(57)【要約】【課題】ホットチャージ圧延において、再加熱のコストを低位に抑えながら表面割れの少ない鋼片を製造できる鋼片の製造方法を提供する。【解決手段】連続鋳造により製造した鋳片を鋳造したまま室温まで冷却することなく再加熱し、その後圧延して鋼片を得るホットチャージ圧延プロセスにおいて、前記鋳片の温度が８００℃の状態から前記鋳片を加熱炉に装入するまでの間の鋳片表面の平均冷却速度が０．０２〜０．２℃／ｓであり、かつ前記鋳片の鋳片表面温度がＡｒ1超（Ａｒ1＋Ａｒ3×２）／３以下の状態で前記鋳片を加熱炉に装入後、圧延する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
連続鋳造により製造した鋳片を鋳造したまま室温まで冷却することなく再加熱し、その後圧延して鋼片を得るホットチャージ圧延プロセスにおいて、前記鋳片の温度が８００℃の状態から前記鋳片を加熱炉に装入するまでの間の鋳片表面の平均冷却速度が０．０２〜０．２℃／ｓであり、かつ前記鋳片の鋳片表面温度Ｔ（℃）が以下の式（ａ）を満たす状態で前記鋳片を加熱炉に装入後、圧延することを特徴とする鋼片の製造方法。
Ａｒ1＜Ｔ≦（Ａｒ1＋Ａｒ3×２）／３      （ａ）
ここで、Ａｒ3、Ａｒ1は、平均粒径が１ｍｍ以上のオーステナイト組織を前記鋳片表面の平均冷却速度で降温した際に、フェライトの析出が始まる温度および終了する温度をそれぞれ表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に、再加熱のコストを低位に抑えながら表面割れの少ない鋼片を製造するための鋼片の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、コストや環境調和の観点から、連続鋳造法により鋳造した鋳片を冷却した後、室温近くまで冷却することなく引き続き加熱炉内に装入し、加熱された鋳片を圧延してビレット等の鋼片を製造する、いわゆるホットチャージ圧延の技術が重要視されている。しかし、一般的に連続鋳造により鋳造した後の金属学的組織は非常に粗いため、かかる状態で圧延に供した場合、結晶粒界を起点とした割れの発生、あるいは割れの進展を引き起こしやすいことが知られている。
【０００３】
このため、連続鋳造から加熱炉へ装入までの間に鋳片表層の組織をフェライトやパーライト、ベイナイト、マルテンサイトといった組織に変態させ、しかる後に加熱炉に装入することで再加熱してオーステナイト組織を微細化させ、圧延時の割れの発生、あるいは割れの進展を抑制する、いわゆる３次冷却の適正な実施方法が種々検討されている。
【０００４】
例えば、特許文献１には、鋳片の表面をマルテンサイト変態終了点（Ｍf点）以下の温度まで１０〜３００℃／ｓという比較的大きな速度で冷却する方法が提案されている。また、特許文献２には、鋳片の表面を冷却する冷却速度を４〜６℃／ｍｉｎとし、加熱炉へ装入する前の鋳片の表面温度を４５０〜６７０℃の範囲に冷却する方法が提案されている。さらに特許文献３には、冷却床における鋳片の配列ピッチを２００〜１２００ｍｍの範囲とし、前記冷却床に載置した鋳片を所定の吹きつけ角および風速により冷却ファンで冷却し、鋳片が加熱炉に装入される際の加熱炉装入温度が４５０〜６７０℃となるように冷却する方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第３４５３９９０号公報
【特許文献２】特許第５４７３２５９号公報
【特許文献３】特許第５４１９３９４号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】邦武立郎: 熱処理, 43, p. 100 (2003)
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に示される方法では、鋳片の表面全体を均一に冷却することが困難であるという難点がある。さらに、特にＣを０．５質量％以上含むような鋼種の場合にはＭf点は非常に低い温度になるため、このような鋼種では焼き割れの懸念が大きい。
【０００８】
