(57)【要約】  高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造における圧延時の割れを抑制できる高マンガン鋼鋳片の製造方法を提供する。  本発明に係る高マンガン鋼鋳片の製造方法は、特定の成分組成を有する高マンガン鋼溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造するにあたり、連続鋳造機内または次工程の熱間圧延用加熱炉装入までの搬送工程で、表面温度が６００℃以上１１００℃以下の前記鋳片に下記（１）式で算出される加工歪み量が３．０％以上１０．０％以下となる加工歪みを付与する。  加工歪み量（％）＝ｌｎ（加工前の鋳片の断面積／加工後の鋳片の断面積）×１００・・・（１）
2020153407.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以上１．３％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、
Ｍｎ：１０％以上３０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
Ｃｒ：０．１％以上１０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．２０００％以下を含有し、
更に、任意添加元素として、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造するにあたり、
連続鋳造機内または次工程の熱間圧延用加熱炉装入までの搬送工程で、表面温度が６００℃以上１１００℃以下の前記鋳片に下記（１）式で算出される加工歪み量が３．０％以上１０．０％以下となる加工歪みを付与する、高マンガン鋼鋳片の製造方法。
加工歪み量（％）＝ｌｎ（加工前の鋳片の断面積／加工後の鋳片の断面積）×１００・・・（１）
【請求項２】
表面温度が下記（２）式で算出されるＴｐ以上である前記鋳片に、前記加工歪みを付与する、請求項１に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
Ｔｐ（℃）＝６００＋１５［％Ｃ］２＋３３３［％Ｃ］−４［％Ｍｎ］＋４０［％Ｃｒ］・・・（２）
（２）式において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］は、前記鋳片のＣ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量（質量％）である。
【請求項３】
前記鋳片の成分組成は、さらに下記（３）式を満足する、請求項１または請求項２に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
［％Ｍｎ］×（［％Ｓ］−０．８×［％Ｃａ］）≦０．１０・・・（３）
（３）式において、［％Ｍｎ］、［％Ｓ］、［％Ｃａ］は、前記鋳片のＭｎ、Ｓ、Ｃａの含有量（質量％）である。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を熱間圧延して鋼片または鋼板を製造する、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、核融合施設やリニアモータカー用路盤、核磁気共鳴断層室等の機械構造用部材ならびに液化ガス貯蔵用タンク等の極低温環境で使用される構造用鋼の高マンガン鋼の素材となる鋼片や鋼板の製造に用いられる高マンガン鋼鋳片の製造方法に関する。また、当該高マンガン鋼鋳片を用いた高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト単相組織で非磁性特性を有する高マンガン鋼は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼や、９％ニッケル鋼、５０００系アルミニウム合金などの極低温用金属材料に代わる安価な鋼材として要望が高まっている。【０００３】
従来、これら高マンガン鋼の素材となる鋼片は、造塊法で鋼塊を得、これを熱間で分塊圧延して製造することが一般的であったが、最近では生産性向上やコスト低減の観点から、連続鋳造法で得た鋳片からの製造が不可欠となっている。高マンガン鋼の鋼片を連続鋳造法で得た鋳片から製造する場合、連続鋳造時の鋳片の表面割れや、分塊圧延時の鋼片の表面割れが多発し、割れ疵除去のための手入れ増大ならびに歩留り低下が問題となる。このため、鋳片および鋼片の表面割れを抑制できる連続鋳造鋳片からの高マンガン鋼鋼片の製造方法が強く望まれていた。【０００４】
