(57)【要約】      （修正有）【課題】連続鋳造時や熱間圧延時、鋳片や鋼板の表面に発生する割れや疵を防止可能な連続鋳造方法の提供。【解決手段】質量％で、C：0.05％以上、0.18％以下、Si：0.10％以上、0.40％以下、Mn：0.5％以上、2.0％以下、P：0.020％以下、S：0.003％以下、Ti：0.005％以上、0.030％以下、Al：0.005％以上、0.060％以下、B：0.0005％以上、0.0050％以下、及び、N：0.0015％以上、0.0070.0060％以下、を含有し、{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005（ε：連続鋳造中の鋳片の曲げ・矯正に伴う総歪み量（％））を満足するBを含有する鋼の連続鋳造鋳片において、鋳片のコーナから100〜250mmの鋳片表面温度を750℃以上とする。【選択図】図１
2014014836.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.05％以上、0.18％以下、
Si：0.10％以上、0.40％以下、
Mn：0.5％以上、2.0％以下、
P：0.020％以下、
S：0.003％以下、
Ti：0.005％以上、0.030％以下、
Al：0.005％以上、0.060％以下、
B：0.0005％以上、0.0050％以下、
及び、
N：0.0015％以上、0.0070％以下を含有し、
さらに、
Cu：0.1％以上、0.5％以下、
Cr：0.2％以上、2.0％以下、
Ni：0.3％以上、2.5％以下、
Mo：0.1％以上、0.8％以下、
V：0.01％以上、0.10％以下、
Nb：0.005％以上、0.050％以下、
Ca：0.0005％以上、0.0060％以下、
のうち一種或いは二種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなるとともに、下記式を満足することを特徴とするBを含有する鋼の連続鋳造鋳片。
{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005
但し、ε：連続鋳造中の鋳片の曲げ・矯正に伴う総歪み量（％）
【請求項２】
請求項１に記載の連続鋳造鋳片を、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
前記連続鋳造機内で鋳片が曲げ又は矯正歪みを受ける領域内では、鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域の鋳片表面温度を750℃以上とすることを特徴とするBを含有する鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、垂直曲げ型或いは湾曲型の連続鋳造機を用いて連続鋳造する際、鋳造中に受ける冷却の熱履歴及び曲げ・矯正に伴う歪み履歴を起点として発生する、鋳造以降のプロセスも含めた鋳片の表面割れ及び鋼板の表面疵を抑制するB（ホウ素）を含有する鋼の連続鋳造鋳片、及びその連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
湾曲型或いは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋼を連続鋳造する際、曲げ或いは矯正に伴って鋳片に作用する引っ張り歪みにより、旧オーステナイト粒界に沿った割れが鋳片表面に発生しやすい。
【０００３】
このような割れが特に発生しやすい鋼種の一つとして、Bを含有した鋼がある。特に、BはNとの親和力が非常に大きいので、粒界上に脆化の起点となるBNが析出しやすく、他の鋼と比べて高温延性に劣る。
【０００４】
一方、鋼中のBは変態点温度を低下させ、粒界の焼き入れ性を高めるので、鋼材の組織を制御して鋼材強度を高めることができる。従って、特にBを含有する鋼は、厚鋼板用途として用いられることが多い。
【０００５】
このように、Bは溶接熱影響部の特性改善などに対して、非常に有用な元素の一つであることから、ますます需要が高まりつつある高強度厚板用途の鋼板を製造する上では、必須の添加元素の一つである。
【０００６】
しかしながら、Bを含有した鋼は、鋳片の表面割れや鋼板の表面疵が発生しやすいため、表面手入れの頻度が増すだけでなく、歩留まりロスが増大し、生産性の低下や生産コストの増加に繋がってしまう。
【０００７】
それゆえ、優れた特性を有するBを含有する厚鋼板の、連続鋳造時や熱間圧延時における鋳片或いは鋼板の表面割れを防止する方法が提案されてきた。
【０００８】
例えば特許文献１では、Bを含有する連続鋳造鋳片の表面割れを抑制する方法が提案されている。特許文献１で提案された方法は、鋼中のB濃度及びＮ濃度を適正な制御範囲に規制することで、Bを含む化合物のオーステナイト粒界析出を抑制し、鋳片の表面割れを抑制しようとするものである。