また、特許文献２および３に示される方法では、４５０〜６７０℃という目標値の金属学的意味は十分に示されておらず、多品種を同一の製造装置で製造する場合における成分と最適条件との相関は何ら知り得ることができない。さらに、上記のような比較的小さな速度で鋳片の表層を冷却した場合、鋳片の表層だけでなく鋳片の内部まで冷却される。その結果、その後再加熱時における加熱コストが多くかかるため、ホットチャージ圧延のメリットを十分に活かすことができない。
【０００９】
ビレット等の鋼片の表面割れは圧延前の表層の金属組織と密接な関係がある。すなわち、ホットチャージ圧延における割れ抑制のためには鋳片表層の鋳造まま組織の変態挙動の把握が重要であるが、これは鋼成分に大きく依存することが広く知られている。さらに、過度な冷却はその後の加熱コストや環境調和の観点から望ましくない。すなわち、冷却目標温度はその後の加熱コストや環境調和の観点から、冷却目標温度は一律に設定されるべきではなく、鋼成分に応じて示されることが望ましい。
【００１０】
本発明は前述の問題点を鑑み、ホットチャージ圧延において、再加熱のコストを低位に抑えながら表面割れの少ない鋼片を製造できる鋼片の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、ホットチャージ圧延において表面割れの少ない鋼片を製造する方法において、加熱炉装入前後の鋳片表層組織の変態挙動について鋭意検討し、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。
【００１２】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、
（１）連続鋳造により製造した鋳片を鋳造したまま室温まで冷却することなく再加熱し、その後圧延して鋼片を得るホットチャージ圧延プロセスにおいて、前記鋳片の温度が８００℃の状態から前記鋳片を加熱炉に装入するまでの間の鋳片表面の平均冷却速度が０．０２〜０．２℃／ｓであり、かつ前記鋳片の鋳片表面温度Ｔ（℃）が以下の式（ａ）を満たす状態で前記鋳片を加熱炉に装入後、圧延することを特徴とする鋼片の製造方法。
Ａｒ1＜Ｔ≦（Ａｒ1＋Ａｒ3×２）／３      （ａ）
ここで、Ａｒ3、Ａｒ1は、平均粒径が１ｍｍ以上のオーステナイト組織を前記鋳片表面の平均冷却速度で降温した際に、フェライトの析出が始まる温度および終了する温度をそれぞれ表す。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、ホットチャージ圧延において、再加熱のコストを低位に抑えながら表面割れの少ない鋼片を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】冷却到達温度とフェライト＋パーライトの面積率との関係を示す図である。
【図２】粗粒のマルテンサイトを含む組織の例を示す写真である。
【図３】微粒のフェライトおよびパーライトを多く含む組織の例を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明で知見した新たな金属学的効果について説明する。以下の説明で、鋳片表面温度とは、鋳片各面の温度のうち最も高い温度を表すものとし、また、鋳片表面の平均冷却速度とは最も温度が高い面における平均冷却速度を表すものとする。
【００１６】
鋳片を室温まで冷却し、その後加熱炉に装入、圧延に供するコールドチャージ圧延と比較して、ホットチャージ圧延では、一般的に表面割れが発生しやすい。その理由としては、鋳造時に生成された粗大なオーステナイト粒がそのまま残存していることが挙げられる。すなわち、鋳片の表層を十分冷却し、表層の組織を完全にフェライトやパーライト、ベイナイト、マルテンサイトといった組織に変態させることが必要であり、特に変態組織がフェライト−パーライトとなる０．２℃／ｓ以下といった比較的小さい冷却速度においては、オーステナイトの変態が終わる温度以下、すなわちＡｒ1以下まで下げる必要があることが一般的に知られている。
【００１７】
Ａｒ1は冷却速度に依存する値であり、変態点記録測定装置（フォーマスター試験機）等を用いて調査することができる。なお、以下の説明では、Ａｒ1は断りのない限り鋳片のような粗大オーステナイト粒を前組織とした場合のフェライト変態完了温度を示すものとする。また、フェライト変態開始温度を示すＡｒ3についても、粗大オーステナイト粒を前組織とした場合のフェライト変態開始温度を示すものとする。つまり、Ａｒ3、Ａｒ1は、平均粒径が１ｍｍ以上のオーステナイト組織を鋳片表面の平均冷却速度で降温した際に、フェライトの析出が始まる温度および終了する温度をそれぞれ表す。
