(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０.００３〜０．１０％、Ｃｒ：５．０％以下、Ｍｏ：０．３〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００３〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、厚さが２００ｍｍ以上の鋳片に連続鋳造した後、この鋳片を分塊圧延して低合金鋼の鋼片を製造する方法であって、
分塊圧延の前に、加熱炉を用いて、前記鋳片を加熱し、１２５０〜１３５０℃に少なくとも１時間以上保持することを特徴とする低合金鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、連続鋳造を経て得られる鋳片を分塊圧延して内部品質に優れた低合金鋼の鋼片を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
低合金鋼の製造において、連続鋳造を経て得た断面矩形の鋳片を分塊圧延して鋼片（ビレット）に成形すると、超音波探傷検査で欠陥が検出される場合がある。この欠陥は、主に鋼片の中心部分で発生する。鋼片の中心部は鋳片の中心部に対応し、この鋳片中心部では、鋳造の際に中心偏析が発生し、それに伴って粗大な析出物が生成することが多い。このような中心偏析や析出物の存在が分塊圧延後に検出される欠陥の起源となっている。
【０００３】
低合金鋼を製造する際、鋳造を経た鋳片は、Ｎｂなどの合金成分の偏析に起因して、ＮｂＣなどの粗大な炭化物が析出する場合がある。このような粗大な炭化物の存在は、鋳片の局部的な硬化を生ずるため、製造過程の熱間鍛造加工（分塊圧延）の際に、割れの発生など加工性の劣化を招くおそれがある。
【０００４】
特許文献１には、Ｎｂを含有する低合金耐熱鋼の製造方法が開示されている。同文献では、Ｎｂ含有低合金鋼部品を製造する際、鍛造を含む加工工程に生じる割れの発生を予防するため、晶出したＮｂＣの少なくとも一部をソーキングによりマトリックス中に固溶させ、ついで鍛造および必要な機械加工を施すとき、晶出したＮｂＣの６０％以上を固溶させ、固溶進行率を式によって推定して、加熱温度・時間を決定することにより、ソーキングを効率よく行えるとしている。
【０００５】
また、特許文献２には、肌焼鋼材および表面硬化部品、並びにその製造方法が開示されている。同文献に開示される技術は、１０５０℃での表面硬化処理時の粗粒化がなく熱処理歪の少ない高強度・高靭性の表面硬化部品、およびその素材となる被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材、並びにその表面硬化部品の製造方法を提供するものであり、合金の組成と鋼中のＴｉ炭硫化物の最大径および清浄度を制限するとともに、鋼中の粗大な複合炭窒化物中のＮｂを固溶させるため、表面硬化処理に先立つ熱間鍛造時の加熱温度を１１５０℃以上としている。
【０００６】
上記の特許文献１および特許文献２に記載の従来技術は、Ｎｂ含有低合金鋼を製造する過程において、鋳造時の冷却過程で生成する粗大なＮｂ系析出物を固溶あるいは再析出によって無害化するものである。しかし、これらの従来技術では、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼の厚肉鋳片を連続鋳造した後、分塊圧延して鋼片とする際、鋼片中心部に発生する割れを抑制することは困難であった。ここで、鋼片中心部の割れとは超音波探傷検査で欠陥と判定されるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−１３１７９３号公報
【特許文献２】特開平１１−１９９９６９号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】K.INOUE、他４名、「Calculation of Phase Equilibria between Austenite and （Nb，Ti，V）（C，N） in Microalloyed Steels」、ISIJ International、社団法人日本鉄鋼協会、第４１巻（２００１）、第２号、ｐ．１７５−１８２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記した高炭素含有ＣｒＭｏ低合金鋼で鋼片中心部に発生する割れは、後述するようにＭｏ炭化物に起因する。そこで本発明は、連続鋳造鋳片を分塊圧延し、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼の鋼片を製造する際に、鋼片中心部に発生する割れを防止し、内部品質の良好な鋼片を製造できる低合金鋼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】
