(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０９％、Ｍｎ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｐ：０．００５〜０．０３０％、Ｓ：０．０１〜０．０３％、Ａｌ：０．０６３〜０．０９３％、Ｎ：０．００６０％以下、その他、Ｆｅ及び不純物からなる低炭素アルミキルド鋼を連続鋳造する方法であって、
前記低炭素アルミキルド鋼に、０．０１０％＜Ｔｉ≦０．０２５％を添加し、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度をＡＬＮの析出開始温度（１０５０℃）以上となるようにすることを特徴とする低炭素アルミキルド鋼の製造方法。
【請求項２】
前記した鋳片の表面温度を、ＴｉＮの析出開始温度（１４００℃）以下となるようにすることを特徴とする請求項１に記載の低炭素アルミキルド鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面性状に優れた低炭素アルミキルド鋼の製造方法に関するものであり、特にＡｌの含有量の多い低炭素アルミキルド鋼を製造する方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、連続鋳造した低炭素アルミキルド鋼鋳片に発生する表面割れは、主に垂直曲げ型連続鋳造機或いは湾曲型連続鋳造機による曲げ矯正時或いは曲げ戻し矯正時の低ひずみ速度変形時に生じる傾向が強い。
【０００３】
この鋳片曲げ応力によって発生する表面割れは、表層組織のγ粒界への炭化物や窒化物が析出することによる粒界脆化の影響であり、オーステナイト粒界に沿って進展する。
【０００４】
前記低炭素アルミキルド鋼鋳片の表面割れは、鋳片を曲げ矯正するときに、鋳片の表面温度が、高温延性を低下させるオーステナイト相からフェライト相に変態する温度（脆化温度域：約６００〜８５０℃）になると発生することが知られている。
【０００５】
従来、この脆化温度域で発現する鋳片表面割れ対策としては、鋳片を曲げ矯正する時の表面温度を、高温延性を低下させる温度域（脆化温度域）から低温側または高温側に回避させる方法が実施されている。このように、鋳片の曲げ矯正時の表面温度を制御して前記脆化温度域を回避することができれば、表面割れを防止することは可能である。
【０００６】
しかしながら、現状では、鋳片の表面温度を制御して完全に脆化域を回避するのは困難であることから、前記低炭素アルミキルド鋼鋳片の表面割れを完全に防止することは難しい。
【０００７】
そこで、例えば特許文献１では、脆化温度域が８２０〜９５０℃の温度範囲の材料を連続鋳造する際、二次冷却帯の上部における鋳片上部の表面温度を６５０〜７００℃に低下させて変態を起こさせ、それ以降は緩やかに復熱させて曲げ矯正点での表面温度を７００〜８００℃の範囲に保つようにする方法が開示されている。
【０００８】
また、特許文献２では、鋳片の分塊圧延時、加熱炉に装入する前に鋳片の表層部を３５０〜５００℃の温度に１分間以上冷却して保持することで表面割れを防止する方法が開示されている。この特許文献２で開示された方法は、鋳片の表面温度を一旦低下させることにより、鋳片の大部分または全体をγ相からα相に変態させ、これによりγ粒径を微細化して組織的に割れ感受性を小さくする方法である。
【０００９】
前記特許文献１，２で開示された技術は、何れも、鋳片の表面温度を一旦低下させることにより、鋳片表層に相変態を生じさせ、金属組織的に強度を持たせて割れ感受性を低下する方法である。
【００１０】
しかしながら、特許文献１で開示された方法のように、連続鋳造中に鋳片上部の表面温度を７００℃以下にまで低下させると鋳片の変形抵抗が増加し、曲げ矯正に要する力が大きくなって設備が大がかりなものとなってしまう。また、特許文献１で開示された方法では、フェライトバンドや表皮下割れが生成しやすい。
【００１１】