【０００９】
また、特許文献２には、B及びNを含有する鋼を垂直曲げ型連続鋳造機を用いて連続鋳造する場合に生じる旧オーステナイト粒界に沿った横ヒビ割れやコーナ部割れを、連続鋳造時に最適な冷却を行うことで防止する方法が提案されている。
【００１０】
しかしながら、これら特許文献１，２で提案された方法は、連続鋳造したまま（As Cast）の段階の鋳片に生じる表面割れのみに限定されたものである。従って、例えAs Cast段階の鋳片に生じる表面割れを抑制できたとしても、圧延前の加熱後の鋳片や、圧延後の鋼板において、新たに表面疵が顕在化してしまう懸念がある。
【００１１】
これに対し、特許文献３では、As Cast段階の鋳片に発生する割れに加えて、熱間圧延前の加熱或いは圧延した際に表面に発生する割れを防止した連続鋳造鋳片及びその製造方法が提案されている。
【００１２】
しかしながら、特許文献３では、BNの平衡析出量を規定し、さらに、B，N，Ti濃度の適正範囲を明示しているだけで、連続鋳造時、鋳片が曲げ及び矯正による歪みを受ける際の適正な鋳片表面温度が存在することは明記されていない上、表面割れの原因となるAl濃度に関する規定も示唆されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開昭５６−８０３５４号公報
【特許文献２】特許第４５６１７５５号公報
【特許文献３】特開２０１０−１８９７１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明が解決しようとする問題点は、従来のB含有鋼を連続鋳造する場合の表面疵の抑制は、As Cast段階の鋳片に生じる表面割れのみに限定されたものであったという点である。また、連続鋳造時、鋳片が曲げ及び矯正による歪みを受ける際の適正な鋳片表面温度の存在については開示されていないという点である。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
垂直曲げ型或いは湾曲型の連続鋳造機を使用して連続鋳造した場合、鋳片が曲げられる時又は矯正される時、鋳片表面に歪みが作用する。特に、引っ張り歪みが作用する際の鋳片表面温度が、第III領域の脆化温度域（６００〜９００℃）に合致すると、連続鋳造鋳片に粒界割れなどの表面疵が発生しやすいことが一般に知られている。
【００１６】
しかしながら、上記の第III領域の脆化温度域を回避し、連続鋳造直後の鋳片には割れなどの表面欠陥が見当たらなかった場合でも、以降の鋳片の熱処理プロセスや圧延プロセスを経てはじめて鋳片又は鋼板に表面欠陥が発生する現象の存在が新たに明らかになった。
【００１７】
発明者らは、特にBを含有した鋼は、連続鋳造履歴の影響により鋳造以降のプロセスで表面疵が顕在化する傾向にあることを見出し、鋼の組成や鋳造条件を適正な範囲で制御すれば、例え表面欠陥の原因となるBを含有した鋼でも、鋳片や鋼板に生じる表面欠陥を防止できることを知見した。
【００１８】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたもので、
質量％で、
C：0.05％以上、0.18％以下、
Si：0.10％以上、0.40％以下、
Mn：0.5％以上、2.0％以下、
P：0.020％以下、
S：0.003％以下、
Ti：0.005％以上、0.030％以下、
Al：0.005％以上、0.060％以下、
B：0.0005％以上、0.0050％以下、
及び、
N：0.0015％以上、0.0070％以下を含有し、
さらに、
Cu：0.1％以上、0.5％以下、
Cr：0.2％以上、2.0％以下、
Ni：0.3％以上、2.5％以下、
Mo：0.1％以上、0.8％以下、
V：0.01％以上、0.10％以下、
Nb：0.005％以上、0.050％以下、
Ca：0.0005％以上、0.0060％以下、
のうち一種或いは二種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなるとともに、下記式を満足することを最も主要な特徴とするBを含有する鋼の連続鋳造鋳片である。
{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005
但し、ε：連続鋳造中の鋳片の曲げ・矯正に伴う総歪み量（％）
【００１９】