【００１０】
本発明者らは、対象とする高炭素含有のＣｒＭｏ低合金鋼において、特に超音波探傷検査で欠陥の検出率が高いことから、対象鋼の厚肉鋳片中心部に形成する析出物に注目し、鋭意検討を重ねた。その結果、超音波探傷検査による欠陥（疵）の発生傾向は、Ｍｏ炭化物の形成と対応することを見出した。そして、鋼片の超音波探傷検査での欠陥検出抑制には、鋳片を分塊圧延する前段階で、加熱炉内の加熱条件として少なくとも一旦１２５０℃×１ｈｒの保持を行い、これにより鋳片中心部のＭｏ炭化物を消失させて疵を抑制するのが最も有効であることを知見した。本発明はこの知見に基づくものである。
【００１１】
以下に、高炭素含有ＣｒＭｏ低合金鋼の鋼片における欠陥発生の原因を究明し、その欠陥を防止するに至った経緯を詳細に説明する。
【００１２】
Ｉ．鋳片圧延後の鋼片調査
低合金鋼の連続鋳造鋳片を分塊圧延して鋼片とした後、この鋼片の超音波探傷検査を行うが、特に高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼での疵検出率が高かったため、この鋼片を調査したところ、次のことがわかった。
【００１３】
（１）鋼片の疵や欠陥の発生は、鋼材の組成に依存しており、Ｃが０．４５質量％以上の高Ｃで、かつＭｏが０．３質量％以上の高Ｍｏを含有するＣｒＭｏ低合金鋼に限られる。また、この合金鋼の成分には炭窒化物形成元素のＮｂ、Ｔｉ、Ｖが含まれる。組成として、Ｃが０．３％未満、またはＭｏが０．３％未満の鋼では、超音波探傷検査の欠陥検出頻度が低く、問題にならない。
【００１４】
（２）超音波探傷検査による欠陥検出部位は鋼片の中心部である。これは分塊圧延前の連続鋳造鋳片では、厚さ中心部分に対応する。
【００１５】
（３）鋼片の厚さ中心部分では、硬さの異なる組織が層状に重なっており、各層は鋼片圧延方向に沿って延びている。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によって鋼片内の元素濃度分布を調査した結果、硬い層には、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃなどの硬化作用を有する元素が偏析している。
【００１６】
（４）鋼片の中心部の欠陥は、硬い層に沿って延びている場合が多い。
【００１７】
II．連続鋳造鋳片の調査
分塊圧延に至る前の連続鋳造したままの鋳片について、光学顕微鏡を用いて組織観察を行い、さらに走査型電子顕微鏡を用いて偏析部と析出物の分析を行ったところ、次のことがわかった。
【００１８】
（１）鋳片中心部には凝固収縮に伴ったポロシティ（気孔）が分布する。高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼では、特にその鋳片中心部のポロシティに炭化物が固着している状態が多く観察される。
【００１９】
（２）鋳片中心部のミクロ偏析部位では、主要な溶質であるＣｒ、Ｍｏの濃化が生じ、その濃化の程度は、Ｃｒの場合で平均組成の２倍以上、Ｍｏの場合では平均組成の４倍以上に達する。こうした鋳片中心部のミクロ偏析部位内では、長さ数１０μｍの大きさの炭化物が形成している。
【００２０】
III．欠陥発生原因の推定
以上の調査の結果、鋳片を分塊圧延した後に超音波探傷検査で検出される鋼片の欠陥の発生原因は次のように推定される。
【００２１】
（１）鋼片の欠陥は、主に凝固キャビティを起点とした割れである。ここで、凝固キャビティとはポロシティが集積したものを指す。
【００２２】
（２）連続鋳造鋳片の中心部は、最終凝固位置にあたるため、凝固収縮および析出物生成による体積変化によって凝固キャビティが生じる。
【００２３】
（３）連続鋳造鋳片の中心部では、中心偏析およびミクロ偏析が重畳することから、溶質元素が濃化して大きな偏析を生ずる。特にＭｏ、Ｃｒ、Ｃなどの硬化作用を有する溶質元素の偏析が生じやすい。
【００２４】
（４）上記偏析元素はいずれも硬質であるため、偏析によって鋳片内で層状の硬さムラが生じる。また、それらの溶質元素の濃化が最も顕著な最終凝固部位（鋳片中心部）では、炭化物が析出しこれが粗大化しやすい。粗大な炭化物析出物は硬質であり、硬さムラを更に助長する。最終凝固部位で生じる粗大炭化物は、連続鋳造鋳片の冷却過程で偏析部位に生じていることが多く観察され、凝固キャビティの周囲に固着している場合が多い。
【００２５】
（５）したがって、超音波探傷検査で検出される鋼片の欠陥は、偏析層および晶出する粗大な炭化物析出物が凝固収縮によって生じる凝固キャビティと固着することにより、分塊圧延の際に、そのキャビティを起点とした割れが進行して拡大したものである。
【００２６】
IV．析出物とミクロ偏析の詳細解析
