JPS5884958A - 熱間圧延用キルド鋼鋳片の製造方法 - Google Patents
熱間圧延用キルド鋼鋳片の製造方法Info
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- JPS5884958A JPS5884958A JP18094281A JP18094281A JPS5884958A JP S5884958 A JPS5884958 A JP S5884958A JP 18094281 A JP18094281 A JP 18094281A JP 18094281 A JP18094281 A JP 18094281A JP S5884958 A JPS5884958 A JP S5884958A
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- Japan
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- steel
- hot rolling
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- cracks
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は連続鋳造によシ製造された鋳片を熱間圧延して
高張力鋼材を製造する方法に関するもので、特に本発明
法は鋳片の表面疵に発生する割れ疵を防止するためにな
されたものである。
高張力鋼材を製造する方法に関するもので、特に本発明
法は鋳片の表面疵に発生する割れ疵を防止するためにな
されたものである。
ラインパイプ用鋼板、厚肉鋼板７条鋼などで圧延ままあ
るいは熱処理で高強度、高靭性が要求される鋼は、一般
に含Ｎｂ、及び含Ｎｂ−Ｖ鋼が主流であシ、その理由は
■圧延ままでも高強度が得られ、■圧延工程及び熱処理
工程での作業条件を適宜選ぶことにより強度および靭性
が共に向上するからである。
るいは熱処理で高強度、高靭性が要求される鋼は、一般
に含Ｎｂ、及び含Ｎｂ−Ｖ鋼が主流であシ、その理由は
■圧延ままでも高強度が得られ、■圧延工程及び熱処理
工程での作業条件を適宜選ぶことにより強度および靭性
が共に向上するからである。
ここで含Ｎｂ鋼、含Ｎｂ−Ｖ鋼の強度向上メカニズムは
、ＮｂＣＮ、 ＮｂＣ，ＶＣＮ、 Ｖ３Ｎ、等のＣａｒ
ｂｏｎ −Ｎｉｔｒｉｄｅの析出物によることが卸られ
ている。
、ＮｂＣＮ、 ＮｂＣ，ＶＣＮ、 Ｖ３Ｎ、等のＣａｒ
ｂｏｎ −Ｎｉｔｒｉｄｅの析出物によることが卸られ
ている。
含Ｎｂ 、含Ｎｂ−Ｖ鋼はこのような長所を持っている
にもかかわらず鋳片に表面割れ疵が発生しやすいという
大きな欠点を持っている。
にもかかわらず鋳片に表面割れ疵が発生しやすいという
大きな欠点を持っている。
現在どこの製鉄所も従来の造塊−分塊法よシも製造コス
トの安い連続鋳造法へと操業形態を変えようとしている
。しかしながら含Ｎｂ鋼、含Ｎｂ−Ｖ鋼を連続鋳造法で
製造する場合造塊法に比して、鋳片に表面割れ疵が発生
しやすく、疵の手入除去に大きな費用が必要であり、疵
の程度がひどい場合は手入除去が困難となり、実用性の
ある鋳片を製造することが不可能となシ、連鋳法の鋼種
拡大や連鋳比率の向上を妨げる大きな要因となっている
。
トの安い連続鋳造法へと操業形態を変えようとしている
。しかしながら含Ｎｂ鋼、含Ｎｂ−Ｖ鋼を連続鋳造法で
製造する場合造塊法に比して、鋳片に表面割れ疵が発生
しやすく、疵の手入除去に大きな費用が必要であり、疵