【００１８】
なお、Ａｒ1の評価方法には、「現場用  機械構造用鋼材料データ・シート集」（新日本鋳鍛造協会）等のデータブックを参照する方法も考えられる。しかし、これらに記載されたＡｒ1は平均粒径が１００μｍ未満といった微細なオーステナイト粒を前組織とした測定に基づく場合が多く、鋳造後の鋳片に含まれるような粗大なオーステナイト粒を前組織とする場合にはそのまま適用することはできない。
【００１９】
本発明者らが鋳造後の一般的な平均冷却速度である０．０２〜０．２℃／ｓの範囲で連続冷却試験を実施した結果、平均粒径が１〜４ｍｍのオーステナイト組織を前組織とした場合、平均粒径が０．０５〜０．２ｍｍのオーステナイト組織を前組織とした場合と比較してＡｒ1は１０〜２５℃低くなる傾向が認められた。これは、フェライトの析出がまずオーステナイト粒界から開始し、その後結晶粒内にて反応を開始するという段階を経て終了するためであり、元組織の粒径が細かいほど一定体積中に結晶粒界が多くなり、早く変態が完了する。
【００２０】
生産性の観点からは鋳造速度は大きい方が有利であり、鋳造速度が高くなるほど鋳片表面温度が高くなる傾向にある。つまり、鋳片表面温度が高くなると、鋳片表面をＡｒ1まで冷却するために必要な時間も長くなるため、加熱炉装入前に鋳片の滞留を招き、望ましくない。この問題を解決するため本発明者らは鋭意検討し、鋳片表面温度をＡｒ1以下まで下げなくとも加熱後組織を微細化しうる、すなわち圧延による鋼片表層の割れ発生を抑制できることを見出した。
【００２１】
以下に、鋳片表面温度をＡｒ1以下まで下げなくとも加熱後組織を微細化しうる理由を説明する。
Ａｒ1は冷却中のフェライト変態完了温度であり、平衡状態においてオーステナイトが不安定となる最高温度（Ａｅ1）とは異なる。これは、反応の進行のためには駆動力が必要であり、化学的に安定であっても未反応状態あるいは反応進行中であることが起こりえるためである。ゆえに、一般的にはＡｒ1＜Ａｅ1の関係が成立する。
【００２２】
本発明者らは、加熱炉装入直後の鋳片表層組織の変態挙動に着目し、検討を行った。その結果、鋳片表面においてフェライト変態が進行している場合、加熱炉に装入後、鋳片が冷却から加熱に転じても、しばらくの間はオーステナイトからのフェライト変態が持続していることが判明した。それだけでなく、結晶粒内においてもフェライト変態が比較的迅速に進行していることを解明した。この詳細なメカニズムは検討中であるが、既に反応の駆動力が確保された状態で温度が上昇することにより原子の移動が促進され、反応速度が増大し、粒界のみならず粒内においても同時多発的にフェライト変態が進行するためであると推定される。
【００２３】
そこで、この効果を十分得るための最適条件を解明するため、変態点記録測定装置（フォーマスター試験機）を用いたモデル実験を実施した。以下の表１に示す鋼組成を持つサンプルを１３８０℃まで加熱し、平均粒径が２ｍｍ以上のオーステナイト組織とした後、０．１℃／ｓで連続的に冷却し、試料体積変動からＡｒ3、Ａｒ1をそれぞれ読み取った。
【００２４】
【表１】
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【００２５】
次に、同じく１３８０℃まで加熱したサンプルを０．１℃／ｓの冷却速度でＡｒ1、Ａｒ3、およびこれらの数値を用いて（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）、（ｅ）、（ｆ）式でそれぞれ示されるＴ1、Ｔ2、Ｔ3、Ｔ4、Ｔ5まで冷却した後、Ａｅ1まで１℃／ｓで昇温し、到達後速やかにヘリウムガス気流中で室温まで急冷した。
Ｔ1＝（Ａｒ1×５＋Ａｒ3）／６              （ｂ）
Ｔ2＝（Ａｒ1×２＋Ａｒ3）／３              （ｃ）
Ｔ3＝（Ａｒ1＋Ａｒ3）／２                  （ｄ）
Ｔ4＝（Ａｒ1＋Ａｒ3×２）／３              （ｅ）