高マンガン鋼の連続鋳造鋳片を、表面割れを発生させずに熱間圧延する技術は、特許文献１に開示されている。この技術は、質量％で、Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１１〜２０％、Ｃｒ：３％以下を含有する溶鋼を連続鋳造する際、鋳片表面の冷却最終温度の下限を、Ｃ、およびＣｒ含有量の関数より算出される値以上にしつつ、鋳片表面をその温度以上に維持したまま加熱炉に装入し、熱間圧延の１パス目で与える圧下歪みを３〜６％の範囲とする方法である。【０００５】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．９〜１．２０％、Ｍｎ：１１．０〜１４．０％、Ｐ：０．０８％以下を含有する溶鋼を連続鋳造するにあたり、二次冷却水の比水量を０．７〜１．１Ｌ／ｋｇの範囲とし、さらにその鋳片を均熱後、予備圧延するに際し、均熱炉での昇熱・温度保持条件を制限するとともに、予備圧延後に水靱処理を行うことで表面割れを防止する方法が開示されている。【０００６】
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０９〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１０〜３１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．５０％を含有し残部がＦｅおよび不純物からなる溶鋼を連続鋳造するにあたり、鋳型に給湯する直前の溶鋼温度と鋳造速度とを適正範囲内とすることにより、表面割れなどの欠陥の発生を抑制する高マンガン含有鋼の製造方法が開示されている。また、特許文献４には、母材および溶接熱影響部の靱性に優れた極低温用高マンガン鋼材として、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの添加等を施した好適成分組成範囲の高マンガン鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平６−３２２４４０号公報
【特許文献２】特開昭５９−１３５５６号公報
【特許文献３】特開２０１１−２３０１８２号公報
【特許文献４】特開２０１６−１９６７０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１、２に開示された方法では、連続鋳造後の鋳片の保温や均熱処理が不可欠で、製造工程上大きな制約が生じる。特に、鋳片搬送中にその温度を厳格に管理することは実際上困難である。このため、Ｍｎ含有量が２０質量％以上、あるいはＣｒ含有量が３％を超える成分組成の鋳片に対しては表面割れ抑制効果が十分に得られない。【０００９】
特許文献３に開示された方法は、鋳型内での初期凝固シェルの不均一の解消や、粒界に形成された低融点の炭化物が溶融することによる粒界脆化の回避を想定したものであり、比較的高温域での鋳片の割れを対象としている。一方、後述するように、より低温域での現象も高マンガン鋼の表面割れに大きな影響を及ぼしていることから、特許文献３に開示された方法でも高マンガン鋼の表面割れを十分に抑制できない。特許文献４には、極低温用高マンガン鋼材として、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの添加等を施した好適成分組成範囲が開示されているのみで、当該成分組成の溶鋼を、表面割れ等の欠陥を発生させることなく連続鋳造する条件については何ら記載されていない。【００１０】
本発明は、かかる状況を鑑みてなされたものであり、Ｍｎの含有量が２０質量％を超える高マンガン鋼鋼片または鋼板を製造する場合であっても圧延時の割れを抑制できる高マンガン鋼鋳片の製造方法を提供することを目的とする。また、前記高マンガン鋼鋳片を用いた高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明において鋳片とは、次工程の熱間圧延を施す前の段階のものを指し、熱間圧延を施す前に、本発明における加工歪みの付与や表面手入れ等を行ったものも鋳片と呼ぶ。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］  質量％で、Ｃ：０．１０％以上１．３％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、Ｍｎ：１０％以上３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｃｒ：０．１％以上１０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００５０％以上０．２０００％以下を含有し、更に、任意添加元素として、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造するにあたり、連続鋳造機内または次工程の熱間圧延用加熱炉装入までの搬送工程で、表面温度が６００℃以上１１００℃以下の前記鋳片に下記（１）式で算出される加工歪み量が３．０％以上１０．０％以下となる加工歪みを付与する、高マンガン鋼鋳片の製造方法。
