(57)【要約】【課題】高炭素鋼の鋳造において等軸晶を微細に生成させて、中心偏析を低減することができる、鋼の製造方法を提供すること。【解決手段】Ｃ：０．４５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜０．９％を含有し、Ａｌを０．０１％以下含有する溶鋼に、Ｚｒを０．０００５〜０．００５％添加することにより、Ｚｒ添加前のＡｌ添加量を低位に抑え、また必要に応じてＴｉを適正量添加することで、ＺｒＯ２を多く生成させて微細な等軸晶を安定的に生成させる。【選択図】        図１
2004300502.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．４５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜０．９％を含有し、Ａｌを０．０１％以下含有する溶鋼に、Ｚｒを０．０００５〜０．００５％添加することを特徴とする、鋼の製造方法。
【請求項２】
Ｔｉを０．００５〜０．０２％添加した後でＺｒを添加することを特徴とする、請求項１記載の鋼の製造方法。
【請求項３】
Ｃ：０．４５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜０．９％を含有し、Ａｌを０．０１％以下含有する溶鋼に、Ｚｒを０．０００５〜０．００５％添加した後、Ａｌを０．０４％以下添加することを特徴とする、鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶鋼を鋳造するプロセスにおいて中心偏析やポロシティのない内部品質の良好な鋳片を得るための製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼の連続鋳造法で鋳片を製造するにあたっては、デンドライト樹間に溶質が濃化した溶鋼が、凝固収縮やロール間バルジングなどによる凝固末期流動により、鋳片中心部に移動し中心偏析が発生する。また凝固収縮によって鋳片中心部にはポロシティが発生することもある。高炭素線材では、中心偏析部にはＣやＭｎが濃化するために、初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成したり、ミクロマルテンサイトが生成し、伸線加工時に断線を引き起こす。また伸線加工後の靭性も悪くなる。
【０００３】
このような中心偏析を抑制する方法として、ブルームやビレットの連続鋳造法においては、電磁攪拌によって等軸晶を生成させることが広く行われている。柱状晶凝固した場合には、中心偏析が鋳片中心部に集中的に発生するのに対して、この方法を用いることで、中心偏析を等軸晶粒の間に分散できる。また、連続鋳造において中心部の固相率が０．３〜０．７となる位置で、凝固収縮量に見合うだけロールにより鋳片を圧下し凝固収縮流動を抑制し中心偏析を防止する方法（軽圧下法）がよく知られている。
【０００４】
このうち電磁攪拌には、鋳型内で攪拌する方法とよりストランドの下流側で攪拌する方法があるが、凝固組織を等軸晶化するには鋳型内の電磁攪拌が非常に有効であることが知られている。しかしながら、鋳型内電磁攪拌を行うと連続鋳造用パウダーを巻き込み、これが欠陥となる。例えば、高炭素線材では伸線加工時に断線の原因になることもある。したがって、鋳型内電磁攪拌の推力を上げることには限界がある。また電磁攪拌で得られる等軸晶は、比較的大きな等軸晶であり、中心偏析の偏析粒（鋳片中心部近傍で著しく溶質の濃化した部分の大きさ）が十分に細かくならないという問題もある。
【０００５】
一方、軽圧下法では圧下するタイミングが適正化できれば非常に大きな中心偏析抑制効果が得られるが、圧下が早すぎたり遅すぎると、逆Ｖ偏析やＶ偏析が発生する。一般的に連続鋳造における凝固シェルの成長にはバラツキがあり、軽圧下法のみでは不完全な場合がある。
【０００６】
以上のように、連続鋳造法において中心偏析を十分に低減することは、現在でも重要な技術課題である。
このような中心偏析を抑制する別の方法として、溶鋼中に微細な介在物を分散させ、これを凝固時の不均質核生成の核として利用し、等軸晶率を上げたり、等軸晶を微細化することがある。
特許文献１では、凝固初晶がγ−Ｆｅである溶鋼に、γ−Ｆｅとの格子歪が７％以下である介在物を含有させ、凝固させることを特徴とする微細な凝固組織を備えた鋳片、について述べられている。さらにその介在物として、ＭｇＳ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、ＣｅＯ２、Ｃｅ２Ｏ３の一種以上を含むものが示されている。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００１−３４７３４９号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ＺｒＯ２によってより大きな等軸晶の微細化効果を得るための脱酸手段を採用することにより、中心偏析を低減することができる鋼の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するための本発明の要旨は次のとおりである。