Ｔ5＝（Ａｒ1＋Ａｒ3×５）／６              （ｆ）
【００２６】
ここで、Ａｅ1を実験的に求めることは困難であり、従来から各種の経験式が提案されている。本実験においては、適用例の多い非特許文献１に提示されている以下の（ｇ）式で表されるＡｃ1をＡｅ1と同じとみなし、Ａｃ1を用いることとした。
Ａｃ1＝（１５Ｓｉ＋２Ｍｎ＋１８Ｃｒ＋２６Ｍｏ）−（３３Ｃ＋１７Ｃｕ＋１４Ｎｉ）＋７２７（℃）          （ｇ）
Ａｒ1、Ａｒ3、Ｔ1、Ｔ2、Ｔ3、Ｔ4、Ｔ5およびＡｅ1の各温度は以下の表２に示す。
【００２７】
【表２】
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【００２８】
ヘリウムガスで急冷したサンプルの断面をナイタール液で腐食し、色調およびマイクロビッカース硬度計を用いてフェライト、パーライト、および急冷前に未変態であったオーステナイトに起因するマルテンサイトを判定した。サンプル断面にマルテンサイトが確認された観察例を図２に示し、マルテンサイトが観察されない、すなわち、オーステナイトからのフェライト変態が完了していたと考えられる観察例を図３に示す。さらに、０．１℃／ｓの平均冷却速度での冷却到達温度（Ａｒ1、Ａｒ3、Ｔ1、Ｔ2、Ｔ3、Ｔ4、Ｔ5）と、観察視野内におけるＡｅ1まで復熱後の急冷組織中のフェライトとパーライトの面積率の合計（％）との関係を図１に示す。
【００２９】
冷却到達温度がＴ2以下の場合、図３に示すような組織でいずれも視野内にマルテンサイトは観察されなかった。また、冷却到達温度がＴ3、Ｔ4の場合においても、フェライトとパーライトの面積率の合計がそれぞれ約９６％、約８６％と十分大きかった。マルテンサイト部分は急冷前に粗大なオーステナイトの一部であったと考えられるが、既に大部分がフェライト変態を完了していることから、当該部分が未変態のまま残った場合においても再加熱中に起こるオーステナイト変態（逆変態）およびオーステナイト粒成長により粗大粒を呈することはないと推定される。
【００３０】
以上の実験結果から、鋳片表面の平均冷却速度が比較的小さい（例えば０．０２〜０．２℃／ｓ）加熱炉装入前の鋳片の冷却において、鋳片表面温度を上記（ｅ）式によるＴ4以下とすることで、変態〜逆変態の効果により鋳片の表層の組織を微細化することができると考えられる。
【００３１】
冷却到達温度（鋳片表面温度）を上記温度（Ｔ4）以下とすることにより、ホットチャージ圧延前にオーステナイト組織を微細化し、鋼片割れを低位に抑制することができる。しかし、過剰な冷却は操業時間や加熱炉コストの増大を招き望ましくない。特に、冷却到達温度をＡｒ1以下にしても、圧延前のオーステナイト組織の微細化には全く寄与しないばかりか、変態に要する潜熱までも加熱負荷に上乗せされることになり、望ましくない。よって、冷却到達温度（鋳片表面温度）Ｔは（ａ）式で表される範囲とする。
Ａｒ1＜Ｔ≦（Ａｒ1＋Ａｒ3×２）／３        （ａ）
【００３２】
また、鋼片圧延前の加熱到達温度は、通常の圧延前加熱操業に用いられる領域において概ね適用することが可能であるが、１２８０℃を超えると、ＡｌＮ、ＴｉＮなどの再加熱時のオーステナイト粗大化を抑制する効果を有する析出物が固溶し、オーステナイト結晶粒の粗大化が促進される。そのため、組織を微細化した効果を最大限得るためには、加熱時の鋳片表面温度は１２８０℃以下であることが望ましい。さらに望ましくは１２００℃以下である。また、加熱到達温度が１０３０℃未満であると結晶粒は極めて微細に保たれるものの、圧延負荷の増大を招き、設備上の問題を発生させるため、１０３０℃以上であることが望ましい。さらに望ましくは１０６０℃以上である。
【００３３】
加熱前の鋳片の冷却方法としては、スプレーノズルを用いてミストを噴射する方法、気流を用いる方法、特別な冷却設備を備えず放冷する方法のいずれも有効である。さらに、これらを組み合わせて冷却する方法でも構わない。なお、連続鋳造機の出側における温度が既に上記（ａ）式の範囲にある場合は、そのまま加熱炉に装入しても良い。さらに、面内および面間における温度のバラツキを低減するため、冷却ラインにおいて例えば鋳片を回転させることが有効である。しかし、平均冷却速度が０．０２〜０．２℃／ｓと比較的小さいため、もともと面内や面間での温度バラツキは生じにくく、鋳片をライン上に静置して搬送するタイプのラインでも効果を得ることができる。