の程度がひどい場合は手入除去が困難となり、実用性の
ある鋳片を製造することが不可能となシ、連鋳法の鋼種
拡大や連鋳比率の向上を妨げる大きな要因となっている
。
連続鋳造機におけるこれらの原因として、■高温域にお
ける熱歪み、■ロールアライメント不良による歪あるい
は曲シ、■湾曲型連鋳機による曲げおよび曲げもどしに
よる外部応力等が考えら（る。これらの割れ発生メカニ
ズムとしてオーステナイト粒界にＮｂＮＣ，ＶＮＣ等が
析出し粒界析出物を核とするボイドが発生し、この時上
記条件が付加されることによシボイドが助長され連結を
とり、このボイドが旧オーステナイト粒界に沿って割れ
ることによシ粒界割れである、ヒビ割れが発生するもの
と考えられる。
ける熱歪み、■ロールアライメント不良による歪あるい
は曲シ、■湾曲型連鋳機による曲げおよび曲げもどしに
よる外部応力等が考えら（る。これらの割れ発生メカニ
ズムとしてオーステナイト粒界にＮｂＮＣ，ＶＮＣ等が
析出し粒界析出物を核とするボイドが発生し、この時上
記条件が付加されることによシボイドが助長され連結を
とり、このボイドが旧オーステナイト粒界に沿って割れ
ることによシ粒界割れである、ヒビ割れが発生するもの
と考えられる。
これらの説明の一部として含Ｎｂ、含Ｎｂ−Ｖ等のグリ
−プル試験結果を第１図に示す。これはＡζ。
−プル試験結果を第１図に示す。これはＡζ。
温度直下で最低の絞シ値を示し、特定温度域で脆化して
いることを示すものである。この原因はフェライト、オ
ーステナイトの二相共存域以下に温度が低下すると窒化
物の析出が急激に加速され、しかもオーステナイト粒界
に選択的に析出することによるものと考えられる。これ
に上記条件が付加されることにより窒化物の存在により
、オーステナイト粒界の変形態が低く絞シ値が急激に低
下し割れに進展するものとみられる。
いることを示すものである。この原因はフェライト、オ
ーステナイトの二相共存域以下に温度が低下すると窒化
物の析出が急激に加速され、しかもオーステナイト粒界
に選択的に析出することによるものと考えられる。これ
に上記条件が付加されることにより窒化物の存在により
、オーステナイト粒界の変形態が低く絞シ値が急激に低
下し割れに進展するものとみられる。
以上の説明よシ特定の温度域にて絞シ値が急激に低下す
る脆化温度域が存在することが判明し、ヒビ割れの原因
を説明することができる。実用化されている連鋳機はこ
の脆化温度域にて曲げ及び曲げ矯正が行なわれておシ、
シたがってヒビ割れを発生させる条件下にて外部応力を
あたえる操業法となっている。
る脆化温度域が存在することが判明し、ヒビ割れの原因
を説明することができる。実用化されている連鋳機はこ
の脆化温度域にて曲げ及び曲げ矯正が行なわれておシ、
シたがってヒビ割れを発生させる条件下にて外部応力を
あたえる操業法となっている。
最近では、この脆化温度域を回避する操業方法として、
二次冷却水量の変更や割れ疵防止方法とし・て特開昭５
３−１−２３３２５号奈報に記載されている微量Ｔｉ添
加等があるが、完全に解決されていない。
二次冷却水量の変更や割れ疵防止方法とし・て特開昭５
３−１−２３３２５号奈報に記載されている微量Ｔｉ添
加等があるが、完全に解決されていない。
即ち特開昭５３−１２３３２５号ではＮ％−０，２９（
ＴｉＬ）の量を−０，００２〜０．００６と規定してお
シ、その理由としてＮの含有量に対し含有量が過剰にな
るとＴｉｃ、が析出し母材、溶接部の靭性を阻害すると
いうものである。しかしこの技術思想の範囲内であって
