熱・圧
延プロセスにおいては熱間加工時の割れ疵はほとんど問
題視されない程疵発生は軽微であった。

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諸
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以下に述べるような量にまで制限し
ておくか、あるいは、析出物の析出特性を制御すること
が肝要である。

本発明で対象とするような５１−Ｍｎ鋼においては、Ｐ
を０．０２φ以下、Ｓを０．０１多以下さらにはＯ（酸
素）をｏ、ｏｏｉφ以下に抑えることにより、熱間加工
性は大巾に改善されるが、安価な鋼種において脱硫とか
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熱間加工性に有害な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抑制法を開発した。

以下に本発明の内容を詳述する。

第１には連続鋳造した鋳片あるいは造塊した鋼塊の直送
圧延（第１図■）、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履歴ならびに加工履歴
を模式図的に示した。

直送圧延ならびにホットチャージ圧延では、旧来の再加
熱・圧延プロセス（第１図■）と違い鋼片を室温まで冷
やすことなく、熱間圧延ないしは加熱炉に装入して後圧
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過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あるいは鋼
片エッヂ部に耳割れが発生しそれに引き続く連続圧延中
に割れが拡大し製品流として残存し、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ことが多々ある。

特にｐ、Ｓ、ｏ。Ｎ、Ａ６等をある量販上に含有した鋼
においては、直送圧延ないしはホットチャージ圧延に際
して最初の数パス圧延を１１４０〜９００℃温度域で行
なった場合には鋼片の表面割れが顕著になる。

この新プロセスにおける熱間圧延時の割れ機構について
は後述するシミュレーション実験法等を用いて研究を重
ねてきた結果、以下の諸点が明確になった。

すなわち、溶融−凝固一冷却時に（ＦｅＭｎ）Ｓ、（Ｆ
ｅ、Ｍｎ）０．＃Ｎ等がデンドライト界面ないしはオー
ステナイト粒界面に析出した場合熱間圧延等によりある
値以上の引張応力が負荷されると割れが生成する。

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
面をもつ試験片を−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（５０ｍｉｎ／
５ｅｃ）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
間圧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２図に示
すようにシミュレーション実験法により１３００〜９０
０℃の温度域での断面収縮率が６０咎以上を示す鋼にお
いては、直送圧延ないしはホットチャージ圧延時に表面
割れ発生頻度が非常に少なくなる。

逆に断面収縮率６０φ未満になると表面割れが多発する
傾向にある。

従って熱間加工性はシミュレーション実験において、１
３００〜９００℃温度域で断面収縮率の最小値が６０φ
を超えるかどうかで判断しうろことになる。

サラにここで述べたシミュレーション法を用い、溶融−
凝固一冷却時の粒界析出特性を調べた結果の一例を第３
図に示す。

この図は大気炉溶製の０．１３％Ｃ−０，２％５ｉ−０
，４％Ｍｎ−０，０２１％Ｐ−０．０１７φＳ（いずれ
も重量φ）の鋼を用い、−たん再溶融した後、２０℃／
ｓｅｅの冷起速度で凝固−冷却させ各温度で焼入れ、オ
ーステナイト粒界に析出した準安定な（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓ
ならびに（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｏ析出物の析出開始温度ならび
にそれらの準安定な析出物が球状化、粗大化開始する温
度・時間曲線を示したものである。

なおここで（ＦｅｙＭｎ）Ｓと書いたのはＦｅとＭｎと
Ｓよりなる複合析出物を意味する。

これらの析出物の析出挙動と熱間加工性とは非常に密接
に関連しており、たとえば第３図中の０曲線に沿うよう
な熱履歴のもとに１１４０〜９００℃温度域で直接加工
を施した場合には熱間加工性も著しく悪く（表面割れ感
受性大）、さらにシミュレーション実験における１１４
０〜９００℃温度域の断面収縮率の値も６０％以下とな
り、激しい場合には１０咎に満たないものもある。