加工歪み量（％）＝ｌｎ（加工前の鋳片の断面積／加工後の鋳片の断面積）×１００・・・（１）
［２］  表面温度が下記（２）式で算出されるＴｐ以上である前記鋳片に、前記加工歪みを付与する、上記［１］に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
Ｔｐ（℃）＝６００＋１５［％Ｃ］２＋３３３［％Ｃ］−４［％Ｍｎ］＋４０［％Ｃｒ］・・・（２）
（２）式において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］は、前記鋳片のＣ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量（質量％）である。
［３］  前記鋳片の成分組成は、さらに下記（３）式を満足する、上記［１］または上記［２］に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
［％Ｍｎ］×（［％Ｓ］−０．８×［％Ｃａ］）≦０．１０・・・（３）
（３）式において、［％Ｍｎ］、［％Ｓ］、［％Ｃａ］は、前記鋳片のＭｎ、Ｓ、Ｃａの含有量（質量％）である。
［４］  上記［１］から上記［３］のいずれかに記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を熱間圧延して鋼片または鋼板を製造する、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に係る高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を用いることで、熱間圧延時の表面割れが抑制され、表面割れが抑制された高マンガン鋼鋳片が製造できる。これにより、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造における手入れコストの削減、製造リードタイムの低減、および歩留りの向上が実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は、高温引張試験で得られたＲＡ値と引張温度との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、結晶粒径比と加工歪み量との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、炭化物の析出温度と、６００＋１５［％Ｃ］２＋３３３［％Ｃ］−４［％Ｍｎ］＋４０［％Ｃｒ］との関係を示すグラフである。
【図４】図４は、ＲＡ値と［％Ｍｎ］×（［％Ｓ］−０．８×［％Ｃａ］）との関係を示すグラフである。
【図５】図５は、連続鋳造機内の水平帯で鋳片に８．０％の加工歪みを付与した場合における鋳片の表面温度変化の推移を示すグラフである。
【図６】図６は、表面温度がＴｐ以上の鋳片に８．０％の加工歪みを付与した鋳片の表面近傍の凝固組織を模式的に示した図である。
【図７】図７は、連続鋳造機内の水平帯で鋳片に８．０％の加工歪みを付与しない場合における鋳片の表面温度変化の推移を示すグラフである。
【図８】図８は、表面温度がＴｐ以上の鋳片に８．０％の加工歪みを付与していない鋳片の表面近傍の凝固組織を模式的に示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。本実施形態に係る高マンガン鋼は、Ｃ：０．１０％以上１．３％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、Ｍｎ：１０％以上３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００５０％以上０．２０００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する。なお、成分組成における成分の含有量を表す「％」は、特に断わらない限り「質量％」を意味する。
【００１５】
Ｃ（炭素）：０．１０％以上１．３％以下
Ｃは、オーステナイト相の安定化と強度の向上を目的として添加される。Ｃの含有量が０．１０％未満では必要な強度が得られない。一方、Ｃの含有量が１．３％を超えると炭化物やセメンタイトの析出量が過大となり靱性が低下する。このため、Ｃの含有量は０．１０％以上１．３％以下である必要があり、０．３０％以上０．８％以下であることが好ましい。