も表面割れは軽減されても皆無とはならないし、また（
Ｎ）過剰になると表面割れは悪化し良鋳片は得られなく
なる。
ＴｉＬ）の量を−０，００２〜０．００６と規定してお
シ、その理由としてＮの含有量に対し含有量が過剰にな
るとＴｉｃ、が析出し母材、溶接部の靭性を阻害すると
いうものである。しかしこの技術思想の範囲内であって
も表面割れは軽減されても皆無とはならないし、また（
Ｎ）過剰になると表面割れは悪化し良鋳片は得られなく
なる。
そこで本発明は多くの実験例牟、ら解析した結果、これ
とは全く反対に従来忌避された過剰Ｔｉである領域の中
で成る特定の範囲、即ちＴｉくｏ、ｏ４％でかつＴｉチ
ー３．４ＮｔＩ６）０．００６なる関係を満足すること
によシ表面割れ疵を皆無とすることを見出したのである
。
とは全く反対に従来忌避された過剰Ｔｉである領域の中
で成る特定の範囲、即ちＴｉくｏ、ｏ４％でかつＴｉチ
ー３．４ＮｔＩ６）０．００６なる関係を満足すること
によシ表面割れ疵を皆無とすることを見出したのである
。
表面割れ疵の主因は窒化物であることから、この窒化物
を析出させない方法としては、■鋼中Ｎの皆無、■Ｎｉ
下げて残部ＮをＮとの親和力の強いＴｉにょ＃） Ｔｉ
Ｎとして完全に固定しＦｒｅｅ（Ｎ〕＝ ０とすること
によシ窒化物の析出を防止する方法がある。■の方法は
現在の製造技術上困難であるため、■の方法を採用°し
た。第２図および第３図（シー１）表示のとと（Ｆｒｅ
ｅ（Ｎ〕＝ Ｑとすることによシ脆化温度域を減少させ
るだけでなく絞り値も向上させておシ、このＦｒｅｅ（
Ｎ） ＝ ０の技術思想ともよく合致しておシ、また現
場実験においても脆化温度域内外にてストランドを変え
て確性を行なった結果、第４図に示す如く脆化域温度内
外で差は全く認められず両ストランド共表面疵は皆無で
あった。
を析出させない方法としては、■鋼中Ｎの皆無、■Ｎｉ
下げて残部ＮをＮとの親和力の強いＴｉにょ＃） Ｔｉ
Ｎとして完全に固定しＦｒｅｅ（Ｎ〕＝ ０とすること
によシ窒化物の析出を防止する方法がある。■の方法は
現在の製造技術上困難であるため、■の方法を採用°し
た。第２図および第３図（シー１）表示のとと（Ｆｒｅ
ｅ（Ｎ〕＝ Ｑとすることによシ脆化温度域を減少させ
るだけでなく絞り値も向上させておシ、このＦｒｅｅ（
Ｎ） ＝ ０の技術思想ともよく合致しておシ、また現
場実験においても脆化温度域内外にてストランドを変え
て確性を行なった結果、第４図に示す如く脆化域温度内
外で差は全く認められず両ストランド共表面疵は皆無で
あった。
本発明のポイントであるＴｉ％−３，４Ｎ％） ０．０
０６なる関係式が得られる理由は、第２図、第３図およ
び第５図よシＴｉ％−３，４Ｎ％が０〜０．００６の範
囲では、ＴｉやＮのバラツキ（含分折機器の誤差）等に
よシ表面疵の発生やグリ−プル試験結果においても絞シ
値の低下があり、安定した鋳片表面品位を得ることは困
難である。従って安定製造を行なう上からもＴｉ％−３
，４Ｎ％）０．００６とした。
０６なる関係式が得られる理由は、第２図、第３図およ
び第５図よシＴｉ％−３，４Ｎ％が０〜０．００６の範
囲では、ＴｉやＮのバラツキ（含分折機器の誤差）等に
よシ表面疵の発生やグリ−プル試験結果においても絞シ
値の低下があり、安定した鋳片表面品位を得ることは困
難である。従って安定製造を行なう上からもＴｉ％−３
，４Ｎ％）０．００６とした。
次に成分範囲の限定理由について詳細に説明する。
本発明の鋼はラインパイプ用鋼板（ＡＰＩ 、ＡＳＴＭ
。
。
ＢＳ （Ｂ５３６０６ ）ｔ ＤＩＮ （ＤＩＮ１７
