(57)【要約】【課題】  鋼を連続鋳造で製造する際に、鋳片の表面割れ、特に粒界割れを防止することが可能な、表面割れの少ない鋳片を提供すること。【解決手段】  規定量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎ、Ｏを含有し、かつ、ＡｌやＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎの少なくとも１種以上を含む炭素鋼を連続鋳造で製造する場合に、粒界割れが生じない鋳片として、Ｐ：０．０５〜０．５質量％かつＣｅまたはＬａのうち１種以上を０．００５〜０．５質量％含むことを特徴とする表面割れの発生しにくい鋳片。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００１〜１．５質量％
Ｍｎ：０．０１〜３．０質量％
Ｓｉ：０．００５〜４．０質量％
Ｓ：０．００１〜０．０５質量％
Ｎ：０．００２０〜０．０２質量％
Ｏ：０．０００５〜０．００５０質量％
Ａｌ：０．００６〜０．１質量％を含み、
かつ、Ｎｂ：０．００４〜０．１質量％、Ｔｉ：０．００４〜０．１質量％、Ｖ：０．０１〜０．１質量％の一種または二種以上、その他必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの一種または二種以上を１．０質量％以下含み、残部鉄および不可避的不純物からなる炭素鋼で、Ｐ：０．０５〜０．５質量％、ＣｅおよびＬａの一種または二種を０．００５〜０．５質量％含有することを特徴とする表面割れの少ない鋳片。
【請求項２】
鋳片表層から５ｍｍ〜３５ｍｍ範囲のγ粒径の平均値が、下記の範囲にあることを特徴とする請求項１に記載の表面割れの少ない鋳片。
ｄ≦３
ここでｄ（ｍｍ）は、γ結晶粒の円相当径の平均値を表す。
【請求項３】
鋳片厚みが７０ｍｍ未満の場合には、表層から５ｍｍ部分を除いた範囲のγ粒径の平均値が、下記の範囲にあることを特徴とする請求項１に記載の表面割れの少ない鋳片。
ｄ≦３
ここでｄ（ｍｍ）は、γ結晶粒の円相当径の平均値を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、連続鋳造で製造した鋳片の表面割れを防止する技術に係わるものである。鋼の製造においては、成分調整した溶鋼を固める際に、一般に連続鋳造法が用いられているが、溶鋼に表面割れの発生しやすい成分が含まれていると、連続鋳造の際に鋳片の表面で割れが発生する。特に、鋳片の幅方向端部近くで発生する割れは、γ粒界に沿った割れであり、開口部が狭いために発見が困難で、かつ割れが深いために圧延後に欠陥として残りやすい。
本発明は、このような鋳片の表面割れ、特に粒界に沿って発生する割れ（粒界割れ）を防止する技術に属するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来の技術としては、粒界割れが発生しやすい成分を制限することが開示されている。例えば、特許文献１では、含Ｎｂ、Ｖ鋼でＮを０．００５％以下に制御することが示されている。更に、特許文献２では、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉ含有量に関して、特定の関係式を満たすようにして割れを防止することが提示されておる。しかしながら、ＮやＮｂ、Ｔｉは定められた材質を得るためには不可欠な元素であり、鋼の用途によっては、成分を制約する方法がとれない場合がある。
【０００３】
また、粒界割れを防止する方法として、連続鋳造での冷却方法を規定することが開示されている。例えば、特許文献３では、鋳片表層部を特定温度で複数回繰り返して冷却して割れを防止することが示されている。更に、特許文献４では、ＣやＭｎ、Ｐ含有量が特定の範囲に入る鋼に対して冷却速度を規定したり、鋳片表層部の温度が９００℃以上で矯正点を通過させることで割れを防止する方法が挙げられている。特許文献５では、連続鋳造の垂直部領域、曲げ部領域において、鋳片の両コーナー部の表面温度を夫々７５０〜９００℃、８００℃以上となるよう冷却して割れを防止することが提示されている。しかしながら、繰り返し冷却の場合は、連続鋳造の速度を制限するために生産性が問題となる場合があり、鋳片の温度を高めにする方法では鋳片内部の割れが発生しやすくなるという問題がある。
【０００４】