【００１６】
Ｓｉ（珪素）：０．１０％以上０．９０％以下
Ｓｉは、脱酸と固溶強化を目的として添加される。この効果を得るには、Ｓｉの含有量が０．１０％以上である必要がある。一方、Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、多量に添加すると高マンガン鋼のオーステナイト組織が不安定になる。このため、Ｓｉの含有量は０．９０％以下である必要がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．１０％以上０．９０％以下である必要があり、０．２０％以上０．６０％以下であることが好ましい。
【００１７】
Ｍｎ（マンガン）：１０％以上３０％以下
Ｍｎは、オーステナイト組織を安定化し、強度の増加をもたらす元素である。特に、Ｍｎの含有量を１０％以上とすることによって、オーステナイト鋼に期待される非磁性および低温靱性といった特性が得られる。一方で、一般にオーステナイト鋼は熱間加工性に乏しく、中でも高マンガン鋼は連続鋳造や熱間圧延時の割れの感受性が高い材料として知られている。特に、Ｍｎの含有量が３０％を超えると加工性が著しく低下する。従って、Ｍｎの含有量は１０％以上３０％以下である必要があり、２０％以上２８％以下であることが好ましい。
【００１８】
Ｐ（燐）：０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に含まれる不純物元素であり、靱性の低下や熱間脆化を招く。このため、Ｐの含有量は少ないほどよいが、０．０３０％までは許容できる。したがって、Ｐの含有量は、０．０３０％以下である必要があり、０．０１５％以下であることが好ましい。
【００１９】
Ｓ（硫黄）：０．００７０％以下
Ｓは、鋼中に含まれる不純物元素であり、ＭｎＳ等の硫化物が起点となって靱性を低下させる。このため、Ｓの含有量は少ないほどよいが、０．００７０％までは許容できる。したがって、Ｓの含有量は、０．００７０％以下である必要があり、０．００３０％以下であることが好ましい。
【００２０】
Ａｌ（アルミニウム）：０．０１％以上０．０７％以下
Ａｌは、脱酸を目的として添加される。必要な脱酸効果を得るには、Ａｌの含有量が０．０１％以上である必要がある。一方、Ａｌの含有量が０．０７％を超えるほど添加されても脱酸効果は頭打ちとなると同時に過剰なＡｌＮが生成して熱間加工性が低下する。したがって、Ａｌの含有量は０．０１％以上０．０７％以下である必要があり、０．０２％以上０．０５％以下であることが好ましい。
【００２１】
Ｃｒ（クロム）：０．１％以上１０％以下
Ｃｒは、固溶強化を目的として添加される。このため、Ｃｒの含有量は０．１％以上である必要がある。一方、Ｃｒを多量に添加すると高マンガン鋼のオーステナイト組織が不安定になり、脆化の原因となる粗大炭化物が析出する。したがって、Ｃｒの含有量は１０％以下が必要であり、７％以下であることが好ましい。
【００２２】
Ｎｉ（ニッケル）：０．０１％以上１．０％以下
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化し、炭化物の析出抑制に寄与する元素である。このため、Ｎｉの含有量は０．０１％以上である必要がある。一方、Ｎｉを過剰に添加するとマルテンサイトが生成しやすくなるので、Ｎｉの含有量は１．０％以下である必要があり、０．０２％以上０．８％以下であることが好ましい。
【００２３】
Ｃａ（カルシウム）：０．０００１％以上０．０１０％以下
Ｃａは、適量添加すると微細な酸化物や硫化物を形成し、析出介在物による粒界脆化を抑制する。このため、Ｃａの含有量は０．０００１％以上である必要がある。一方、Ｃａの含有量が過剰になると、析出介在物が粗大化し、逆に粒界脆化を促進する。このため、Ｃａの含有量は０．０１０％以下である必要がある。Ｃａの含有量は、０．０００５％以上０．００５０％以下であることが好ましい。
【００２４】
Ｎ（窒素）：０．００５０％以上０．２０００％以下
Ｎは、オーステナイト組織を安定化させ、固溶および析出によって強度を増加させる。この効果を狙って、Ｎの含有量は０．００５０％以上である必要がる。一方、Ｎの含有量が０．２０００％を超えると熱間加工性が低下する。このため、Ｎの含有量は０．００５０％以上０．２０００以下である必要があり、Ｎの含有量は、０．００５０％以上０．１０００％以下であることが好ましい。
【００２５】