１７２）等の規格〕、厚肉鋼板（ＪＩＳＧ３２１１．Ｊ
ＩＳＧ３１４１等の規格）９条鋼（ＪＩＳＧ３５０３．
ＪＩ８Ｇ４０５１等の規格）等があシ、鋼板の強度およ
び靭性確保の必要性カニらＮｂ、Ｖ、Ｎｂ−Ｖを添加す
る鋼種であシＮｂ、Ｖ、Ｎｂ−Ｖ等による連鋳鋳片の表
面疵防止対策上からである。
１７２）等の規格〕、厚肉鋼板（ＪＩＳＧ３２１１．Ｊ
ＩＳＧ３１４１等の規格）９条鋼（ＪＩＳＧ３５０３．
ＪＩ８Ｇ４０５１等の規格）等があシ、鋼板の強度およ
び靭性確保の必要性カニらＮｂ、Ｖ、Ｎｂ−Ｖを添加す
る鋼種であシＮｂ、Ｖ、Ｎｂ−Ｖ等による連鋳鋳片の表
面疵防止対策上からである。
Ｃ、Ｓｉ、 Ｐ 、 Ｓ 、 ｋｌ等は上記規格を満
足する上限を用いた。Ｍｎは２．０チを超すと溶接部の
靭性を劣化させるため２．０１Ｔｈ上限値とした。Ｎは
０．０１Ｓを超すと溶接待溶接部靭性向上のため溶接ワ
イヤーを取替ることよシ靭性対策として０．０１ ％を
上限値とした。最も重要なＴｉの添加量は、０．０５ｓ
ｆ：超えるとＴｉＣ系の成分となシ、低温靭性を大きく
阻害するため、０．０４％を上限値とした。また前述の
ごとく、Ｆｒｅｅ（Ｎ） ＝ Ｏ即ちＴｉ％−３，４Ｎ
チ〉０の関係を満足することによシ表面疵の防止に有効
であるが、鋼中内の均一混合性、分析機器の誤差等によ
シバラツキが大きいためＴｉチ、−３，４Ｎ％）０．０
０’６とした。
足する上限を用いた。Ｍｎは２．０チを超すと溶接部の
靭性を劣化させるため２．０１Ｔｈ上限値とした。Ｎは
０．０１Ｓを超すと溶接待溶接部靭性向上のため溶接ワ
イヤーを取替ることよシ靭性対策として０．０１ ％を
上限値とした。最も重要なＴｉの添加量は、０．０５ｓ
ｆ：超えるとＴｉＣ系の成分となシ、低温靭性を大きく
阻害するため、０．０４％を上限値とした。また前述の
ごとく、Ｆｒｅｅ（Ｎ） ＝ Ｏ即ちＴｉ％−３，４Ｎ
チ〉０の関係を満足することによシ表面疵の防止に有効
であるが、鋼中内の均一混合性、分析機器の誤差等によ
シバラツキが大きいためＴｉチ、−３，４Ｎ％）０．０
０’６とした。
これらの説明として第２図、第３図および第４図よ多成
分的にＦｒｅｅ（Ｎ） ＝ ０であるにもかかわらず絞
シ値が低下したシする。また本発明法の原理ともいえる
Ｆｒｅｅ（Ｎ〕＝ Ｏとし窒化物の析出を防止すること
が必須条件であシ、これを満足すること壕な、本発明に
おいては、上記に示した発明の鋼成分に更にＭｏを０．
５０％以下含有させることもできる。Ｍｏの添加量は０
．５０を超えると母材、溶接部靭性悪影響をおよぼすた
め０．５０ ％を上限値とした。ＭＯによる鋳片表面割
れ防止効果の向上は期待できないのであるが、Ｔｉによ
る前述の防止効。
分的にＦｒｅｅ（Ｎ） ＝ ０であるにもかかわらず絞
シ値が低下したシする。また本発明法の原理ともいえる
Ｆｒｅｅ（Ｎ〕＝ Ｏとし窒化物の析出を防止すること
が必須条件であシ、これを満足すること壕な、本発明に
おいては、上記に示した発明の鋼成分に更にＭｏを０．
５０％以下含有させることもできる。Ｍｏの添加量は０
．５０を超えると母材、溶接部靭性悪影響をおよぼすた
め０．５０ ％を上限値とした。ＭＯによる鋳片表面割
れ防止効果の向上は期待できないのであるが、Ｔｉによ
る前述の防止効。
果を何ら妨げるものではないので、強度向上のため添加
しても本発明の特性を損うものではない。
しても本発明の特性を損うものではない。
さらに本発明においては基本と４る発明に加えテ、Ｎｉ
＜５． Ｏｓ、 Ｃｕ＜： １．０％、ＣａＯ，０００
５〜ｏ、 ｏ ａ ｓを含有させる。Ｎｉ、Ｃｕは強度