上記の通り、超音波探傷検査で検出される欠陥は高炭素含有ＣｒＭｏ低合金鋼でのみ顕著に発生する。このことから、鋳片中心部の析出物について、Ｃが０．４５％以上の高Ｃ鋼を対象とし、Ｍｏが０．３％未満の低Ｍｏ成分の通常の低合金鋼と、Ｍｏが０．３％以上の高Ｍｏ成分の本発明で対象とする低合金鋼とで、詳細な比較検討を行った。具体的には、厚さが３００ｍｍの鋳片の厚さ中心部より試料採取し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によるミクロ観察、およびエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）を用いた析出物の組成分析を行った。その結果、以下のことが判明した。
【００２７】
（１）鋳片中心部の析出物は硫化物、窒化物、炭化物等数種の組成のものが存在する。炭化物はＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏを含有する複合炭化物であるが、特に、Ｍｏ含有量の高いＭｏ系とＮｂ含有量の高いＮｂ系の二種が確認できた。図１に、これら二種の炭化物（１、２と番号付与）の組成を原子数含有比率で示す。
【００２８】
図１は、鋳片中心部に析出する炭化物中の元素組成を原子数含有比率で表す模式図であり、炭化物中に含まれる全原子数を１としたときの各元素の原子数の比率を示している。同図中、炭化物１はＭｏ系炭化物であり、主要な構成元素であるＭｏとＣの他に、原子数含有比率０．０５程度のＶおよび微量のＮｂが共存している。炭化物２はＮｂ系炭化物であり、主要な構成元素であるＮｂとＣの他に、原子数含有比率０．１０程度のＴｉおよび微量のＶ、Ｍｏが共存している。なお、図１中でＣの下に白帯で表される「その他の元素」は、炭化物に固溶するＮ、Ｃｒ、Ｆｅである。
【００２９】
（２）Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％未満の低Ｍｏ成分の低合金鋼、すなわち通常の低合金鋼は、Ｎｂ系炭化物である炭化物２のみが観察される。一方、Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％以上の高Ｍｏ成分の低合金鋼、すなわち本発明で対象とする低合金鋼は、Ｎｂ系炭化物である炭化物２の他、Ｍｏ系炭化物である炭化物１が観察されるのが特徴的である。
【００３０】
もっとも、本発明で対象とする低合金鋼であっても、鋳片中心部以外、例えば厚さ１／４位置部ではＭｏ系炭化物である炭化物１は観察されない。通常の低合金鋼でも、部位によらずＭｏ系炭化物は観察されない。一方、Ｍｏ系炭化物が生じるのは、Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％以上の高Ｍｏ成分の本発明で対象とする低合金鋼であり、しかも、連続鋳造鋳片の中心部分に限られることがわかった。
【００３１】
（３）Ｍｏ系炭化物が観察される鋳片中心部は、鋳片を圧延した鋼片の超音波探傷検査の欠陥検出部位に対応する。
【００３２】
（４）鋳片中心部のポロシティまたはポロシティが集積した凝固キャビティに固着する炭化物は、観察結果によればＭｏ系炭化物である場合が多い。
【００３３】
Ｖ．析出物組成の熱力学解析
上記のような複合析出物の形成過程について熱力学データに基づいて検討を加えた結果、以下のことが判明した。なお、熱力学データとは、鋼を構成する溶質元素全ての多元系成分について、鋼と析出物を含めた相の安定性（自由エネルギー）を検討するためのパラメータのことであり、主な熱力学データは、純物質の自由エネルギー記述式と溶質元素間の相互作用パラメータである。
【００３４】
（１）鋳片のミクロ偏析部で生じる析出物は、ｆｃｃ構造を有するＭＸ型析出物であり、Ｍの構成元素をＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏとし、Ｘの構成元素をＣ、Ｎとする複合炭窒化物、すなわち化学式の一般系（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）で表される複合炭窒化物である。
【００３５】
（２）上記複合炭窒化物は、その組成から３種類に分類される。第１分類はＴｉとＮを主成分とするＴｉ系窒化物であり、第２分類はＮｂとＣを主成分としＴｉを一部含有するＮｂ系炭化物である。そして第３分類はＭｏとＣを主成分としＶを一部含有するＭｏ系炭化物である。
【００３６】
Ｔｉ系窒化物とＮｂ系炭化物は、低合金鋼ではごく一般に観察されるものであるが、Ｍｏ系炭化物は、Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％以上の高Ｍｏを含有する低合金鋼を連続鋳造した鋳片の中心部分にのみ存在する。
【００３７】
本発明での対象鋼を含めＮｂとＴｉが添加された低合金鋼では、材料の強度向上のため通常５μｍ以下のＴｉＮ、ＮｂＣの微細析出が期待されている。しかし、低合金鋼の製造工程では厚肉の鋳片に連続鋳造するため、中心偏析部でさらにミクロ偏析する二段偏析（一旦濃化したものが、もう一度濃化して偏析する現象）が助長されることが避けられない。