また、必要に応じて、Ｍｇ（マグネシウム）およびＲＥＭを含有してもよい。ＭｇおよびＲＥＭは、Ｃａと同様の効果が得られるので、これらの含有量をそれぞれ０．０００１％以上０．０１０％以下としてもよい。上記以外の残部は、鉄および不可避的不純物である。ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のＬａ（ランタン）から７１のＬｕ（ルテチウム）までの１５元素に、原子番号が２１のＳｃ（スカンジウム）と原子番号が３９のＹ（イットリウム）とを加えた合計１７元素の総称である。
【００２６】
次に、上記成分組成の高マンガン鋼の熱間圧延時の割れ発生機構を推定した高温引張試験について説明する。代表的な高マンガン鋼として表１に示す成分組成の鋼をラボ溶製後に鋼塊とし、そこから試験片を採取して高温引張試験を実施した。
【００２７】
【表１】
2020153407.tif 000003
【００２８】
図１は、高温引張試験で得られたＲＡ（絞り）値と引張温度との関係を示すグラフである。図１における縦軸のＲＡの値は下記（４）式より求めた。
【００２９】
ＲＡ（％）＝（試験前の試験片断面積−試験後（破断後）の試験片断面積）／（試験前の試験片断面積）×１００・・・（４）
マンガン濃度が１０質量％より低い鋼において、熱間圧延時の鋼片に割れが発生しないと考えられるＲＡ値は６０％以上である。しかしながら、マンガン濃度が１０質量％以上の高マンガン鋼では、図１に示すように、ＲＡ値が６０％以上であっても鋼片に割れが発生する温度領域があることが確認された。この結果と、高温引張試験実施後の試験片破断面の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察結果とから、ＲＡ値が低下した温度領域を以下の領域Ｉ、領域ＩＩおよび領域ＩＩＩに区分して高マンガン鋼の割れ原因を推定した。
【００３０】
領域Ｉは、固相線温度ＴＳ〜１２００℃で低ＲＡ値となる温度範囲である。この割れは、Ｃ、Ｐ、Ｓ等の粒界への偏析濃化により粒界が局所的に低融点化することに起因するものであり、鋳造中に鋳片温度が固相線温度直下まで冷却された際に現われる液膜脆化現象として知られている。この割れに対する対策は、一般によく知られている連続鋳造における内部割れ防止に対するものと同一である。すなわち、連続鋳造を低鋳造速度で操業し、ロール間での鋳片のバルジングを抑えるという対策である。
【００３１】
領域ＩＩは、１１５０〜１０３０℃で低ＲＡ値となる温度範囲である。この割れは、粒界にＳが濃化し、ＭｎＳ等の硫化物が析出することによる脆化現象に起因するものである。特に、高マンガン鋼はオーステナイト凝固し、その後の冷却過程で相変態が生じないので、硫化物生成による粒界脆化が生じやすい。粒界の強度にはＳの含有量ならびにＭｎＳの析出量が影響するので、粒界のＭｎＳ析出量を脆化許容範囲以下に抑制することが割れ防止に重要となる。
【００３２】
領域ＩＩＩは、８６０〜７８０℃で低ＲＡ値となる温度範囲である。この割れは、粗大な結晶粒の粒界に、主にＭ２３Ｃ６炭化物が析出することによる脆化現象に起因する。前述したとおり、高マンガン鋼はオーステナイト凝固し、その後の冷却過程で相変態が生じないので、鋳造段階で生じた粗大結晶粒がその後の熱間圧延工程まで維持される。炭化物は、結晶粒界に優先して析出し、結晶粒が粗大な場合、粒界に析出する炭化物も粗大化しやすい。粗大な炭化物は、熱間圧延前の再加熱においても鋼中に完全に固溶せず粒界に残存することが多く、このため、連続鋳造時に鋳片が割れていない場合でも、熱間圧延後の鋼片に割れが生じることがある。したがって鋳造段階で結晶粒の粗大化を防止する対策を採ることが割れの抑制に重要となる。
【００３３】
以上の検討から、領域ＩＩおよび領域ＩＩＩにおける高マンガン鋼の表面割れは、主に結晶粒界に析出した硫化物や粗大な炭化物が原因であると推定された。すなわち、高マンガン鋼が他の鋼種よりも割れの感受性が高いのは、高マンガン鋼はオーステナイト単相鋼もしくはオーステナイト単相＋フェライト組織であり、鋳片表層から鋳片の厚さ方向に１０ｍｍ位置までの範囲の結晶粒径が２〜５ｍｍであり、普通鋼の旧オーステナイト粒径の０．５〜１．５ｍｍと比較して非常に粗大であることが原因であると考えた。
【００３４】
鋳片の結晶粒の粗大化を抑制する方法として、高温の高マンガン鋼に加工歪みを付与することを検討した。ラボ鋼塊から採取した試験片の温度を６００〜１２００℃とし、所定量の加工歪みを歪み速度１０−２（１／ｓ）で付与した場合の結晶粒径の変化を調査した。結晶粒径の変化は、試験後の試験片を顕微鏡観察することで行なった。なお、試験片の温度は、試験片の表面温度である。
【００３５】
図２は、結晶粒径比と加工歪み量との関係を示すグラフである。図２において、縦軸は結晶粒径比（−）であり、下記（５）式で算出される値であり、横軸は、加工歪み量（％）であり、下記（６）式で算出される値である。なお、（−）は、無次元であることを示す。