【実施例】
【００３４】
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本実施例で示すデータは単に本発明を適用した事例の一例を示したものであり、これにより本発明の適用範囲が限定されるものではない。
【００３５】
（第１の試験）
転炉−ＬＦプロセスにて表３に示す組成の溶鋼を溶製し、曲率半径が１２．０ｍの湾曲型連鋳機において、２２０ｍｍ×２５６ｍｍのサイズの鋳片を鋳造した。このときの鋳造速度は１．０〜１．６ｍ／ｍｉｎであった。ガス切断機にて鋳片を切断後、ミスト冷却ノズルを両側に備えた鋳片搬送ライン上に搬送した。そして、この搬送ライン上で鋳片を冷却後、加熱炉に装入した。搬送中の鋳片の温度については、連続鋳造機出側から非接触式高温計により各面内の５か所の平均値を連続測定し、平均冷却速度および加熱炉装入前の冷却到達温度を算出した。なお、これらの代表値は４面それぞれに得られた値のうち最も大きいものとした。加熱炉装入後、炉内で１０５０〜１２２０℃の範囲で６０〜８１ｍｉｎ加熱し、１６２ｍｍ×１６２ｍｍサイズの鋼片（ビレット）に圧延した。
【００３６】
また、変態点記録測定装置（フォーマスター試験機）を用いて０．０２℃／ｓ、０．１℃／ｓ、０．２℃／ｓの各平均冷却速度における成分Ａ〜ＣのＡｒ3およびＡｒ1を以下に示す方法で測定した。
【００３７】
得られた鋳片の１／４厚み部より３ｍｍφ×１０ｍｍ長さの試験片を切り出し、これらを変態点記録測定装置内で加熱し、平均粒径１ｍｍ以上のオーステナイト組織とした後、３通りの平均冷却速度で組織がフェライト−パーライト組織になるまで冷却し、温度−体積収縮曲線を得た。この温度−体積収縮曲線からＡｒ3およびＡｒ1を接線法により図形的に求めた。これらの値も併せて表３に示す。
【００３８】
【表３】
2020062670.tif 000005
【００３９】
得られた鋼片の表面割れを目視観察し、割れ指数を評価した。ここで、コーナーとはビレットの角から２０ｍｍの範囲で、面はそれ以外の範囲を表す。また、割れ指数とは、ビレットに発生した割れ長さを面部あるいはコーナー部ごとに足し合わせ、該ビレット長さの４倍で除した数値である。鋳片温度が８００℃から加熱炉装入に至るまでの平均冷却速度と併せて調査結果を表４に示す。なお、最も高い温度を有する鋳片面は水準により異なったが、８００℃から加熱炉への装入に至るまで各面の温度が逆転することはなかったため、当該面の測定結果のみ示している。
【００４０】
【表４】
2020062670.tif 000006
【００４１】
発明例１〜１４では、式（ａ）の条件を満たしていたため、いずれも割れが発生していないビレットが得られた。一方、比較例１５〜２５は、いずれも冷却到達温度（加熱炉装入時の鋳片表面温度）が式（ａ）に示す範囲を超えたものであり、得られたビレットにおいて、いずれも面又はコーナーあるいはその両方に割れが確認された。
【００４２】
（第２の試験）
第１の試験と同様に、表３のＡに示す成分系を有する試験材を用いて、冷却到達温度を種々に変え、加熱炉装入後、炉内で１１００〜１１２０℃の範囲で６０〜７０ｍｉｎ加熱する試験を行い、要した燃料原単位の比較を行った。なお、各水準で使用した鋳片数は少なくとも４４本であり、ビレット圧延に際し、割れはいずれも発生しなかった。結果を表５に示す。ここで、燃料原単位指数とは、発明例３１において、鋳片の加熱に用いた鋳片１トン当たりの熱量を１００として表した数値である。なお、鋳片の加熱に用いた熱量は、可燃性ガスの燃焼熱と流量から計算により求めた。
【００４３】
【表５】
2020062670.tif 000007
【００４４】
発明例３１〜３４は冷却到達温度がＡｒ1に相当する６２０℃より大きい温度であり、燃料原単位は良好な値を示した。一方、参考例３５〜３７は、冷却到達温度が６２０℃以下であったため、発明例と比較して燃料原単位は大きく劣位となり、加熱コストが増大した。
【図１】
2020062670.tif 000008
【図２】
2020062670.tif 000009
【図３】
2020062670.tif 000010