他方、第３図中の■曲線に沿うような熱履歴のものとに
、１１４０〜９００℃温度域で直接加工を施しても熱間
加工性は非常に良好（表面割れ感受性は小）で、さらに
シミュレーション実験における１１４０〜９００℃温度
域の断面収縮率の値も６０φ以上の値を示している。

従って熱間加工性を向上させる一つの方法として、溶融
−凝固一冷却時にデンドライトまたはオーステナイト粒
界面に析出する準安定な硫化物ないしは酸化物あるいは
その複合析出物を球状化、粗大化させることにある。

さらにこれらの有害な準安定出物とマトリックスとの界
面にはしばしばリンの存在も認められている。

また、他の熱間加工性を阻害する析出物としてＡｅＮ等
の窒化物が挙げられる。

しかしながら、ＡｅＮの析出温度域は通常上述した硫化
物、酸化物ないしはその複合析出温度域より低く、１０
００〜Ａｒ３ （Ａｒ３はオーステナイト→フェライト
変態開始温度）温度域である。

以下に直送圧延ならびにホットチャージ圧延プロセスに
おいて、有害な析出物を無害化させることにより鋼片割
れを抑制する方法について述べる。

その方法は溶融−凝固に引き続く冷却過程で−たんＡｒ
１点（オーステナイト→フェライト＋セメンタイト反応
開始温度）直下まで冷却した後再加熱して圧延を施す方
法である。

この場合に、必ずしもＡｒ１点を切らなくとも効果が期
待されるが、熱間加工性をより確保する観点からはＡｒ
１点以下に下げることにより変態が完全に完了し、その
後の再加熱によりオーステナイト粒の細粒化も達成され
るので非常に好ましい方法と云える。

本発明法はＳｉ Ｍｎを主成分とする炭素鋼において
、特に脱硫とか脱リンとかいう精錬処理を施さない低廉
な鋼種に適用しうるもので、例えばＰが０．０２％以上
、Ｍｎ／Ｓ比が４０以下あるいはそれらに加えてＡｅが
０．０４％以上含まれている鋼種の直送圧延ならびにホ
ットチャージ圧延に非常に有効な方法である。

第３図に示した例は熱間加工性に有害な準安定析出物、
（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓ。

（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｏ，あるいはその複合析出物の析出曲線
とそれらの析出物の球状化、粗大化開始曲線を示してい
るが、この曲線は基本成分系によりいく分ずれる可能性
はあるが、基本的にはその傾向は変らない。

なお、Ａ、６ Ｎの粒界析出も熱間加工性に著しく悪影
響を及ぼすが、本発明法にのつとつて熱間圧延すること
によりその有害性は極微に抑えうろことが判った。

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 １ ＣＯ，１６宏Ｓｉ ０．０３％、 Ｍｎ Ｏ，８１％、
ＰＯ，０２４％、８０．０２０％、Ａｅｏ、０６％（
いずれも重量パーセント）の組成を有する連鋳々片より
小型試片（ｌＱｍｔｎφ）を準備し既述したシミュレー
ション実験を行なった。

試片を１４５０℃で−たん溶融した後、２０℃／ｓｅｃ
で５５０℃まで冷却した後、１２００℃まで再加熱後再
び２０℃／ｓｅｃで冷却途中所定温度で引張変形（歪速
度５ ／ ｓｅｃ ）を行なった場合の変形温度に対す
る断面収縮率の変化を示したのが第４図中の０曲線であ
る。

また−たん７５０℃まで冷却した後１２００℃まで再加
熱後、所定の温度で引張変形を行なった結果が第４図中
の■曲線である。

なお、この鋼のＡｒ１変態温度は６４０℃である。

これらの結果から明らかなように、Ａｒｌ変態温度以下
に−たん冷却した後再加熱を行なうと熱間加工性は著し
く向上し、直送圧延もしくはホットチャージ圧延に際し
ても割れの心配がなくなる。