【００３６】
結晶粒径比（−）＝歪み加工後の結晶粒径／初期結晶粒径・・・（５）
加工歪み量（％）＝ｌｎ（加工前の試験片の断面積／加工後の試験片の断面積）×１００・・・（６）
図２に示すように、６００〜１１００℃の温度域で３．０％以上の加工歪みを付与することで、結晶粒径を１／２以下にできることが確認された。本結果は、高温で歪みを受けることで動的再結晶が進行し、オーステナイト粒が微細化したものと考えられる。
【００３７】
製造プロセスにおいては、連続鋳造機内から熱間圧延までの間で、上述した結晶粒微細化を可能とする条件で加工歪みを付与すれば鋳片表層の結晶粒を微細化でき、熱間圧延時の表面割れを抑制できる鋳片の製造が可能となる。
【００３８】
加工歪みを付与するプロセスは、一般的な熱間圧延と同様に、１対以上の圧下ロールで鋳片を連続鋳造機内もしくは連続鋳造機以降で圧下すればよい。加工歪みを与える歪み速度は１０−２（１／ｓ）以上、５（１／ｓ）未満の範囲内であればよい。付与する加工歪み量は、下記（１）式で算出される加工歪み量を３．０％以上とすることが必要である。また、図２に示すように、加工歪みを付与する温度範囲は６００℃以上１１００℃以下であることが必要である。
【００３９】
加工歪み量（％）＝ｌｎ（加工前の鋳片の断面積／加工後の鋳片の断面積）×１００・・・（１）
上記（１）式において、加工前の鋳片の断面積とは、加工歪みを付与する前の鋳片の鋳造方向（鋳片の進行方向）に対し垂直な断面の面積であり、加工後の鋳片の断面積とは、加工歪みを付与した後の鋳片の鋳造方向（鋳片の進行方向）に対し垂直な断面の面積である。
【００４０】
一方、加工歪みを過大に付与すると鋳片の内部割れが発生したり、粗大な結晶粒界が破断して割れを助長したりする場合があることから、付与する加工歪み量は１０．０％以下とする。
【００４１】
高マンガン鋼の鋳片に対し、連続鋳造機内もしくは連続鋳造機以降の熱間圧延前で圧下して加工歪みを付与する方法を想定し、この加工歪みの付与によって割れが生じる可能性を低下させるため、さらに望ましい条件について検討した。
【００４２】
上述したように領域ＩＩＩの温度領域では、粗大な結晶粒に加え、粒界への巨大炭化物の生成も高マンガン鋼の脆化の原因となる。したがって、結晶粒径を微細にするための加工歪みの付与前に結晶粒界に巨大な炭化物が析出してしまうと加工歪み付与による割れ抑制効果が得られなくなるおそれがある。
【００４３】
ここで問題となる炭化物はＭ２３Ｃ６系で、一般にＭｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏの元素で構成されており、その析出温度は炭化物の組成により大きく変化する。このうちＣｒは、その含有量の増加により炭化物の析出温度を上昇させる効果が大きく、高Ｃｒ組成では、８００℃を超す高温からＭ２３Ｃ６炭化物が析出するので、特に注意が必要となる。
【００４４】
種々の成分組成の高マンガン鋼について、炭化物の組成と析出温度との関係を以下の方法で調査した。まず、成分組成を変更した種々の高マンガン鋼のラボ鋼塊を溶製し、連続鋳造機内あるいは加熱炉から搬出し、熱間圧延中に近い冷却速度で鋼塊を冷却した後、所定温度に達した後に急冷し、組織凍結させて観察用試料を作製した。この観察用試料を、残渣抽出分析や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって炭化物組成を測定し、急冷温度との関係を調査し、炭化物の析出温度Ｔｐを、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量を変数とする回帰式で表すことができるか確認した。
【００４５】
図３は、炭化物の析出温度と、６００＋１５［％Ｃ］２＋３３３［％Ｃ］−４［％Ｍｎ］＋４０［％Ｃｒ］との関係を示すグラフである。図３において、縦軸は炭化物の析出温度（℃）の測定値であり、横軸は６００＋１５［％Ｃ］２＋３３３［％Ｃ］−４［％Ｍｎ］＋４０［％Ｃｒ］で算出される値である。
【００４６】
図３に示すように、Ｍ２３Ｃ６系炭化物の析出温度Ｔｐ（℃）は、Ｃ、ＭｎおよびＣｒ含有量を変数とする回帰式でよく整理できた。したがって、加工歪みを付与する温度は、鋳片の表面温度が炭化物の析出温度であるＴｐ以上、すなわち、鋳片の表面温度が下記（２）式で算出されるＴｐ以上である鋳片に、加工歪みを付与することが好ましいといえる。
【００４７】
Ｔｐ（℃）＝６００＋１５［％Ｃ］２＋３３３［％Ｃ］−４［％Ｍｎ］＋４０［％Ｃｒ］・・・（２）