また、特許文献２で開示された方法では、Ｃｒ：０．７５〜１．５質量％、Ｍｏ：０．１５〜０．３５質量％、Ｎｉ：０．４〜２．０質量％の一種以上を含有し、焼き入れ性が改善され、かつアルミナイトライド（ＡｌＮ）を形成しやすいアルミニウムキルド鋼を対象としている。
【００１２】
一方、特許文献３では、球状化焼鈍処理を省略しても熱間圧延のままで冷間加工性を向上させるために、Ｔｉ等のフェライト結晶粒径微細化元素を極力低減し、フェライト結集粒径を粗大化させるＢやＺｒを添加する技術が開示されている。
【００１３】
特許文献３で開示された技術は、室温での変形抵抗、及び加工発熱領域での変形抵抗を低減する目的で、フェライト結晶粒径を粗大化させ、変形抵抗を低減することが目的である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特公昭５８−３７９０号公報
【特許文献２】特開平５−３２９５０５号公報
【特許文献３】特開２００１−３４２５４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明が解決しようとする問題点は、特許文献１，２で開示された方法は、何れも、鋳片の表面温度を低下させて鋳片表層に相変態を生じさせ、金属組織的に強度を持たせて割れ感受性を低下させるので、曲げ矯正に大きな力が必要になって設備が大掛かりになるという点である。加えて、特許文献１の方法では、フェライトバンドや表皮下割れが生成しやすい一方、特許文献２はＡｌＮを形成しやすいアルミニウムキルド鋼を対象としており、Ａｌの添加量が多いことに起因して発生する表面割れの抑制を目的とする本発明とは相違するという点である。
【００１６】
また、特許文献３で開示された技術を本願で対象とする熱間の鋳片に適用した場合、フェライト結晶粒径が粗大化して鋳片表面割れが生成しやすくなるという点である。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明は、低炭素アルミキルド鋼鋳片の連続鋳造時に、表面温度を制御することなく、垂直曲げ型連続鋳造機或いは湾曲型連続鋳造機の曲げ矯正時或いは曲げ戻し矯正時に発生する鋳片表面割れを抑制することを目的としている。
【００１８】
すなわち、本発明は、
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０９％、Ｍｎ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｐ：０．００５〜０．０３０％、Ｓ：０．０１〜０．０３％、Ａｌ：０．０６３〜０．０９３％、Ｎ：０．００６０％以下、その他、Ｆｅ及び不純物からなる低炭素アルミキルド鋼を連続鋳造する方法であって、
前記低炭素アルミキルド鋼に、０．０１０％＜Ｔｉ≦０．０２５％を添加し、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度をＡＬＮの析出開始温度（１０５０℃）以上となるようにすることを最も主要な特徴としている。
【００１９】
本発明は、０．０１０％＜Ｔｉ≦０．０２５％を添加し、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度をＡＬＮの析出開始温度（１０５０℃）以上とするので、Ａｌを０．０６３〜０．０９３質量％含有する低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造においてもＡｌＮの析出を抑制することができる。
【００２０】
上記本発明において、ＡｌＮの析出を抑制する観点からは、鋳片の表面温度は、ＴｉＮの析出開始温度（１４００℃）以下とすることが望ましい。
【発明の効果】
【００２１】
本発明では、ＡｌＮの析出を抑制することができるので、Ａｌの添加量を多くすることに起因して発生する低炭素アルミキルド鋼の鋳片表面割れを防止することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明は、低炭素アルミキルド鋼製品の中で時効硬化の抑制が要求されて、Ａｌの添加量を多くしなければならない鋼種において、Ａｌの添加量を多くすることに起因して発生する表面割れを抑制することを目的とするものである。