（１）Ｃ：０．４５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜０．９％を含有し、Ａｌを０．０１％以下含有する溶鋼に、Ｚｒを０．０００５〜０．００５％添加することを特徴とする、鋼の製造方法。
（２）Ｔｉを０．００５〜０．０２％添加した後でＺｒを添加することを特徴とする、請求項１記載の鋼の製造方法。
（３）Ｃ：０．４５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜０．９％を含有し、Ａｌを０．０１％以下含有する溶鋼に、Ｚｒを０．０００５〜０．００５％添加した後、Ａｌを０．０４％以下添加することを特徴とする、鋼の製造方法。
【００１０】
本発明者らはγ−Ｆｅが初晶となる高炭素鋼において、ＺｒＯ２による等軸晶の微細化技術に関する種々の実験を行った。その結果、ＺｒＯ２により等軸晶を微細化するには、その前にＡｌを添加しない、もしくは添加しすぎないことが非常に重要であることを見出した。すなわち、Ａｌ脱酸鋼においてＺｒ添加を行うと等軸晶はある程度微細化する。しかし、Ａｌによる脱酸を抑えてＳｉ−Ｍｎ脱酸やＳｉ−Ｔｉ脱酸を行った溶鋼にＺｒを添加すると、さらに顕著な等軸晶微細化効果が得られることがわかった。
【００１１】
このようにＡｌ脱酸鋼にＺｒ添加を行っても等軸晶が微細になりにくいのは、強脱酸であるＡｌ脱酸を行うと溶鋼中の溶存酸素が低下し、その後でＺｒ脱酸を行ってもＺｒＯ２の生成量が少なくなる。さらに、Ａｌ脱酸によって生成したＡｌ２Ｏ３クラスターをさらに脱酸力の強いＺｒが還元し、添加してＺｒの一部がＺｒＯ２とからなるクラスターとして消費される。このような理由により、Ａｌ脱酸鋼ではＺｒＯ２の微細な介在物の生成量が少なく等軸晶微細化効果は比較的小さい。
【００１２】
一方、同様の高炭素鋼であってもＺｒ脱酸前にＳｉ、Ｍｎで脱酸し溶存酸素が高くかつクラスターの生成しないＭｎＯ−ＳｉＯ２系の介在物が生成している場合には、Ｚｒ脱酸によりミクロンオーダー（１μｍから１０μｍ）のＺｒＯ２介在物が分散し、それにともなって微細な等軸晶が得られた。
またＳｉ、Ｍｎ脱酸した溶鋼にＴｉを微量に添加した後に、Ｚｒ脱酸を行うと、さらに等軸晶が微細化することが明らかになった。その理由は明確ではないが、ＺｒＯ２の介在物の他にＴｉ２Ｏ３が等軸晶の不均一生成核として作用した可能性も考えられる。
また、Ａｌを０．０１％以下含有する鋼にＺｒ添加を行った後に再びＡｌを添加した場合には、あらかじめＡｌを０．０１％〜０．０４％含有する鋼にＺｒ添加を行った場合に比べて、等軸晶は微細化した。これはＺｒＯ２がクラスター化しなかったためであると考えられる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
つぎに本発明の実施の形態について、図面とともに説明する。
高炭素鋼を転炉において溶製し、Ｓｉ、Ｍｎを添加し、場合によってはＴｉもしくはＡｌを添加した後に取鍋に出鋼し、取鍋においてＺｒを添加する。添加にあたっては、金属Ｚｒの粒をスラグのかぶっていない溶鋼湯面上に、上方から投げ入れればよい。また、Ｚｒワイヤーにより添加するなどしてもよい。
この溶鋼をタンディッシュを介して、高炭素鋼は一般に線材や軌条などの条鋼になるので、ビレットもしくはブルーム連続鋳造機で鋳造する。連続鋳造機内では、鋳型内もしくはストランド内において電磁攪拌してもよい。また、Ｚｒ添加とともに凝固末期に軽圧下法で圧下を加えれば、中心偏析やポロシティをさらに改善することができる。また造塊法で鋳造してもよい。鋳造後は、通常の製品を製造するのと同様に圧延する。
【００１４】
Ｚｒの濃度は以下のように規定される。すなわち、等軸晶を微細に生成するためにはＺｒ：０．０００５％以上の添加が必要である。この下限値は非常に小さいが、Ｚｒと酸素の溶解度積は非常に小さく、この程度の添加量である程度の接種効果が得られる。ただし好ましくは０．００１％以上添加するべきである。上限値は０．００５％としたが、これ以上添加しても等軸晶は微細になるが、非常に高価なＺｒをこれ以上添加する必要はないし、これ以上添加してもＺｒＯ２がクラスタリングしやすく有効には作用しない。なお、このＺｒの濃度はタンディッシュもしくは鋳片での分析値である。Ａｌ以外の他元素も同様である。
【００１５】
つぎにＡｌの濃度は以下のように規定される。すなわち、ＺｒＯ２が微細に分散するよう、Ａｌ脱酸後に溶存酸素を残しＡｌ２Ｏ３のクラスターを生成させないためには、Ｚｒ添加前のＡｌの添加量が０．０１％以下である必要がある。また、Ｚｒ添加後にＡｌを添加する場合にはタンディッシュもしくは鋳片での分析値が０．０４％以下とした。