一方、粒界割れを防止する他の方法として、特許文献６には、冷却過程で特定条件の塑性歪を加えてオーステナイト粒度を微細化させる方法が示されている。この場合には、圧下のためのロールやショットブラスト装置が新たに必要となる。
以上のように、粒界割れを防止するための方法として発明された従来の方法では全て、問題点や制約が生じる。
【特許文献１】特開昭５４−１５５１１４号公報
【特許文献２】特開２００３−１６６０３８号公報
【特許文献３】特開昭５５−１４１７３号公報
【特許文献４】特開昭５６−３３１５６号公報
【特許文献５】特開昭５８−２２４０５４号公報
【特許文献６】特開昭５４−１５５１２３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
鋼を連続鋳造で製造する際に、鋳片の表面割れ、特に粒界割れを防止しようとした場合、従来の方法では、割れやすい成分の規制や冷却方法の変更、歪の付与といった方法が提案されていたが、それぞれ、鋼の用途によっては成分制約が出来ない、連続鋳造の生産性が低下する、鋳片内部の割れが発生しやすくなる、圧下のためのロールやショットブラスト装置が新たに必要となるといった問題がある。
本発明では、この解決法として、従来の技術の方法とは異なる方法で鋳片の組織を細かくし、粒界割れを防止する方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的を達成するために、本発明は以下の構成を特徴とする。
（１）Ｃ：０．００１〜１．５質量％、Ｍｎ：０．０１〜３．０質量％、Ｓｉ：０．００５〜４．０質量％、Ｓ：０．００１〜０．０５質量％、Ｎ：０．００２０〜０．０２質量％、酸素：０．０００５〜０．００５０質量％、Ａｌ：０．００６〜０．１質量％を含み、かつ、Ｎｂ：０．００４〜０．１質量％、Ｔｉ：０．００４〜０．１質量％、Ｖ：０．０１〜０．１質量％の一種または二種以上、その他必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの一種または二種以上を１．０質量％以下含み、残部鉄および不可避的不純物からなる炭素鋼で、Ｐ：０．０５〜０．５質量％、ＣｅおよびＬａの一種または二種を０．００５〜０．５質量％含有することを特徴とする表面割れの少ない鋳片。
（２）鋳片表層から５ｍｍ〜３５ｍｍ範囲のγ粒径の平均値が、下記の範囲にあることを特徴とする前記（１）に記載の表面割れの少ない鋳片。
ｄ≦３
ここでｄ（ｍｍ）は、γ結晶粒の円相当径の平均値を表す。
（３）鋳片厚みが７０ｍｍ未満の場合には、表層から５ｍｍ部分を除いた範囲のγ粒径の平均値が、下記の範囲にあることを特徴とする前記（１）に記載の表面割れの少ない鋳片。
ｄ≦３
ここでｄ（ｍｍ）は、γ結晶粒の円相当径の平均値を表す。
【発明の効果】
【０００７】
本発明により、鋼の用途によっては成分制約が出来ない、連続鋳造の生産性が低下する、鋳片内部の割れが発生しやすくなる、圧下のためのロールやショットブラスト装置が新たに必要になるといった問題を生じることなく、粒界割れを防止することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
本発明者は、粒界割れがγ結晶粒の大きさに依存することに着目して、粒界割れを防止するためにγ結晶粒を微細にすることを考え、その手段としてＣｅやＬａ、Ｐを適量加える方法を着想するに至った。
【０００９】
以下に本発明の詳細を記す。
γ結晶粒を微細にすると粒界割れが発生しにくくなるという知見は従来から存在する（例えば、前記特許文献６）。γ結晶粒を微細にする方法として、従来から凝固する前の溶鋼に接種材を添加して、その接種材を核として微細な凝固組織を生成させ、そこから微細なγ結晶粒を生成させる方法や炭素や窒素と化合しやすい元素を添加して微細な析出物を生成させ、γ結晶粒の成長を抑制する方法、または析出物の代わりに、脱酸元素の添加により微細な酸化物を作る方法がある。しかしながら、一般に広く製造されている低炭素鋼では、折角凝固組織を微細にしても、δ相からγ相に変態する際に結晶粒が大きくなってしまうことが多い。
【００１０】
本発明では、γ結晶粒を微細にする方法として、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐの添加を考えた。ＣｅやＬａはＰと結合して非常に微細な析出物を作ることは発明者の別の研究ですでに見い出している。これらの元素は凝固の際に偏析しやすいので、δ／γ変態後でもγ結晶粒界に効率良く析出物を作ることが出来る。また濃度が高くなると融点が低くなるので、δ／γ変態後でも、γ結晶粒のまわりに液相が存在して、γ結晶粒の成長を抑制する可能性が期待できた。