や靭性を向上させるものであり、多過ぎると母材及び溶
接部の靭性を劣化させるためそれぞれの上限ｆＮｒ ５
．Ｑ 。
＜５． Ｏｓ、 Ｃｕ＜： １．０％、ＣａＯ，０００
５〜ｏ、 ｏ ａ ｓを含有させる。Ｎｉ、Ｃｕは強度
や靭性を向上させるものであり、多過ぎると母材及び溶
接部の靭性を劣化させるためそれぞれの上限ｆＮｒ ５
．Ｑ 。
Ｃｕ １． Ｏとした。Ｃａはサルファイドを変成する
ことが知られているが、０．０００５％未満では効果が
なく、下限をｏ、 ｏ ｏ ｏ ｓ％とした。また多過
ぎるとＣａ ｏｘｉｄｅが大量に生成し大型介在物とな
シ、清浄度を著しく損うためこのため０．０３ ％ ｔ
”上限とり、た。
ことが知られているが、０．０００５％未満では効果が
なく、下限をｏ、 ｏ ｏ ｏ ｓ％とした。また多過
ぎるとＣａ ｏｘｉｄｅが大量に生成し大型介在物とな
シ、清浄度を著しく損うためこのため０．０３ ％ ｔ
”上限とり、た。
さらにまた本発明においては基本の発明に加えて、”＜
５．０ ｆｂ ｔ ”＜１．０ ％ 、 Ｃｒ＜１、Ｏ
Ｓ、Ｗく１．０チからなるＡ群の元素の１種または２種
類以上を含有させるかあるいはＲＢＭＯ，ＯＯＯ５〜０
．０３％、 Ｃａ０．０００５〜０．０３ Ｔｏ、 Ｚ
ｒ＜０．１０ ｓ、 Ｈｆく０．０１チからなるＢ群の
元素の１種または２種類以上のうちＡ！ＦＦまたはＢ群
を含有させたものである。Ａ群は強興、伸び、靭性を向
上させる元素であるが、多過ぎると母材、溶接部の靭性
を劣化させるためそれぞれの上限ｔＮｉ５．０％、Ｃｒ
１．Ｏ％。
５．０ ｆｂ ｔ ”＜１．０ ％ 、 Ｃｒ＜１、Ｏ
Ｓ、Ｗく１．０チからなるＡ群の元素の１種または２種
類以上を含有させるかあるいはＲＢＭＯ，ＯＯＯ５〜０
．０３％、 Ｃａ０．０００５〜０．０３ Ｔｏ、 Ｚ
ｒ＜０．１０ ｓ、 Ｈｆく０．０１チからなるＢ群の
元素の１種または２種類以上のうちＡ！ＦＦまたはＢ群
を含有させたものである。Ａ群は強興、伸び、靭性を向
上させる元素であるが、多過ぎると母材、溶接部の靭性
を劣化させるためそれぞれの上限ｔＮｉ５．０％、Ｃｒ
１．Ｏ％。
Ｃｕ １． ＯＴｏ ＊ Ｗ”、０％とする。
ＲＥＭ、 Ｃａ、 Ｚｒ、 Ｈｆはサル７７（ドを変ｉ
ｆることで知られているが、ＲＥＭｏ、０００５％未満
であると効果がなく下限を０．０００５％とした。
ｆることで知られているが、ＲＥＭｏ、０００５％未満
であると効果がなく下限を０．０００５％とした。
また多過ぎるとＲＥＭサルファイドが大型化するばかシ
でな（、ＲＥＭ ｏｘｉｄｅが大量に生成し大型介在物
となシ清浄度を著しく損うことになる。このためＲＪＭ
の添加量の上限を０．０３ ％とした。同様にＣａの範
囲も０．００５〜０．０３ ％、またＺｒ、 Ｈｆは０
．１０チ以下とする。
でな（、ＲＥＭ ｏｘｉｄｅが大量に生成し大型介在物
となシ清浄度を著しく損うことになる。このためＲＪＭ
の添加量の上限を０．０３ ％とした。同様にＣａの範
囲も０．００５〜０．０３ ％、またＺｒ、 Ｈｆは０
．１０チ以下とする。
以上に述べたように本発明によれば連続鋳造時に表面割
れのない鋳片を得ることができる。
れのない鋳片を得ることができる。
第５ 図ＫＴｉ％−３，４Ｎ ％’：２０．００６ テ
（Ｄ表面疵発生状況を示すが、この範囲内であれば表面
疵がほとんど生じないことがわかる。
（Ｄ表面疵発生状況を示すが、この範囲内であれば表面
疵がほとんど生じないことがわかる。
第１図は各種鋼のグリ−プル試験結果を示す図表、第２
図および第３図は本発明と従来法によって得た鋼のグリ