【００３８】
特に、Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％以上の高Ｍｏを含有する低合金鋼において、通常の鋼組成では生じ得ないＭｏ系の炭化物が析出した原因は、Ｍｏ、Ｃの各溶質濃度が二段偏析によって高められるためと推定される。
【００３９】
（３）非特許文献１には、低合金鋼中のオーステナイト相と（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）系複合化合物の間の相平衡の計算方法が述べられており、析出物内の熱力学データが記述されている。一般に、この計算方法によれば、鋼組成に対してある温度での安定な析出物組成を計算することができる。
【００４０】
ところが、非特許文献１にはＭｏ系炭化物の記述がないため、同文献に記載の方法のままではＭｏ系炭化物の生成を計算することができない。そこで、Ｍｏ系炭化物の生成を計算するには以下の前提を必要とする。
【００４１】
前提１．熱力学データの精度向上
相平衡の計算には、（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）で表されるＭＸ型複合炭窒化物の熱力学パラメータが必要となる。そこで、他の文献データからＭｏと他の溶質間の熱力学パラメータを求め、このパラメータで非特許文献１に記載されている（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）の熱力学パラメータを補完した。
【００４２】
前提２．偏析濃度の想定
ＭｏＣ相の析出は、Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％以上の高Ｍｏを含有する低合金鋼の平均組成を用いた計算では予測されない。そこで、マクロ偏析の濃化残液相がさらにミクロ偏析する二段偏析による濃化を想定した組成での検討を行ったところ、ＭｏＣ相の析出が予測された。
【００４３】
上記前提１、２のもとで、非特許文献１に記載の計算方法により、鋳片中心部の偏析部組成を有するオーステナイト相と（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）系複合化合物との間の平衡計算に基づき、偏析した鋼組成に対して安定な析出物組成を温度ごとに算出した。図２に、計算状態図を用いて予測した炭化物組成の結果を示す。
【００４４】
図２は、鋼の偏析組成と平衡する炭化物組成の原子数含有比率と温度の関係を示す図である。同図から、次のことがわかる。安定な炭化物組成は温度によって変化する。ここで、概ね８５０℃より低温側の安定組成は、ＭｏとＣを主体として原子数含有比率０．０５程度のＶが共存するＭｏ系炭化物である。また、１１５０℃より高温側の安定組成は、ＮｂとＣを主体として原子数含有比率０．１０程度のＴｉが共存するＮｂ系炭化物である。なお、図２中でＣの下に白帯で表される「その他の元素」は、炭化物に固溶するＮ、Ｃｒ、Ｆｅである。
【００４５】
したがって、「IV．析出物とミクロ偏析の詳細解析」で述べた、Ｃが０．４５％以上の高ＣでＭｏが０．３％以上の高Ｍｏ成分の低合金鋼、すなわち本発明が対象とする低合金鋼でのみ観察される炭化物１は、８５０℃より低温で安定なＭｏ系炭化物であり、炭化物２は１１００℃より高温で安定なＮｂ系炭化物であることが判明した。
【００４６】
以上の検討結果から、本発明での対象鋼の高Ｃ含有ＣｒＭｏ合金鋼では、鋳片段階で中心偏析等に伴って生成するＭｏ系炭化物の存在が超音波探傷検査の欠陥検出の原因であることがわかった。また、炭化物の安定組成は、温度の上昇に伴い、Ｍｏ系炭化物からＮｂ系炭化物へ変化することもわかった。そこで、鋳片中のＭｏ系炭化物を消失させ無害化する鋳片の加熱条件を検討することとした。
【００４７】
VI．Ｍｏ系炭化物の消失条件
Ｍｏ系炭化物の消失温度条件を把握するため、小型ラボ実験により直接観察実験を行った。
【００４８】
実験では、最大径が１０μｍを超える粗大なＭｏ系炭化物を含む中心偏析部を有し、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼の鋳片を準備した。この鋳片の中心偏析部から、厚さ３ｍｍ×外径８ｍｍの円板状の試片を採取し、この表面を研磨したものを試料とした。実験装置には、加熱可能なイメージ炉を有する共焦点型レーザー顕微鏡を用いた。実験手順として、アルミナ坩堝内に試料を入れ、これをＡｒガス雰囲気に置換したイメージ炉内で、昇温速度６０℃／ｍｉｎで設定温度まで加熱し、次いで設定温度に達してから１０ｍｉｎ保持し、その後降温速度６℃／ｍｉｎで室温まで冷却し、試料の組織を直接観察した。その際、炉内の設定温度を種々変更した。観察結果を表１に示す。