【００２３】
低炭素アルミキルド鋼鋳片の表面割れが発生した粒界部にはＡｌＮの析出が確認されており、γ粒界に析出したＡｌＮに曲げ矯正応力が集中することによって表面割れが発生している可能性が高いと考えられる。
【００２４】
一方、低炭素アルミキルド鋼に、Ｎとの親和力がＡｌに比べて大きい特性を有するＴｉを添加することによって、ＴｉＮ（チタンナイトライド）がＡｌＮに対して優先的に析出する。
【００２５】
発明者らは、このことが垂直曲げ型連続鋳造機或いは湾曲型連続鋳造機の、曲げ矯正時或いは曲げ戻し矯正時に発生する鋳片表面割れの主原因であるＡｌＮの析出を抑制し、表面割れ発生の抑制に有効であることを知見した。
【００２６】
また、凝固シェルの厚さが１０mm〜３０mmの範囲の二次冷却帯上部における鋳片の表面温度をＴｉＮの析出開始温度（約１４００℃）からＡＬＮの析出開始温度（約１０５０℃）の間に制御することにより、特に鋳片表層部におけるＴｉＮの析出を優先的に行わせてＡＬＮの析出を抑制でき、Ｔｉ添加の効果をより得ることが可能であることを知見した。
【００２７】
すなわち、本発明は、上記目的を、成分制御として適切な量のＴｉ添加を行うことと、二次冷却帯上部における鋳片温度を制御することにより実現した。
【００２８】
具体的には、本発明は、
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０９％、Ｍｎ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｐ：０．００５〜０．０３０％、Ｓ：０．０１〜０．０３％、Ａｌ：０．０６３〜０．０９３％、Ｎ：０．００６０％以下、その他、Ｆｅ及び不純物からなる低炭素アルミキルド鋼を連続鋳造する方法であって、
前記低炭素アルミキルド鋼に、０．０１０％＜Ｔｉ≦０．０２５％を添加し、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度をＡＬＮの析出開始温度（１０５０℃）以上となるようにすることを特徴とするものである。
【００２９】
ＡｌＮの析出を抑制する観点からは、前記した鋳片の表面温度を、ＴｉＮの析出開始温度（１４００℃）以下とすることが望ましい。発明者らの試験によれば、より望ましい鋳片の表面温度の範囲は１０５５℃〜１０８２℃の範囲である。
【００３０】
本発明において、上記化学成分範囲の低炭素アルミキルド鋼を対象とする理由、及びＴｉの添加量を規定する理由を、以下に説明する。以下、「質量％」を単に「％」と記載する。
【００３１】
・Ｃ：０．０１〜０．０９％
Ｃは、鋼材の必要強度を付与するのに必須の元素である。しかしながら、含有量が０．０１％未満では求める強度が得られず、また、０．０１％未満の低濃度に制御しようとするとコスト高となり経済的ではない。一方、０．０９％を超えて含有させた場合は、鋼の強度が高まって製品の加工性が低下してしまい、製品に要求される特性を満たすことができなくなるからである。
従って、本発明ではＣの含有量を０．０１〜０．０９％と規定した。
【００３２】
・Ｍｎ：０．２５〜０．４０％
Ｍｎは脱酸及び脱硫に有効であるのみならず、冷間加工後の熱処理時における焼入れ焼き戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。前記作用を有効に発現させるには、０．２５％以上添加する必要がある。しかしながら、０．４０％を超えて添加すると、冷間加工性を阻害するベイナイトを容易に発生させる。従って、本発明では、Ｍｎの含有量を０．２５〜０．４０％と規定した。
【００３３】
・Ｓｉ：０．０３％以下
Ｓｉは脱酸剤として有効な元素であるが、０．０３％を超えて添加すると、固溶強化により変形能低下を生じる可能性があり、含有量はできるだけ少ないことが望ましい。そこで、本発明ではＳｉの含有量を０．０３％以下とした。
【００３４】
・Ｐ：０．００５〜０．０３０％