上記の本発明の連続鋳造鋳片を、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて製造するには、前記連続鋳造機内で鋳片が曲げ又は矯正歪みを受ける領域内では、鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域の鋳片表面温度を750℃以上とすることによって製造することができる。これが本発明のBを含有する鋼の連続鋳造方法である。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によって、Bを含有する極厚鋼板の連続鋳造時や熱間圧延時、鋳片や鋼板の表面に発生する割れや疵を防止でき、生産効率の向上を期待できる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】表２，３に示した実施例及び比較例の、{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}と{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×εの関係を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明は、Bを含有する極厚鋼板の連続鋳造時や熱間圧延時、鋳片や鋼板の表面に発生する割れや疵を防止するという目的を、鋼の組成や鋳造条件を適正な範囲で制御することで実現した。
【００２３】
以下、本発明の着想から課題解決に至るまでの経過と共に本発明について説明する。
発明者らは、Bを含有した鋼の高温延性に関する実験を実験Ａ〜実験Ｃの順に行った。その結果、連続鋳造から圧延工程を経る過程で生じるB含有鋼の表面欠陥の発生メカニズムを見出し、表面欠陥防止条件を導き出した。
【００２４】
（ａ）実験Ａ：As Castの鋳片組織を有する鋼の高温延性について
Ti，sol.Al，B，N濃度が異なる下記表１に示す３種類の試料を用いて、以下に示す鋼の高温延性を評価した。
【００２５】
試料１は、試料２，３と比べてB，N濃度が大きく、またsol.Al濃度も高い。試料２は、試料１と同様にB濃度は高位であるが、sol.Alは３種類の中で最も低い。試料３は、Ti濃度は最も高位である一方、B，N濃度は最も低い。
【００２６】
【表１】
2014014836.tif 000003
【００２７】
表１に示す組成を有する３種類の丸棒状の鋼（φ10×190ｍｍ、鍛伸材でAs Cast組織を有さない）を、形状を維持したまま長さ方向中心部における約30mm長さを溶融させた後、連続的に冷却させながら、そのまま凝固させた。
【００２８】
試料１〜３の冷却過程で、その凝固部の試料温度が600〜1000℃の範囲で、連続鋳造時に作用する矯正・曲げ時の歪み速度と桁数が概ね合致する3×10-4sec-1で、試料を引っ張って破断させた。
【００２９】
下記(1)式で定義される破断前後における試料の断面積減少率（RA）によって、鋼の高温延性を評価した。
RA＝｛（Ａ0−Ａf）／Ａ0｝×100  （％）…(1)
ここで、Ａ0は引張前の試料断面積（m2）、Ａfは破断後の試料断面積（m2）を表す。
【００３０】
垂直曲げ型或いは湾曲型の連続鋳造機を使用した際に、鋳片表面が受ける引っ張り歪み量を想定すると、前記RA値が６０％以上であれば、鋳造中の鋳片に表面割れが生じる懸念がない。
【００３１】
試料１のみ、700〜850℃の範囲で、断面収縮率が20〜40％を示し、As Cast組織の鋼の高温延性の低下を確認した。これは第III領域における脆化の典型例である。
一方、試料２、試料３では、700〜850℃の範囲で、断面収縮率は70〜98％を確保し、As Castにおいて高温延性が良好であることを確認した。
【００３２】
従って、これらの結果から、Bを含有する鋼であっても、一般に知られている第III領域の脆化温度（600〜900℃）で、必ずしも連続鋳造鋳片に表面割れが発生しないことが明瞭になった。
【００３３】
（ｂ）実験Ｂ：溶融させず、高温保持させたままの鋼の高温延性について
実験Ｂは、連続鋳造時に鋳片の曲げや矯正に伴う表面割れを模した実験Ａとは異なり、鋼の高温延性に及ぼす鋳造以降の鋳片の加熱プロセスの影響、すなわち、鋳片加熱時に作用する熱歪みの影響調査を目的としたものである。
【００３４】
実験ＡのAs Cast組織では脆化が認められなかった試料２、試料３を対象に、試料が溶融することのない1200℃まで昇温し、そこで2〜6時間保持して溶体化処理を行った後、１０-4，１０-3，１０-2sec-1の３水準の歪み速度で、600〜1000℃の範囲で高温引っ張り試験を実施した。
【００３５】
破断前後の試料断面積から断面収縮率を評価した結果、前記条件に関係なく断面収縮率は70％以上に達し、連続鋳造の影響を受けていない単なる熱処理や圧延プロセスのみの影響であっても、表面割れが発生しにくいことを確認した。
【００３６】
（ｃ）実験Ｃ：As Cast組織を有する鋼に10％の歪み量を付与した後、熱処理を経た鋼の高温延性について
【００３７】