【００４９】
【表１】
0005630392.tif 000002
【００５０】
表１に示す結果から、以下のことが判明した。
（１）加熱温度９５０℃に保持する場合、Ｍｏ系およびＮｂ系の粗大炭化物は、そのまま残存した。
【００５１】
（２）加熱温度１１００℃に保持する場合、Ｍｏ系の粗大炭化物は、一旦分解するが冷却過程で再析出した。分解前の炭化物サイズが１０μｍ以上であるのに対し、再析出したＭｏ系炭化物のサイズは１μｍ以下と微細であった。ただし、Ｍｏ系の微細炭化物が再析出する領域では、局所的に硬度が増し、分塊圧延時の割れの要因となりうるため好ましくない。
【００５２】
（３）加熱温度１２５０℃に保持する場合、Ｍｏ系の粗大炭化物は、完全に分解し、冷却過程でも再析出することはなかった。また、Ｍｏ偏析に起因すると考えられる硬化層も消失した。
【００５３】
以上の実験に加え、上記の試験結果から、Ｍｏ系炭化物は、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼の鋳片の表皮以下の深さ１００ｍｍ以上に限り、存在することがわかった。したがって、本発明は、厚さが２００ｍｍ以上の鋳片を対象とする。
【００５４】
厚さが２００ｍｍ以上の鋳片において、上記実験で用いた試料のサイズとの相違により、Ｍｏ系炭化物を消失させるには、少なくとも加熱温度１２５０℃で１時間以上の保持が必要であることもわかった。
【００５５】
本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、下記の低合金鋼の製造方法を要旨としている。
【００５６】
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０.００３〜０．１０％、Ｃｒ：５．０％以下、Ｍｏ：０．３〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００３〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、厚さが２００ｍｍ以上の鋳片に連続鋳造した後、この鋳片を分塊圧延して低合金鋼の鋼片を製造する方法であって、
分塊圧延の前に、加熱炉を用いて、前記鋳片を加熱し、１２５０〜１３５０℃に少なくとも１時間以上保持することを特徴とする低合金鋼の製造方法である。
【発明の効果】
【００５７】
本発明の低合金鋼の製造方法によれば、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼の製造にあたり、連続鋳造した鋳片の分塊圧延時の欠陥発生を抑制し、割れ感受性が低く内部品質の良好な鋼片を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】鋳片中心部に析出する炭化物中の元素組成を原子数含有比率で表す模式図である。
【図２】鋼の偏析組成と平衡する炭化物組成の原子数含有比率と温度の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００５９】
本発明の製造方法および対象となる低合金鋼の化学組成を上記のとおりに定めた理由について詳細に説明する。以下の説明において、「％」は特に断らない限り「質量％」を表す。
【００６０】
Ｃ：０．４５〜０．７％
Ｃは、鋼材に要求される強度を確保する上で必要であり、鋼中の合金成分であるＮｂ等の炭化物を形成する元素である。本発明では、特にＮｂおよびＭｏを含有する低合金の鋳片中心部でＭｏ炭化物を生じるような０．４５％以上のＣを含有する鋼組成を対象とした。一方、その含有量が０．７％を超えると、炭化物晶出量が増して、熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量を０．４５〜０．７％とした。
【００６１】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは鋼の脱酸および焼き入れ性を向上させる元素である。脱酸効果および焼き入れ性を十分得るため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とするのがよい。しかし、その含有量が０．６％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．６％とした。
【００６２】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を向上させ強度を高めるとともに、ＭｎＳを析出させて脆化助長するＳの悪影響を無害化する元素である。これらの効果を得るため、０．２％以上の含有量とするのが望ましい。しかし、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、鋼の靱性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．２〜２．０％とした。