【００１１】
そこで、実験室での実験で、表１に示した組成の鋼にＣｅ、Ｌａ、Ｐの濃度を変化させたものを溶製し、そこから切り出した試験片を高温引っ張り試験機で引っ張ることにより、脆化の程度を評価した。連続鋳造での温度履歴をシミュレーションするために、室温から昇温して一旦試料を溶融させてから７００〜９００度の所定温度に保持し、引っ張りを行った。引っ張り後、破断した試料断面収縮率を絞り値として測定した。
【００１２】
【表１】
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【００１３】
試験結果を図１に示す。引っ張り試験は粒界脆化が生じやすい７００℃〜９００℃の温度で行ったが、ここでは一番脆化が激しい８００℃での絞り値を示した。図１より、ＣｅまたはＬａ濃度が０．０１質量％以上かつＰ濃度が０．０５質量％以上で、絞り値が６０％以上になっている。本実験での絞り値が６０％以上になると実際の連続鋳造プロセスでは粒界割れが生じないので、これよりＣｅ、Ｌａ、Ｐ濃度が所定の値以上であると粒界割れを防止できることが求められた。また、図１には、ＣｅとＬａを同時に添加した場合のデータも示すが、この場合でもＣｅ＋Ｌａ濃度が０．００５質量％以上でかつＰ濃度が０．０５質量％以上の場合に絞り値が６０％以上となっている。従って、ＣｅとＬａを同時に添加した場合も粒界割れに対して効果が有ることが判った。
【００１４】
これらの引っ張り試験後の試料の組織を観察すると明らかにγ結晶粒径が小さくなっており、また、γ結晶粒界には微細な析出物が多数観察された。このことから、当初予想していた通り、ＣｅやＬａがＰと化合して生成した析出物がγ結晶粒の成長を抑制し、γ結晶粒が微細になり、その結果、絞り値が向上したことが判る。
【００１５】
次に、発明の条件を規定した理由とこの発明の具体的な適用法について説明する。Ｃは鋼の強度を持たす為に不可欠の元素であるが、加工性を得る為に最近では非常に低いものも製造されている。この観点から下限を０．００１質量％とし、上限は一般に使われている鋼の最大炭素量として１．５質量％とした。また、Ｍｎも強度を得るために必要でありその効果を出すために下限を０．０１質量％とし、上限は特殊用途で使用される場合の最大値３質量％とした。Ｓｉは用途によっては不要の場合もあるが、不可避的に混入するためその下限を０．００５質量％とし、上限は特殊用途で用いられる４．０質量％とした。Ｓは製品特性に害をなす場合が多く極力低位とすることが望ましいが、不可避的に混入するため下限値０．００１質量％が現実的である。また、上限は連続鋳造時の割れを防ぐために０．０５質量％とした。酸素は非金属介在物生成の原因となるため、極力低いほうが望ましいが、下限は不可避的に混入する０．００１質量％とし、上限は介在物があまり多くなると製品欠陥の原因となるので、０．０５０質量％とした。
【００１６】
Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは本発明に関係する元素である。Ａｌは脱酸の目的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは材料の強度や靭性を上げるために用いられているが、Ｎと化合して析出物を生成し、これがγ粒界割れの原因となる、これらの濃度が少なければ、割れは発生しないので、本発明の用いる必要はない。従って、下限は本発明を用いなくても脆化を生じさせない濃度で規定した。また、上限は、本発明の効果が出なくなる濃度として規定した。これより、それぞれ次に濃度範囲となる。Ａｌ：０．００６〜０．１質量％、Ｔｉ：０．００４〜０．１質量％、Ｎｂ：０．００４〜０．１質量％、Ｖ：０．０１〜０．１質量％。また、Ｎは上記の元素と化合して割れの原因となる析出物を作るので、同様に、下限は本発明を用いないでも脆化を生じさせない濃度として、上限は本発明の効果が出る限界の濃度として規定した。Ｎ：０．００２０〜０．０２質量％。
【００１７】