試料２、試料３を対象に、実験Ａと同様に試料を溶融させて凝固させた後、下記の条件１と条件２の２つの水準の条件を経たものを用意し、そのまま継続して、1200℃まで再昇温させて２時間保持した後、700〜850℃の範囲に降温させる間に、２回目の引っ張り歪みを与え、試料を破断させた。
【００３８】
・条件１：
引っ張り温度600℃以上、750℃未満、3×10-3sec-1の歪み速度で、試料の破断までには至らない10％の歪み量（予歪み）を与えた。
【００３９】
・条件２：
引っ張り温度750℃以上、1000℃未満、3×10-4sec-1の歪み速度で、試料の破断までには至らない10％の歪み量（予歪み）を与えた。
【００４０】
750〜1000℃において予歪みが付与された条件２では、試料２、試料３とも２度目の引っ張り温度に関係なく、断面収縮率は75％以上を確保し、予歪み付与の影響はまったく見られなかった。
【００４１】
しかしながら、600℃以上、750℃未満において予歪みが付与された条件１では、試料２のみ２度目の引っ張り温度における引っ張り歪みの付与によって、断面収縮率が30〜50％まで急激に低下し、予歪みの付与と加熱処理の双方の影響によって、高温延性が悪化する条件の存在を初めて確認した。一方、試料３の場合は、600℃以上、750℃未満において予歪みを付与しても、２度目の引っ張り温度における引っ張り歪みの付与の影響はまったく見られなかった。
【００４２】
このことより、発明者らは、特定の温度域で予め引っ張り歪みを受けたことに起因する表面割れが、例えAs Cast組織を有する鋳片段階に発生しなかった場合でも、延性が低下する現象を発見した。
【００４３】
すなわち、連続鋳造中に、鋳片表面に引っ張り歪みが作用したために、加熱プロセスなど鋳造以降のプロセスにおいて、鋳造履歴に起因した表面割れが発生する可能性があることが明らかとなった。
【００４４】
そこで、試料２を対象として、実験Ｃにおいて、（1）700℃で10％の歪み量を付与しただけのサンプル、（2）700℃で10％の歪みを付与した後に、1200℃で２時間保持したサンプルを作製した。
【００４５】
電解抽出分析法によって、鋼中窒化物（AlN，BN，TiN）を秤量した結果、（1）では、TiN及びAlNのみがそれぞれ約10mass ppm、及び約30mass ppm存在した。これに対し、（2）では、TiNが同程度の15mass ppm存在したが、AlNは減少し、新たにBNが30mass ppm存在した。
【００４６】
さらに、実験Ｃで高温延性の低下が認められた破断後の試料について、引っ張り方向と同一平行面を、飛行時間型二次イオン質量分析（TOF−SIMS）によってBの定性分析を行った結果、旧オーステナイト粒界に明瞭なB偏析を確認した。
【００４７】
以上より、Bを含有した鋼において、例え第III領域で引っ張り歪みの作用を受けた連続鋳造直後の鋳片段階で割れが見当たらなかったとしても、圧延前の加熱工程や圧延プロセスによって、鋳片又は鋼板の表面に割れが発生するメカニズムを、発明者らは以下の通り解明した。
【００４８】
600℃以上、750℃未満において、おおよそ１０-4〜１０-3sec-1の歪み速度で、引っ張り変形を受けた結果、動的析出によって旧オーステナイト粒界上にAlNが生成する。再び、オーステナイト相が熱力学的に安定な高温域で加熱保持されると、一旦生成したAlNが分解される。
【００４９】
しかしながら、オーステナイト中の溶質Bの粒界への拡散も同時に起こる上、オーステナイト中のBの拡散速度はその他の溶質元素と比べて２〜５桁以上大きい。従って、AlNを一つの窒素源として、オーステナイト粒界上に数μm以下のBNが析出する。過剰量のBNがオーステナイト粒界上に存在すると、熱的或いは機械的な引っ張り歪みが作用しただけ、容易に粒界割れの起点となってしまう。
【００５０】
従って、連続鋳造中のAlNの析出抑制、及び、以降の加熱、圧延プロセスにおけるオーステナイト粒界へのBN析出抑制のため、{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005の関係を満たすAl，B，N，Ti濃度及び曲げ・矯正に伴う総歪み量ε（％）を規定することとした。
【００５１】
さらに、連続鋳造時におけるAlNの動的析出を防ぐためには、垂直曲げ型或いは湾曲型連続鋳造機において、鋳片の曲げ・矯正時、鋳片の表面温度を750℃以上にすることが望ましく、好ましくは770℃以上にすることが望ましい。このとき、[％sol.Al]は酸可溶性Alの質量％濃度を表す。
【００５２】
本発明は、前記（ａ），（ｂ），（ｃ）の実験結果、及びその検討結果に基づき完成させたものであり、
質量％で、
C：0.05％以上、0.18％以下、
Si：0.10％以上、0.40％以下、
Mn：0.5％以上、2.0％以下、
P：0.020％以下、
S：0.003％以下、