【００６３】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると靱性および加工性に悪影響を及ぼす。また、Ｐは粒界に偏析して焼もどし脆性への感受性を高める性質を有する。したがって、Ｐ含有量はできるだけ少ない方が望ましいが、コストの低減を考慮し、その上限を０．０５％とした。
【００６４】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、上記のＰと同様に、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると靱性および加工性に悪影響を及ぼす。また、Ｓは粒界に偏析して焼もどし脆性への感受性を高める性質を有する。したがって、Ｓ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、過剰な低減はコスト増加を招くことからコスト低減を考慮し、その上限を０．０２％とした。
【００６５】
Ａｌ：０.００３〜０．１０％
Ａｌは脱酸剤として重要な元素である。脱酸効果を十分得るため、Ａｌ含有量を０．００３％以上とするのがよい。一方、０．１０％を超えて含有させると鋼の加工性が損なわれる。したがって、Ａｌ含有量を０.００３〜０．１０％とした。なお、本発明においてＡｌとは「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」のことを意味する。
【００６６】
Ｃｒ：５．０％以下
Ｃｒは添加すると鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。しかし、過剰に添加するとコスト増を招くばかりでなく、Ｃｒ添加量が５．０％を越えると鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量を５．０％以下とした。
【００６７】
Ｍｏ：０．３〜２．０％
Ｍｏは添加すれば焼き入れ性を向上させる元素である。炭素と共に偏析しやすい元素であるため、鋳造する際の鋳片厚中心部ではＭｏ系炭化物を生じる場合もある。本発明では、特に高炭素を含有する低合金鋼の鋳片中心部でＭｏ系炭化物が生じるような０．３％以上のＭｏを含有する鋼組成を対象として定めた。一方、過剰に添加するとコスト増を招くばかりでなく、２．０％以上の添加によって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．３〜２．０％とした。
【００６８】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、微量添加すると結晶粒を微細にする作用があり、材料靭性を高めるうえで重要な元素である。炭化物形成元素であり、ＮｂＣとして微細析出させると母材を強化する。結晶粒微細効果を十分に得るため、添加量を０．００５％以上とするのがよい。一方、炭素と共に偏析しやすい元素であるため、鋳片中心部では、鋳造する際にＮｂＣが数１０μｍ以上に粗大化し有害となる恐れがある。特に、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、鋳片中心部の粗大炭化物形成を助長させる。したがって、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５％とした。
【００６９】
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは添加すると微細な炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。しかし、その含有量が０．０３％を超えると鋼の靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ含有量を０．０３％以下とした。
【００７０】
Ｖ：０．０５〜０．３％
Ｖは添加すると結晶粒を微細にする元素である。結晶粒微細効果を十分に得るため、含有量を０．０５％以上とするのがよい。しかし、含有量が０．３％を超えるとその効果は飽和するうえ、Ｖの多量の添加は材料コストの上昇を招くことになる。したがって、Ｖ含有量を０．０５〜０．３％とした。
【００７１】
Ｎ：０．００３〜０．０１０％
Ｎは、固溶強化元素であるとともに炭窒化物を形成して鋼材の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得るため、含有量を０．００３％とするのがよい。一方、過剰なＮは加工性を低下させることから、上限は０．０１０％とする。したがって、Ｎ含有量を０．００３〜０．０１０％とした。
【００７２】