Ｃｅ、Ｌａ、Ｐは本発明の重要な元素である。ＣｅやＬａはＰと化合して微細な析出物を作ることにより、γ粒界に析出してその成長を抑制し、γ粒径を微細にすることで割れを防止する働きを持つ。下限は本発明を効果が出る量として、また上限は、析出物が非常に多くなってそれ自体が割れの発生の原因になる限界の濃度として、それぞれ以下のように規定した。Ｃｅ：０．０１〜０．５質量％、Ｌａ：０．０１〜０．５質量％、Ｐ：０．０５〜０．５質量％。また、ＣｅとＬａは原子量も隣同士で近く、性質も似ているので、ＣｅとＬａを同時に添加した場合でも、その合計が上記の、ＣｅまたはＬａ単独の濃度の範囲に有れば、本発明の効果が得られる。その他、鋼の用途に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの一種または二種以上を１．０質量％以下含んでも構わない。
【００１８】
以上述べた成分の範囲に入っていれば、本発明の目的を達成できるが、更に鋳片の組織が前記の成分条件に加えて下記の条件を満たしていれば、割れ発生を非常に少なくする事が出来る。すなわち、鋳片表層から５ｍｍ〜３５ｍｍ範囲のγ粒径の平均値が、円相当径で３ｍｍ以下であれば、操業条件が変動しても（例えば、他の目的のために冷却水量を多くする必要が生じて、表面割れが発生し易い状況となっても）割れは生じない。この条件は以下のようにして決定した。
【００１９】
γ粒径に関しては、ラボ実験の結果と実鋳片では、冷却の条件が異なるために、ラボ実験で得た結果から定めることは出来ない。そこで、実機での製造結果から求めた。すなわち、γ粒が微細になる効果が出た、表２に示す鋼種を垂直曲げ型連鋳機で鋳造した。鋳片サイズは、幅１８００ｍｍ一定で厚みは２８０ｍｍである。割れやすい状況を故意に作るために、冷却水量を増加させ、鋳造速度を大きく変化させた。冷却水量は、鋳片ｋｇあたり２．０ｌ（比水量：２．０ｌ／ｋｇ））となるよう設定した。鋳造速度は短時間の間に０．８から１．５まで大きく変化させた。γ粒径を更に細かくする手段としては、鋳型内を電磁力で攪拌させ、更にタンディッシュ内の溶鋼温度を平均で当該鋼種の液相線温度との差で１０度以内になるようにした。
【００２０】
【表２】
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【００２１】
ここで、平均γ粒径とは、実鋳片の法線面でかつ鋳造方向と直角な面（通常Ｃ断面と呼称）について腐食し、顕出した個々のγ結晶粒で表層から５ｍｍ〜３５ｍｍの範囲にあるものの大きさを円相当径として測定し、その平均値を求めたものである。なお、実鋳片は幅が大きいので、全幅にわたって測定することは困難である。そこで、図２に示すように、鋳片幅中心部を起点に左右２００ｍｍピッチで基準線を設け、個々の基準線を中心に左右１０ｍｍ分について測定し、すべての測定データを平均化した。ただし、両端から３００ｍｍ分は端部からの凝固の影響があるので、省いた。なお、鋳片表層から５ｍｍ〜３５ｍｍの範囲としたのは、鋳片の割れは表層のγ結晶粒の大きさに支配されるが、鋳片の極表層は凹凸があったり、薄いチル晶が見られたりして、γ粒径を定量的に測定することが難しいからである。
【００２２】
結果を表３に示す。表より、ＣｅとＰが適正量であり、更に電磁攪拌と溶鋼温度低下によって、鋳片の平均γ粒径を３ｍｍ以下となるようにした場合は、冷却水量や鋳造速度を大きく変化させても、割れが生じなかった。一方、電磁攪拌と溶鋼温度低下をせず、鋳片の平均γ粒径が３ｍｍ以下にならなかったものについては、非常に小さいながら割れが生じた。すなわち、ＣｅとＰが適正量である場合、通常の操業条件では、前述したように割れ防止の効果が出せる（表３においても効果が得られた）が、冷却水量や鋳造速度を大きく変化させるという極端な条件下では、微小な割れが生じる場合もあり得る。この結果より、γ粒径３ｍｍ以下という条件を決定した。
【００２３】
【表３】
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【００２４】
なお、本発明の効果は、連鋳機の形式や鋳片厚みや鋳造速度が変わっても、発現が可能である。従って、鋳片厚みが２００〜３６０ｍｍである現行タイプの連鋳機以外に、鋳片厚みが４０〜１５０ｍｍ程度の比較的薄い鋳片を製造する高速連鋳機にも適用が可能である。ただし、鋳片厚みが７０ｍｍ未満の場合には、鋳片表層５ｍｍ〜３５ｍｍの範囲がとれないので、その場合には、表層から５ｍｍ部分を除いた範囲のγ粒径の平均値を用いても構わない。
【実施例１】
【００２５】