Ti：0.005％以上、0.030％以下、
Al：0.005％以上、0.060％以下、
B：0.0005％以上、0.0050％以下、
及び、
N：0.0015％以上、0.0070％以下を含有し、
さらに、
Cu：0.1％以上、0.5％以下、
Cr：0.2％以上、2.0％以下、
Ni：0.3％以上、2.5％以下、
Mo：0.1％以上、0.8％以下、
V：0.01％以上、0.10％以下、
Nb：0.005％以上、0.050％以下、
Ca：0.0005％以上、0.0060％以下、
のうち一種或いは二種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなるとともに、下記式を満足することを特徴とするBを含有する鋼の連続鋳造鋳片である。
{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005
但し、ε：連続鋳造中の鋳片の曲げ・矯正に伴う総歪み量（％）
【００５３】
先ず、前記本発明のBを含有する鋼の連続鋳造鋳片の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成を示す％は、特に断りがない限り質量％を意味する。
【００５４】
・C：0.05％以上、0.18％以下
一般に、Cは鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素として知られ、0.05％未満では高強度厚鋼板などの用途に対して所定の強度を得ることが困難となる。一方、C濃度が0.18％を超えると、硬度が著しく高くなって新たな疵の原因となるので、熱処理に特段の工程が必要となる他、溶接部及び熱影響部の硬化のため厚鋼板として必要な溶接性を損なう。従って、本発明では、Cの濃度範囲を、0.05％以上、0.18％以下と規定した。
【００５５】
・Si：0.10％以上、0.40％以下
Siは、鋼の製造プロセスでは、一般に脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。溶鋼が十分に脱酸されていない状態で連続鋳造すると鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥となるばかりでなく、時にブレークアウトを誘発し操業できないという問題がある。従って、本発明では、0.10％以上と規定した。しかしながら、その含有量が0.40％を超えると縞状マルテンサイトが生成するようになり、溶接時にHAZ靭性を悪化させるという問題がある。従って、本発明では、上限を0.40％としたが、より望ましくは0.30％未満である。
【００５６】
・Mn：0.5％以上、2.0％以下
Mnは、一般に鋼材の強度に大きな影響を与える元素であるが、0.5％未満では高強度厚鋼板として十分な強度を得ることが困難である。一方、2.0％を超えると、固溶強化のために強度強化が著しく、製品の強度調整が困難となる。また、Mnは、中心偏析部で濃化するため、鋳片や圧延後の厚鋼板内で強度むらを生じさせる。このため、本発明では、Mnの濃度範囲を0.5％以上、2.0％以下と規定した。
【００５７】
・P：0.020％以下
Pは、鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり、含有量は少ない方が望ましい。また、Pは、凝固時の固液界面における平衡分配係数が小さいため、著しく偏析する。このため、種々の製品特性に悪影響を与えることが懸念される。偏析部では融点も著しく低下するため、圧延時には濃化部が溶融し、製品疵につながることもある。従って、本発明では、含有量の上限を0.020％とした。偏析部における種々の問題を防止するために、望ましくは0.010％未満とすることが望ましい。
【００５８】
・S：0.003％以下
Pと同様、Sも鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり、できるだけ少ない方が望ましい。また、凝固後の固液界面における平衡分配係数が小さいため、著しく偏析する元素であるばかりでなく、偏析部では融点を低下させ、特に圧延時には表面疵の発生原因となる。従って、本発明では、0.003％を上限とした。高強度鋼など、より要求レベルの厳しい条件では、上限を0.002％とすることが望ましい。
【００５９】
・Ti：0.005％以上、0.030％以下
Tiは、鋼の強度を向上させるとともに鋼中のNをTiNとして固定するため、本発明の要点であるAlN及びBNの生成にも影響を与える。このことから、連続鋳造の鋳片の曲げ・矯正時の鋳片表面割れを防止する効果もある。このような効果を得るためには0.005％以上の添加が必要である。しかしながら、0.030％を超えて含有すると炭化物が多数生成し、溶接熱影響部の靭性を低下させるとともに粗大なTiNが生成する原因となる。このため、本発明では、0.005％以上、0.030％以下と規定した。鋳片の表面割れ及びTiNに基づく表面性状の低下の双方を安定的に抑制する観点からは、0.010％以上、0.020％以下とすることが望ましい。