また、Ｔｉは添加してもしなくてもよいが、０．００３％以上添加することでＺｒ添加したときの等軸晶をさらに増加させることができる。０．０２％以上添加するとＴｉの酸化物がクラスタリングするため、それ以下である必要がある。
【００１６】
つぎに、本発明の効果を鋳片で検証する方法について述べる。
鋳造後に鋳片の中心を通る断面において凝固組織をエッチプリント法で観察し、等軸晶の粒径と等軸晶率を測定した。等軸晶の粒径は等軸晶帯においてデンドライトの向きが不連続に変わるところを粒と粒の境界と考えて、測定した。またエッチプリントより中心偏析の偏析粒径（鋳片中心部近傍で著しく溶質の濃化した部分の大きさ）も測定した。
【００１７】
また、鋳片における介在物の個数について光学顕微鏡で測定し、ＳＥＭおよびＥＤＸによって介在物の同定を行った。特に、接種核となる介在物はミクロンオーダー以上の大きさであると考えて、そのうちミクロンオーダーの介在物の個数がそれより大きな介在物の個数よりはるかに大きかったので、ミクロンオーダー（１〜１０μｍ）の介在物において上記の測定を行った。
【００１８】
Ｃ＝０．８０％、Ｓｉ＝０．２０％、Ｍｎ＝０．７０％、Ｐ＝０．０１０％、Ｓ＝０．０１％含有する溶鋼にＡｌを０．００３〜０．０３％添加した後に、Ｚｒを０ｐｐｍ，２０ｐｐｍ添加したときの等軸晶の粒径を図１に示す。Ａｌ濃度の増加とともに等軸晶の粒径は大きくなることがわかる。このときの介在物の個数を測定した結果を図２に示す。Ａｌ＋Ｚｒ添加に比べて、Ａｌ無添加でＺｒ添加したときは介在物の個数が多いことがわかる。そのため、後者において等軸晶がより細かくなったと考えられる。
【００１９】
【実施例】
Ｃ＝０．８０％、Ｓｉ＝０．２０％、Ｍｎ＝０．７０％、Ｐ＝０．０１０％、Ｓ＝０．０１％含有する溶鋼を転炉において溶製し、ＴｉもしくはＡｌを添加した後に、取鍋においてＺｒを添加した。
この溶鋼をブルーム連続鋳造機で鋳造した。連続鋳造機内では、電磁攪拌は鋳型内もしくはストランド内に行ったり、あるいは停止した状態で鋳造した。また場合により、凝固末期に軽圧下法で圧下を加えた。鋳片のサイズは３００ｍｍ×５００ｍｍである。鋳片を切断し上述の方法で、凝固組織、中心偏析、介在物の評価を行った。（鋳造後鋳片を線材に圧延し、初析セメンタイトの面積率を測定した。
【００２０】
表１において、比較例１はＺｒを添加することなく得られた鋳片であり、等軸晶はほとんど生成しておらず、生成していても等軸晶が非常に粗大であり、偏析粒径も大きい。これに対して、Ｔｉ脱産後にＺｒを添加した実施例１，２，３では、電磁攪拌をかけていなくても等軸晶率が大きくかつ等軸晶の粒径も小さい。ＺｒＯ２を主体とする介在物の個数は比較例１に較べて著しく多く、これが等軸晶の核生成サイトとして働いたものと推定される。この場合には偏析粒径も非常に小さくなる。
【００２１】
実施例４ではＡｌの添加量がかなり多いので、介在物個数は少なめになり、そのため等軸晶率は小さめではあるが、それでも改善効果がある。これに対して、比較例２のようにＡｌを本発明の上限をこえて添加するとＺｒによる等軸晶率増加および等軸晶粒径低減の効果は小さい。
実施例５では鋳型内電磁攪拌とＺｒ添加を併用したが、Ｚｒ添加のみの場合に比べて等軸晶生成は促進され、偏析粒径は非常に小さくなった。比較例４，５は鋳型内電磁攪拌のみで等軸晶をさせた場合であるが、等軸晶率は実施例に比べてかなり大きい。
【００２２】
実施例６では電磁攪拌と軽圧下を行うことなくＺｒ添加した場合であるが、それでも比較的小さな偏析粒径となった。
実施例７はＡｌ，Ｔｉを全く添加することなくＺｒを添加した場合である。Ｔｉ添加した場合に比べて多少等軸晶は小さいが、比較例に比べると明らかな改善効果が得られる。
実施例８はＡｌ濃度が０．０３％であるが、Ａｌを０．００５％含有する状態でＺｒを添加したために微細な等軸晶が多く得られた。
【００２３】
【表１】
2004300502.tif 000003
【００２４】
【発明の効果】
以上の発明のごとく、高炭素鋼にＺｒにより脱酸するに際して、Ａｌの添加量を抑制すること、さらにＴｉを適正量添加することにより、鋳片の等軸晶率を増加させまたその粒径を細かくすることができる。これにより、鋳片の中心偏析を低減することが可能になった。なお、同様の理由で発生する、鋳片のセンターポロシティを低減することも可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｚｒ添加とＡｌ添加量の等軸晶粒径に及ぼす影響を示す図。
【図２】Ａｌ添加（０．０２％）とＡｌ無添加の場合の１〜１０μｍのＺｒＯ２介在物の個数を表す図。
【図１】
2004300502.tif 000004
【図２】
2004300502.tif 000005