なお、上記（２）式において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］および［％Ｃｒ］は、鋳片の成分組成におけるＣ、ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）である。
【００４８】
高マンガン鋼の鋳片に対し、前述した領域ＩＩの温度領域における割れの抑制効果をさらに高めるため、割れの原因となるＭｎＳの析出量を減少させる条件について調査した。Ｍｎ、Ｓ、およびＣａの成分組成を変更した種々の高マンガン鋼のラボ鋼塊を作製し、この鋼塊から採取した試験片を用いて高温引張試験を実施した。試験条件は、試験温度を６００〜１２５０℃、歪み速度を３．５×１０−４（１／ｓ）とし、破断後試験片のＲＡ値を求めた。その結果、Ｃａを添加した試験片でＲＡ値が向上し、溶存Ｓの固定ならびにＭｎＳの集中的な粒界への析出を抑制するのにＣａ添加が有効であることが判明した。
【００４９】
図４は、ＲＡ値と［％Ｍｎ］×（［％Ｓ］−０．８×［％Ｃａ］）との関係を示すグラフである。図４において、ＲＡ値は、上述した式（４）から算出される値である。図４に示すように、ＲＡ値は、Ｃａの添加を考慮したＭｎとＳとの溶解度積に対して図４に示す関係になるので、下記（３）式を満足する成分組成とすることで領域ＩＩにおける表面割れを抑制できることがわかる。
【００５０】
［％Ｍｎ］×（［％Ｓ］−０．８×［％Ｃａ］）≦０．１０・・・（３）
なお、上記（３）式において、［％Ｍｎ］、［％Ｓ］および［％Ｃａ］は、鋳片の成分組成におけるＭｎ、ＳおよびＣａの含有量（質量％）である。
【００５１】
このように、鋳片の成分組成が上記（３）式を満足すると、Ｃａの添加と低Ｓ化とにより粒界強度が向上し、連続鋳造時および熱間圧延時の１０００℃付近（領域ＩＩ）における表面割れが抑制される。
【００５２】
図５は、連続鋳造機内の水平帯で鋳片に８．０％の加工歪みを付与した場合における鋳片の表面温度変化の推移を示すグラフである。図５において、縦軸は鋳片の表面温度（℃）であり、横軸は時間（ｓ）である。図５に示すように、鋳片の表面温度がＴｐ以上である鋳片に８％の加工歪みを付与した。このように加工歪みを付与した鋳片を急冷し、組織凍結させて表面近傍の凝固組織を観察した。なお、図５に示した例において、Ｔｐは８６４℃であり、加工歪みを付与した温度は９２５℃である。
【００５３】
図６は、表面温度がＴｐ以上の鋳片に８．０％の加工歪みを付与した鋳片の表面近傍の凝固組織を模式的に示した図である。図６に示すように、連続鋳造機内の水平帯で８％の加工歪みを付与することで、鋳片表層から５ｍｍ程度の深さまでの範囲で粒径０．５ｍｍ程度の微細なオーステナイト粒１および微細炭化物（Ｍ２３Ｃ６）２が生成し、粗大なオーステナイト柱状晶３や粗大炭化物（Ｍ２３Ｃ６）４が存在しないことが確認された。
【００５４】
図７は、連続鋳造機内の水平帯で鋳片に８．０％の加工歪みを付与しない場合における鋳片の表面温度変化の推移を示すグラフである。図７において、縦軸は鋳片の表面温度（℃）であり、横軸は時間（ｓ）である。図７に示した条件で鋳造した鋳片を急冷し、組織凍結させて表面近傍の凝固組織を観察した。
【００５５】
図８は、表面温度がＴｐ以上の鋳片に８．０％の加工歪みを付与していない鋳片の表面近傍の凝固組織を模式的に示した図である。図８に示すように、鋳片に加工歪みを付与しない場合には、高マンガン鋼特有の粒径幅が３〜５ｍｍの粗大なオーステナイト柱状晶３が確認され、その粒界には、粗大炭化物（Ｍ２３Ｃ６）４が確認された。
【００５６】
これらの結果から、本実施形態に係る高マンガン鋼鋳片の製造方法で鋳片を製造することで、当該鋳片の表面から５ｍｍ程度の深さまでの範囲のオーステナイト粒を微細化し、粗大な炭化物の生成が抑制されることが確認された。このように鋳片の凝固組織を微細化し、粗大な炭化物の生成を抑制することで、粒界に析出した炭化物等を起点とした圧延中の割れが抑制され、これにより、表面割れが抑制された鋼片または鋼板が製造できる。
【００５７】
また、上述したように、表面温度が６００〜１１００℃の温度域の鋳片に加工歪みを付与することで、鋳片表層の結晶粒を微細化できるところ、本実施形態に係る高マンガン鋼鋳片の製造方法では、連続鋳造機内または次工程の熱間圧延用加熱炉装入までの搬送工程で加工歪みを付与するので、加工歪み付与のために鋳片に加える熱量を少なくできる。
【００５８】