【００６０】
・Al：0.005％以上、0.060％以下
Alも脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つである。脱酸のために必要となる含有量は0.005％以上である。0.005％未満になると、製錬工程における十分な脱硫も困難になるからである。一方、過剰に添加するとAlNが生成しやすく、鋳片表面割れの原因となって本発明の目的とは相反するようになるため、本発明では、0.060％以下としている。
【００６１】
・B：0.0005％以上、0.0050％以下
Bは粒界の焼き入れ性を高め、鋼材の組織を制御し、鋼材の強度を高める成分として添加される。Bは微量の添加で高い効果があるが、引っ張り強度が700MPa〜1200MPaという高い強度を実現するためには、0.0005％以上の添加が必要である。しかしながら、0.0050％を超えて添加するとその効果が飽和するとともに靭性も低下するので、本発明では上限を0.0050％とした。厚鋼板のミクロ組織を制御し、Bの添加効果を明確に発現する観点からは、0.0010％以上、0.0040％以下とすることが望ましい。
【００６２】
・N：0.0015％以上、0.0070％以下
Nは転炉などの大気雰囲気で溶製する場合には鋼中に不可避的に浸入する元素であり、本発明で着目しているAlNやBNの構成元素である。鋼材中ではTiなどと窒化物を形成する元素であり、これらの窒化物は熱間加工の過程でピン留め粒子として結晶粒を微細化する効果を有することから鋼材の機械特性に影響を与える。このため、本発明では0.0015％以上の濃度と規定した。一方で前述のようにこれらの窒化物が連続鋳造時にオーステナイト粒界に動的析出することにより鋳片表面割れの原因となることから、本発明では、上限を0.0070％とした。組織のピン留め効果を確実に発揮するとともに、鋳片の中心部などにおける粗大な炭・窒化物の生成に伴う靱性低下を防止する観点からは、0.0020％以上、0.0040％以下とすることが望ましい。
【００６３】
引っ張り強度が700MPa以上となる高強度の達成や、溶接性、耐候性など他の特性を発現させるには、以下の元素の一種以上を添加する必要がある。
【００６４】
・Cu：0.1％以上、0.5％以下
Cuは鋼の焼き入れ性を向上させる。そのためには0.1％以上の添加が必要であるが、0.5％を超えるとその効果が過剰となるばかりでなく、鋼材の熱間加工性が低下する。従って、本発明では0.1％以上、0.5％以下と規定した。但し、Cuは連続鋳造時にはスタークラックと称する表面割れを誘発する元素であることから、0.2％以上添加する場合にはその1／3以上の濃度のNiを併せて添加する必要がある。
【００６５】
・Cr：0.2％以上、2.0％以下
Crには鋼の強度、靭性を高める効果がある。そのためには、0.2％以上の添加が必要である。1mm2当たりの引っ張り強度が780Nクラス以上の高強度のスペックが要求される場合には、半ば必須の添加元素となる。一方で、2.0％以上添加すると溶接割れが発生する等の問題が発生する。従って、本発明では0.2％以上、2.0％以下と規定した。但し、前記理由により溶接性を重視する場合には1.5％を上限とすべきである。
【００６６】
・Ni：0.3％以上、2.5％以下
Niには固溶強化によって鋼の強度を向上させるとともに、靭性を改善する効果もある。これらの効果を得るためには0.3％以上添加する必要があるが、2.5％を超えて添加してもその効果は飽和し、溶接性を悪化させる。従って、本発明では0.3％以上、2.5％以下と規定した。
【００６７】
・Mo：0.1％以上、0.8％以下
Moは鋼板の焼き入れ性を向上させ、強度上昇にも寄与する。Crと同様、1mm2当たりの引っ張り強度が780Nクラス以上の高強度のスペックが要求される場合には半ば必須の添加元素となる。そして、この効果を得るためには0.1％以上の添加が必要となる。しかしながら、Moは高価な元素でありコスト増加に繋がるばかりでなく、0.8％を超えて添加すると、ベイナイトやマルテンサイト相などの硬化相が生成し、熱間加工性や溶接性を悪化させる。従って、本発明では0.1％以上、0.8％以下と規定した。
【００６８】
・V：0.01％以上、0.10％以下
Vは鋼中でフェライト中への固溶ならびに炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるために有効な元素である。そのためには0.01％以上添加する必要がある。しかしながら、Vの含有量が0.10％を超えると溶接熱影響部での析出状況が変化し靭性に悪影響を与える。また、過剰に添加すると鋳片内部にVNとして析出し、鋳片表面割れの原因となる。従って、本発明では0.01％以上、0.10％以下と規定した。