Ｐは、焼き入れ性向上元素として有効である。但し、０．０３０％を超えて添加すると、凝固時にミクロ偏析し、熱間圧延時に粒界偏析して粒界を脆化させ、冷間加工の際に割れるおそれがある。一方、添加量が０．００５％未満の場合は、脱Ｐ処理工程の負荷が高く、コスト悪化を招いてしまう。従って、本発明では、Ｐの含有量を０．００５〜０．０３０％と規定した。
【００３５】
・Ｓ：０．０１〜０．０３％
Ｓは、主にＭｎＳの硫化物系介在物を形成する。そして、その含有量が０．０３％を超えると、熱間圧延時に鋳塊に偏析して鋳塊を脆化させ、冷間加工時に割れるおそれがある。一方、その含有量が０．０１％未満の場合は、ＭｎＳの硫化物系介在物が析出し難く、その結果、製品の被削性が低下してしまうおそれがある。そこで、本発明では、Ｓの含有量を０．０１〜０．０３％と規定した。
【００３６】
・Ａｌ：０．０６３〜０．０９３％
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるが、窒化物（ＡｌＮ）を生成し易く、ＡｌＮが多くなると結晶粒の微細化を生じる。また、ＡｌはＮを固定する元素として、下記で説明するＮと結合することで、鋼中のフリーなＮにより生じる時効硬化の問題を解決する。しかしながら、連続鋳造中において、ＡｌＮが結晶粒界に析出した状態で、鋳片圧下等の応力を付与した場合、結晶粒界に応力集中が生じ、表面割れを発生させる要因となる。従って、本発明では、ＡｌＮは出来るだけ生成させない方が良いので、ＡｌＮをできるだけ生成させないために、狙いを組成範囲の中央値よりも下を目標として０．０６３％以上、０．０９３％以下とした。
【００３７】
・Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは鋼中にフリーな状態で存在した場合、製品の時効硬化を引き起こす元素であり、低炭素鋼等、加工性が求められる製品においては、極力低位であることが望ましい。しかしながら、Ｎを低位にしようとした場合、大気からのＮピックアップを抑制するために、過度なシールをする必要があり、操業上のコスト低下を招いてしまう。従って、本発明では、Ｎの狙いを０．００６０％以下とした。
【００３８】
・Ｔｉ：０．０１０％を超え、０．０２５％以下
Ｔｉは、鋼中のＮと結合し、ＴｉＮとなって析出することにより、ＡｌＮの析出を抑制し、オーステナイト粒界での鋳片表面割れを抑制する。Ａｌの含有量が０．０６３〜０．１２％の本発明では、Ｔｉを０．０２５％添加すれば鋼中のＮと結合するのに十分である。また、０．０２５％を超えて添加してもその効果に変化は無く、コスト面での負荷が大きくなることから、上限値を０．０２５％とした。尚、含有量が過大となると、ＴｉＮの粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となる。一方、Ｔｉの添加量が０．０１０％以下の場合は、ＡｌＮの析出を抑制する効果を期待できないので、下限値を０．０１０％とした。
【００３９】
上記本発明によれば、低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造において、安定してＡｌＮの析出を抑制でき、鋳片の表面温度を制御するための設備改造や低温鋳片矯正装置を設置することなく、鋳片に発生する表面割れを抑制することができる。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明の効果を確認するために行った試験結果について説明する。
試験は、下記表１に示す化学成分の低炭素アルミキルド鋼から厚さ３３９mm、幅４６５mmの鋳片を湾曲型連続鋳造機を用いて連続鋳造し、その表面に発生した表面割れを調査することにより行った。連続鋳造は、０．６０〜０．７０m／minの速度で行い、二次冷却水の比水量は０．１８〜０．３５リットル／kg -steelとなるように制御した。
【００４１】
【表１】
0006347164.tif 000002
【００４２】
下記表２に試験条件及び試験結果を示す。
下記表２中の軽手入れ率は、連続鋳造機にて鋳造した鋳片を分塊工場に搬送して分塊圧延した後の鋼片の表面割れを手入れし、その割れ個数及び手入れ所要工数により評価した表面品質指標である。
【００４３】