本発明では、連続鋳造した鋳片は、厚さ（断面矩形の短辺）が２００ｍｍ以上のものを対象とする。超音波探傷で問題となるＭｏ系炭化物の形成はＣおよびＭｏ含有量に依存するが、Ｍｏ系炭化物の析出する部位が、鋳片の表皮以下の深さ１００ｍｍ以上に限られることによる。換言すれば、厚さが２００ｍｍ以下の鋳片においては、Ｍｏ系炭化物は問題とならない。
【００７３】
本発明では、分塊圧延の前に鋳片を加熱保持する。分塊圧延時に、欠陥発生の原因となるＭｏ系炭化物を消失させるためである。連続鋳造した鋳片を加熱する方法としては、連続鋳造した鋳片を熱間ままで加熱炉を用いて再加熱する方法、または再加熱前に噴霧冷却、浸漬冷却もしくは放射冷却のいずれかで冷片とした後に加熱炉で再加熱する方法を採用できる。本発明では、そのいずれの方法も採用できるが、省エネルギーおよび熱効率の観点からは、熱間ままで加熱する方法が望ましい。
【００７４】
本発明では、加熱温度、すなわち加熱炉内の雰囲気温度は１２５０〜１３５０℃とする。１２５０℃未満では、鋳片中心部のＭｏ系炭化物を十分に分解消失できないおそれがあるためである。また、加熱温度を１３５０℃以下としたのは、１３５０℃を超えると、エネルギーコストの増大を招くだけでなく、炉の内壁面を形成する耐火物が劣化しやすくなるからである。
【００７５】
ここで、加熱温度が対象鋼材料の固相線温度を越えると、その一部が溶融し液膜割れなどの欠陥発生の原因となるため、下記（１）式で表される固相線温度（ＴＳ）の−１０℃を加熱温度の上限とすることが望ましい。特に、固相線温度を低下させる成分Ｃ、Ｐ、Ｓの含有量が高い組成の場合は注意を要する。固相線温度は鋼の化学組成によって変化するため、下記（１）式は熱分析実験により求める。
ＴＳ（℃）＝１４７０−｛１６０×（％Ｃ）＋５．５×（％Ｍｎ）＋１０×（％Ｓｉ）＋４００×（％Ｐ）＋４００×（％Ｓ）＋３×（％Ｃｒ）＋７×（％Ｍｏ）｝・・・（１）
なお、上記（１）式中の％Ｘの表示は、各元素の質量％である。
【００７６】
本発明では、鋳片の加熱温度における保持時間は１時間以上とする。上述の通り、Ｍｏ系炭化物を分解消失させるには、直接観察実験では加熱温度１２５０℃で保持時間はわずか１０ｍｉｎ程度で十分であった。実験では試料サイズが小さいため短時間でよいが、実際の生産工程では、大きな鋳片サイズに対応するよう加熱保持条件を考慮する必要がある。厚さ２００ｍｍ以上の大きな鋳片を均熱炉に装入して加熱し、Ｍｏ系炭化物の存在する鋳片厚さ中心部が所定温度に保持されるためには、少なくとも加熱温度１２５０℃において１時間以上の保持時間が必要となる。
【００７７】
１２５０℃より高温側あるいは保持時間１時間以上の長時間側の加熱条件は、ソーキングによるＮｂ、Ｍｏ、Ｃの拡散によるミクロ偏析の緩和には有利である。このような高温あるいは長時間の熱処理は鋳片の品質向上には好ましいが、その反面エネルギーコストの増大を招くため、品質と加熱炉コストを考慮した適正条件を選定することが望ましい。
【実施例】
【００７８】
転炉にて下記表２に示す組成の鋼を溶製し、連続鋳造により断面サイズで厚さ３００ｍｍ×幅４００ｍｍのブルーム鋳片を製造した。連続鋳造には、曲げ部の半径が１５ｍの垂直曲げ型の連続鋳造機を用いた。連続鋳造機に溶鋼を供給するタンディッシュ内の溶鋼過熱度は２８〜４０℃の範囲に調整した。鋳造速度は０．７ｍ／ｍｉｎとし、二次冷却帯の比水量は、鋳片重量１ｋｇあたり０．３Ｌとした。
【００７９】
【表２】
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【００８０】
分塊圧延の前にブルーム鋳片を均熱炉に装入して、温度１２５０℃、保持時間４時間の条件で加熱した。その際、前述のように、厚さ２００ｍｍ以上の大きな鋳片では、少なくとも加熱温度１２５０℃において１時間以上の保持時間が必要であるが、十分な時間の確保から上記保持時間を４時間とした。加熱後、熱間で分塊圧延して直径１６０ｍｍの鋼片とし、得られた鋼片を室温まで冷却して冷片とし、超音波探傷検査を行った。
【００８１】
超音波探傷検査の結果、疵検出は皆無であり、内部品質の良好な熱間圧延用の母材を得ることができた。よって、本発明の製造方法により、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼において、分塊圧延時に発生する欠陥の発生を防止できることが確認できた。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明の低合金鋼の製造方法によれば、高炭素を含有するＣｒＭｏ低合金鋼の厚肉鋳片の分塊圧延時に発生する欠陥の発生を防止することができ、内部品質に優れた熱間圧延用の鋼片を製造することが可能となる。
【図１】
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【図２】
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