【００６９】
・Nb：0.005％以上、0.050％以下
Nbは鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるとともに靱性の向上にも有効な元素である。そのためには0.005％以上添加する必要がある。また、特にTMCP（Thermo-Mechanical Control Process）において固溶および析出を制御することにより鋼板のミクロ組織を制御するために使用される。この効果を得るためにも0.005％以上添加する必要がある。しかしながら、0.050％以上含有すると加熱時にも固溶せず、ミクロ組織の制御ができなくなる。また、過剰に添加すると鋳片内部にNbCとして析出し、鋳片表面割れの原因となる。このため、本発明では、0.005％以上、0.050％以下と規定した。
【００７０】
さらに、Caは他の成分元素と異なり、鋼の材料特性には大きな影響を与えないが、連続鋳造時のノズル閉塞を防止する効果があり、このために添加される場合がある。また、鋼中にCaを添加するとS濃度を低減させ、MnSの生成を防止する効果が得られることから、硫化物の形態制御のために添加されることもある。
【００７１】
・Ca：0.0005％以上、0.0060％以下
上記の効果を得るためには、Caは0.0005％以上添加することが必要である。一方、0.0060％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造コストの増加を招くばかりでなく、かえってノズル閉塞を助長する場合もある。このため、本発明では、0.0005％以上、0.0060％以下と規定した。
【００７２】
なお、以上の元素の他に、材料特性上その他の必要に応じて、W，S，Se，Te，希土類金属，Mgなどの元素を鋼中に少量添加しても本発明の意図する表面疵防止の効果が変わることはない。
【００７３】
上述した元素以外は、Feおよび不純物である。ここで、「不純物」とは、鋼材の工業的生産において原料たる鉱石、スクラップや製造設備からの溶出成分等から混入するものであり、性能に悪影響を及ぼさない範囲で含有されていてもよい。
【００７４】
本発明では、鋼の化学組成以外に、{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005の関係を満たすAl，B，N，Ti濃度、および曲げ・矯正に伴う総歪み量ε（％）を規定している。
【００７５】
Nと親和力が大きいAl，Bがオーステナイト粒界に窒化物を形成することによって、鋼が脆化しやすくなる。さらに、これらAlやBの窒化物は引っ張り歪みが作用した際、より一層動的に析出しやすくなる。そのため、これらAlやBと比べても、Nとの親和力が大きい上、1300〜1400℃程度の高温域から窒化物を形成しやすいTiを添加することによって、固溶N量を低減でき、たとえ引っ張り歪みが作用しても、脆化起因となるAlやBの窒化物生成を抑制できる。
【００７６】
上記本発明のBを含有する鋼の連続鋳造鋳片は、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて連続鋳造する際、前記連続鋳造機内で鋳片が曲げ又は矯正歪みを受ける領域内では、鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域の鋳片表面温度を750℃以上とすることで連続鋳造することができる。これが、本発明の連続鋳造方法である。
【００７７】
本発明の連続鋳造方法において、連続鋳造機内で鋳片が曲げ又は矯正歪みを受ける領域内で、鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域の鋳片表面温度を７５０℃以上と規定したのは、600℃以上、750℃未満の温度域で引っ張り歪みが作用するときに脆化しやすいためである。また、鋳片の中央部に比べ、鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域が、一般に過冷状態になりやすいためである。
【００７８】
鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域は、連続鋳造に使用する鋳型の幅によって変化するもので、鋳型幅が1800mmの場合は鋳片のコーナから100mmの領域、鋳型幅が2300mmの場合は鋳片のコーナから250mmの領域で、鋳型幅が1800mm〜2300mmの間の場合は、鋳片のコーナから100mm〜250mmの間の一次関数で求められる領域となる。
【実施例】
【００７９】