しかしながら、溶融−凝固後の冷却の上限温度がＡｒ、
を下らない場合には、熱間加工性の向上の期待がもてな
い結果となっている。

なお１本底分鋼の連鋳片を鋳片浅層部温度が１０００℃
になった時点で直接熱間圧延を施した場合には面割れ、
および側面割れが著しく、後工程での熱間圧延は中止し
た。

実施例 ２ ＣＯ，１３％、 Ｓ ｉ ０．２％、Ｍｎ ０．４％、
Ｐｏ、０２１宏Ｓ０．０１６宏Ａｆｆｌ ０．０６係（
いずれも重量パーセント）の組成を有する鋼を真空溶解
炉で溶製しく２５ｋｇ）、鋳型（上部１３５ｍｍ角、下
部１４５關角、高さ１８０ｍｍ）に鋳込んだ直後大気中
にとり出し、鋳型抜きを行ない熱間圧延を施した。

第５図には、その際の鋼塊表面温度の推移を示す。

型抜き完了までに６分要し、鋼塊中心部まで凝固が完了
していたことを別途確認している。

第６図には本発明法と比較例の加工・熱履歴を模式図的
に示した。

また第１表には結果を示す。溶融−凝固に引き続く冷却
過程で直接１１５０〜１０００℃の温度域で熱間圧延を
施した比較例の場合には鋼片表面割れが著しい。

それに対して冷却途中Ａｒ１点直下まで冷却した後再加
熱圧延を椎＊＊すと、鋼片表面割れが著しく抑制されて
いる。

実施例 ３ ＣＯ，０５２１％、 Ｓ ｉＯ，１５％、Ｍｎ ０．８
５％。

Ｐｏ、０２４係、Ｓｏ、０１８饅、ＡｌＯ，０４宏Ｎｂ
０．０４宏Ｖ０．０３咎（いずれも重量パアセント）の
組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製しく２５ゆ）、鋳型
（上部１３５醋角、下部１４５間角、高さ１８０ｍｍ）
に鋳込んだ直後大気中にとり出し鋳型抜きを行ない熱間
圧延を推した。

その際の鋼塊表面温度推移は第５図と同じである。

第６図■に示すような熱履歴のもとに５５０℃（Ａｒ１
＝６４０℃）まで冷却後１１５０℃に再加熱し、ただち
に熱間圧延（連続４パス圧延、各パス１５咎の圧下率）
を施したが鋼片表面割れ疵は殆んど発生しなかった。

実施例 ４ Ｃ０，２５％、 Ｓｉ Ｏ，２’％、Ｍｎ ０．９％、
Ｐｏ、０１７％、 Ｓ Ｏ，０１８％、 Ａｇ ｏ、ｏ
３％、 Ｔｉ Ｏ，０１５％（いずれも重量パーセン
ト）の組成を有する鋼を真空解炉で溶製しく２５ｋｇ）
、鋳型（上部１３５７ｎ流角、下部１４５朋角、高さ１
８０ｍｍ）に鋳込んだ直後大気中にとり出し鋳型抜きを
行ない熱間圧延を施した。

その際の鋼塊表面温度推移は第５図と同じである。

第６図■に示すような熱履歴のもとに４５０’Ｃ（Ａｒ
、＝５２０℃）まで冷却後、１１００℃に再加熱しただ
ちに熱間圧延（連続４パス圧延、各パス１５係圧下率）
を施したが鋼片表面割れ疵は殆んど発生しなかった。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種の製造プロセスの模式図、第２図はシミュ
レーション実験結果と直送圧延時の鋼片表面割れの相関
を示す図、第３図は準安定および球状析出物の析出曲線
、第４図は断面収縮率と変形温度の関係を示す図表、第
５図は鋼塊表面温度の推移を示す図表、第６図は各種加
工熱処理の模式図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延におい
   て、溶融・凝固に引き続く冷却過程で鋼片を一旦Ａｒ１
   点直下まで冷却した後、再加熱し圧延を施すことを特徴
   とする熱間圧延における鋼片表面割れ抑制方法。