前記軽手入率が大きいほど表面品質は良好であることを表す。この軽手入れ率が１００％よりも小さいものは、鋼片表面をグラインダーにて研削する必要があり、歩留りが低下するのみならず、研削量が過大となる場合は製品化できないものがあることを意味する。下記表２では、軽手入率が１００％の場合を〇、１００未満で９０％以上の場合を△、９０％未満の場合を×として評価した。
【００４４】
【表２】
0006347164.tif 000003
【００４５】
比較例１では、Ａｌの含有量が本発明で規定する範囲よりも少ない０．０６２％であったので、Ｔｉの添加量が本発明で規定する量よりも少ない０．００１％であっても、ＡｌＮの析出量が少なくて手入れをする必要がなく、軽手入れ率は１００％で、評価は〇であった。
【００４６】
しかしながら、比較例２では、Ａｌの含有量が本発明で規定する範囲内である０．０８３％であるにも拘らず、Ｔｉの添加量が本発明で規定する量よりも少ない０．００２％であったので、ＡｌＮの析出により表面割れが発生し、軽手入率が７６％で評価は×となった。
【００４７】
また、比較例３も比較例２と同様、Ａｌの含有量が本発明で規定する範囲内である０．０８０％にも拘らず、Ｔｉの添加量が本発明で規定する量よりも少ない０．０１０％であったので、ＡｌＮの析出により表面割れが発生し、軽手入率が７１％で評価は×となった。
【００４８】
これら比較例１〜３の場合、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度は、何れも、ＡＬＮの析出開始温度である１０５０℃以上であった。
【００４９】
一方、比較例４は、Ａｌの含有量が本発明で規定する範囲内である０．０８３％で、Ｔｉの添加量も本発明で規定する範囲内の０．０２３％であるものの、鋳造速度Ｖｃが０．６０m／minに低下した時にも二次冷却帯上部における冷却水の比水量を０．３５リットル／kgの一定としたので、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度がＡＬＮの析出開始温度未満の９８０℃に低下した。従って、軽手入れ率は９１％で１００％とはならず、評価は△であった。
【００５０】
これに対して、Ａｌの含有量が０．０８４％で、Ｔｉの添加量が０．０２５％の発明例１や、Ａｌの含有量が０．０９３％で、Ｔｉの添加量が０．０２３％の発明例２は、何れも、本発明で対象とする低炭素アルミキルド鋼に本発明で規定する範囲内のＴｉを添加したので、軽手入れ率は１００％で、評価は〇であった。
【００５１】
また、Ａｌの含有量が０．０７３％で、Ｔｉの添加量が０．０１１％の発明例３も、本発明で対象とする低炭素アルミキルド鋼に本発明で規定する範囲内のＴｉを添加したので、軽手入れ率は１００％で、評価は〇であった。
【００５２】
これら発明例１〜３の場合、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度は、何れも、ＡＬＮの析出開始温度である１０５０℃以上であった。
【００５３】
一方、Ａｌの含有量が０．０８２％で、Ｔｉの添加量が０．０２２％の発明例４の場合は、鋳造速度Ｖｃが０．６０m／minに低下した時において、特に二次冷却帯上部における冷却水の比水量を０．１８リットル／kgと、発明例１〜３よりも低下させて、鋳片の凝固シェル厚さが１０mm〜３０mmの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度を、ＡＬＮの析出開始温度である１０５０℃以上としたので、軽手入れ率は１００％で、評価は〇であった。
【００５４】
本発明は上記した例に限らないことは勿論であり、各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。
【００５５】
本発明方法は、上記実施例で説明した鋳片サイズによらず、スラブやビレットの連続鋳造においても適用可能と考える。また、鋳造速度や二次冷却は連続鋳造機毎の鋳造制約があるため、鋳造速度及び二次冷却水の比水量も上記実施例で説明した範囲に限らず、特にその上下限値は無いと考えられる。