次に、本発明の実施例について説明する。
容量270tonの転炉で吹錬した溶鋼を、取鍋処理、RH処理を行った後、垂直部の長さ2.5mの垂直曲げ型連続鋳造機で鋳造し、厚さ250mm或いは300mm、幅1800〜2300mmの鋳片を得た。鋳造及び圧延を行った鋼の組成を下記表２，３に示す。なお、単位はいずれも質量％であり、各鋼における残部はFe及び不純物である。
【００８０】
【表２】
2014014836.tif 000004
【００８１】
【表３】
2014014836.tif 000005
【００８２】
鋳造速度は0.45〜1.20m／min、二次冷却の比水量は0.7〜0.8リットル／kg‐steelである。鋳片表面温度を、鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域であって、鋳片の引き抜き方向の面上（円弧の内側）で曲げ部及び矯正部の位置において、非接触型放射温度計によって測定した。
【００８３】
得られた鋳片を平積みに重ねて徐冷カバーを掛けて150時間程度かけて室温まで徐々に冷却し、表面を1〜2mm程度グラインダで旋削し、JIS Z 2343に規定された染色浸透探傷試験、いわゆるカラーチェック法により割れの発生の有無を目視で調査した。
【００８４】
さらに、この鋳片を1150〜1250℃に加熱し、厚板用の圧延機にて仕上げ温度が800℃程度となる条件で熱間圧延し、厚さ50mmの厚鋼板とした。圧延後の表面疵は圧延後冷却した板材の表面を目視観察した。
【００８５】
表面疵の発生程度を指標化した値（疵指数）の４段階（０，１，２，３）で、表面割れを含む疵の程度を評価した。
【００８６】
疵指数が０（ゼロ）は、鋳片及び鋼板の双方において、疵が全くなかったものである。また、疵指数が１は、鋳片の疵の個数はわずかで、容易に手入れで除去できるレベルで、鋼片では疵がないものである。
【００８７】
一方、疵指数が２は、鋳造後のAs Cast段階で割れが散見された場合である。この場合は、圧延は実施しなかった。さらに、疵指数が３は、鋳片では疵が全くなく鋼板段階で、疵が散見された場合である。
【００８８】
従って、疵発生指数０，１は、製品として支障がないレベルに該当し、疵指数２，３は、製品としての使用を許容できないレベルに該当する。
【００８９】
図１は、表２，３に示した実施例及び比較例の、{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}と{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×εの関係を示した図である。
【００９０】
前記の表２及び表３に示す実施例１〜７は、請求項１に規定する鋼の化学組成及び{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005の関係を共に満足する例である。
【００９１】
一方、比較例１〜５は、鋼の化学組成は請求項１の規定を満足するが、{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005の関係を満足しない例である。
【００９２】
表２，３及び図１より、鋼の化学組成と{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005の関係を共に満足しない比較例の場合は、製品としての使用を許容できないレベルの疵が発生することが分かる。
【００９３】
特に、実施例３では、手入れ除去が容易な疵発生指数１のレベルを達成できたが、実施例３と同じ成分であっても、比較例４は、矯正・曲げに伴う総歪み量が大きいために、{([％N]／14.0)−([％Ti]／47.9)}×ε≦0.29×{([％Al]／27.0)＋([％B]／10.8)}＋0.0005の関係を満足しないので、疵発生指数は３のレベルとなった。
【００９４】
実施例２に示す鋼の組成条件において、連続鋳造時の曲げ及び矯正時の鋳片のコーナから100〜250mmの間の点に至る領域の表面温度を変化させた、本発明の請求項２で規定する連続鋳造方法の実施例８，９および比較例６を下記表４に示す。
【００９５】
【表４】
2014014836.tif 000006
【００９６】
実施例８，９は、請求項２の規定を満足する例であり、いずれも疵の発生が無く、一切の表面手入れを必要としなかった。一方、比較例６は、請求項２の規定を満足しない例である。比較例６では、鋳造中の鋳片表面温度が請求項２を満足していないため、疵発生を皆無化できず、手入れを必要とする表面疵が残存した。
【００９７】
本発明は上記した例に限らないことは勿論であり、請求項に記載の技術的思想の範疇であれば、適宜実施の形態を変更しても良いことは言うまでもない。
【図１】
2014014836.tif 000007