表４に示す成分の炭素鋼を下記の製造条件で連続鋳造し、得られた鋳片の割れを調査した。割れの調査方法としては、下記の評価方法に示すように、鋳片上面と下面にスカーフ溶削を２ｍｍ〜１０ｍｍ行い、表面を目視観察した。更に鋳片からサンプルを切り出し、断面の割れの状態をカラーチェックで調査した。なお、発明Ｄ、Ｇ、Ｊについては、６００Ａで電磁攪拌を印加し、溶鋼温度も低めにした。
［製造条件］
（１）製造プロセス：転炉→ＲＨ→連続鋳造
（２）連続鋳造    ：垂直曲げ型連鋳機（垂直部３ｍ、曲げ半径７．５ｍ、スラブ連鋳機）
鋳片サイズ：幅１８００ｍｍ一定、厚み２８０ｍｍ
［割れおよびγ粒径の評価方法］
（１）目視：連続鋳造した鋳片の上面と下面にスカーフ溶削を２〜４ｍｍ行い、割れが目視で見られた場合を×、見られない場合を○とする。
（２）カラーチェック：鋼片からサンプルを切り出し、鋳造方向と垂直な、鋼片厚み方向の面を研磨してカラーチェックを行い、割れが見られた場合を×、見られない場合を○とする。
（３）γ粒径の測定
鋳片の法線面でかつ鋳造方向と直角な面（通常Ｃ断面と呼称）について、ピクリン酸飽和溶液で腐食し、顕出した個々のγ結晶粒で表層から５ｍｍ〜３５ｍｍの範囲にあるものの大きさを円相当径として測定し、その平均値を求めた。鋳片幅中心部を起点に左右２００ｍｍピッチで基準線を設け、個々の基準線を中心に左右１０ｍｍ分について測定し、すべての測定データを平均化した。ただし、両端から３００ｍｍ分は端部からの凝固の影響があるので、省いた。
【００２６】
【表４】
2005298909.tif 000006
【００２７】
結果を表５に示す。表より、本発明の場合の条件を満たす場合（発明Ａ〜Ｊ）には、目視観察およびカラーチェックとも割れは検出されなかった。特に、γ粒径が３ｍｍ以下の場合には、比水量を上げて強冷却させたり、鋳造速度を変化させて割れを発生しやすい条件を作ったりしても割れは発生しなかった。一方、比較Ａ〜Ｊのいずれの比較例においても、成分が本発明条件を満たさないために、割れが発生した。すなわち、比較Ａでは、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐのいずれの成分も本発明を満たさないために、比較Ｂ、比較ＣではＰが満たさないために、比較ＤではＣｅが満たさないために、比較Ｅ、比較ＪではＬａが満たさないために、比較ＦではＰが、比較ＧではＬａが、比較ＨではＬａが本発明条件よりも多いために、比較ＩではＣｅとＬａの合計が本発明を満たさないために、鋳片の目視やカラーチェック検査で割れが観察された。
【００２８】
【表５】
2005298909.tif 000007
【実施例２】
【００２９】
表４に示す成分の炭素鋼の一部を下記に示す製造条件で連続鋳造し、得られた鋳片の割れを調査した。割れの調査方法としては、鋳片上面と下面にスカーフ溶削を２ｍｍ〜５ｍｍ行い、表面を目視観察した。更に鋳片からサンプルを切り出し、断面の割れの状態をカラーチェックで調査した。ただし、γ粒径の測定に関しては、鋳片厚みが５０ｍｍと薄いので、表層から５ｍｍ部分を除いた範囲のγ粒径の平均値を用いた。
［製造条件２］
（１）製造プロセス：転炉→ＲＨ→連続鋳造
（２）連続鋳造    ：垂直曲げ型試験連鋳機、
鋳片サイズ：幅１１００ｍｍ一定、厚み５０ｍｍ
電磁攪拌：６００Ａ
【００３０】
結果を表６に示す。表より、本発明の場合の条件を満たす場合（発明Ｂ、Ｄ、Ｆ）には、目視観察およびカラーチェックとも割れは検出されなかった。特に、γ粒径が３ｍｍ以下の場合には、比水量を上げて強冷却させたり、鋳造速度を変化させて割れを発生しやすい条件を作ったりしても割れは発生しなかった。一方、比較Ｂ、Ｄ、Ｆのいずれの比較例においても、成分が本発明条件を満たさないために、割れが発生した。すなわち、比較ＢではＰが本発明を満たさないために、比較ＤではＣｅが満たさないために、比較ＦではＰが本発明条件よりも多いために、鋳片の目視やカラーチェック検査で割れが観察された。
【００３１】
【表６】
2005298909.tif 000008
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】Ｃｅ、Ｌａ、Ｐ濃度と絞り値の関係を表した図。
【図２】γ粒径を測定する位置を表した図。
【図１】
2005298909.tif 000009
【図２】
2005298909.tif 000010