−プル試験結果を示す図表、第４図は鋳片温度とヒビ割
れ個数の関係を示す図表、第５図はＴｉ−３，４Ｎの範
囲の変化による表面疵発生状況を示す図表である。 特許出願人代理人 弁理士矢葺知之 （ほか１名） 第１図 瓜駿温戊（０ｃ） 第２図 試融Ａ ＆ （”Ｃ） 第３図 請１騎温／ｉ（°ｃ）
図および第３図は本発明と従来法によって得た鋼のグリ
−プル試験結果を示す図表、第４図は鋳片温度とヒビ割
れ個数の関係を示す図表、第５図はＴｉ−３，４Ｎの範
囲の変化による表面疵発生状況を示す図表である。 特許出願人代理人 弁理士矢葺知之 （ほか１名） 第１図 瓜駿温戊（０ｃ） 第２図 試融Ａ ＆ （”Ｃ） 第３図 請１騎温／ｉ（°ｃ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃく０．６％１８ｉく０．７５％９Ｍｎく２０％、Ｐく
０．０４％、Ｓく０．０５％、 Ａｔ＜０．０９％、Ｎ
＜０．０１％、Ｔｉく０．０４％にＮｂ Ｏ，０１〜０
．１０％。 Ｖ ０．０２〜０．１５％の１種または２種を含有させ
、さらに必要に応じてＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｃｒ、
Ｗ。 Ｚｎ、 ＲＥＭ、 Ｈｆの１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなシ、かつ０．０
５く２（Ｎｂ％）＋（７％）＜０．２２．および１１％
−３，４Ｎ％）０．００６の関係を満足する鋼を連続鋳
造機で鋳片とすることを特徴とする熱間圧延用キルド鋼
鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18094281A JPS5884958A (ja) | 1981-11-13 | 1981-11-13 | 熱間圧延用キルド鋼鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18094281A JPS5884958A (ja) | 1981-11-13 | 1981-11-13 | 熱間圧延用キルド鋼鋳片の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5884958A true JPS5884958A (ja) | 1983-05-21 |
Family
ID=16091966
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18094281A Pending JPS5884958A (ja) | 1981-11-13 | 1981-11-13 | 熱間圧延用キルド鋼鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5884958A (ja) |
Cited By (11)
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| JPS61204352A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
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-
1981
- 1981-11-13 JP JP18094281A patent/JPS5884958A/ja active Pending
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