本実施形態では分塊圧延の例を示したが、本実施形態に係る高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片は、鋼を再結晶温度以上に加熱して行う圧延加工法である広義の熱間圧延全てに対して圧延中の割れ防止効果を有する。具体的には、鋳片からブルーム等の製品圧延用素材となる中間品を得る分塊圧延、分塊圧延で得たブルーム等をさらに小さな断面に圧延する棒鋼圧延や線材圧延、鋳片をホットストリップミルと呼ばれる多段スタンドの粗圧延機と仕上圧延機とで連続圧延して鋼帯を得る薄板熱間圧延、粗圧延機および仕上圧延機のそれぞれ１スタンドの往復繰り返し圧延を行って厚板を得る厚板圧延等を含む。
【実施例】
【００５９】
次に、実施例について説明する。高マンガン鋼溶鋼を、１５０トン転炉、電極加熱式取鍋精錬炉およびＲＨ真空脱ガス装置の順で精錬し、溶鋼成分および溶鋼温度を調整した後に容量３０トンのタンディッシュを介し、湾曲半径１０．５ｍの湾曲型連続鋳造機で断面サイズ１２５０ｍｍ幅×２５０ｍｍ厚の鋳片を鋳造した。鋳造速度は０．７〜０．９ｍ／ｍｉｎの範囲とし、二次冷却水量は、比水量を０．３〜０．６Ｌ／ｋｇの範囲とした。なお、連続鋳造機の水平部に１対の圧下ロールを設置し、鋳片厚み２５０ｍｍに対して０．０〜１５．０％の加工歪みを付与した。連続鋳造後の鋳片は、切断・搬出後、徐冷して一旦冷片とした。一部の鋳片は、この段階で浸透液探傷試験により表面割れの有無を調査した。【００６０】
その後、鋳片を加熱炉に装入して再加熱し、１１５０℃に均熱化した後、総圧下率４８％で分塊圧延した。分塊圧延後の鋼片を浸透液探傷試験により表面割れの有無を調査した。また、割れが検出された鋼片は、鋼片表面を深さ０．５ｍｍずつグラインダーで研削しながら割れの有無を目視で観察し、割れが認められなくなった時点での研削深さを割れ深さとした。表２に、本実施例の成分組成、加工歪み付与条件および分塊圧延後の鋼片の表面状態を比較例とともに示す。【００６１】
【表２】
2020153407.tif 000004
【００６２】
表２に示すように、鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みが付与されていない比較例１〜２１の鋼片の割れ個数（鋳片の長さ方向単位長さあたりの割れ個数）は４．２〜１５．６個／ｍであり、割れ深さは２．５〜８．０ｍｍであった。これに対し、鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みが付与された発明例１〜１４の鋼片の割れ個数は０．０〜２．５個／ｍであり、割れ深さは０．０〜１．５ｍｍであった。これらの結果から、鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みを付与することで、圧延後の鋼片の表面割れを抑制できることが確認された。【００６３】
発明例１〜１４のうち、加工歪みを付与した鋳片の表面温度が（２）式で算出されるＴｐ未満であり、（３）式を満足しない発明例１３の鋼片の割れ個数は２．５個／ｍであり、割れ深さは１．５ｍｍであるのに対し、加工歪みを付与した鋳片の表面温度がＴｐ以上である発明例１４の鋼片の割れ個数は２．０個／ｍであり、割れ深さは１．５ｍｍであった。これらの結果から、表面温度がＴｐ以上の鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みを付与することで、圧延後の鋼片の表面割れをさらに抑制できることが確認された。【００６４】
また、発明例１〜１４のうち、加工歪みを付与した鋳片の表面温度が（２）式で算出されるＴｐ未満であり、（３）式を満足しない発明例１３の鋼片の割れ個数は２．５個／ｍであり、割れ深さは１．５ｍｍであるのに対し、（３）式を満足する発明例１１、１２の鋼片の割れ個数は０．５〜１．５個／ｍであり、割れ深さは０．５〜１．５ｍｍであった。これらの結果から、（３）式を満足する鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みを付与することで、圧延後の鋼片の表面割れをさらに抑制できることが確認された。【００６５】
さらに、発明例１〜１４のうち、（３）式を満足し、表面温度が（２）式で算出されるＴｐ以上の鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みを付与した発明例１〜１０の鋼片の割れ個数は０．０ｍ／個であり、割れ深さは０．０ｍｍであった。これらの結果から、（３）式を満足し、表面温度がＴｐ以上の鋳片に３．０％以上１０．０％以下の加工歪みを付与することで、圧延後の鋼片の表面割れを大きく抑制できることが確認された。【００６６】
なお、上記実施例では、鋳片を一旦冷片にし、再加熱して分塊圧延を行なうまでの製造工程について示した。この後、分解圧延後の鋼片を素材とした仕上げ圧延を実施して、表面割れが抑制された鋼板も製造できる。【００６７】
このように、本実施形態に係る鋳片の製造方法で製造された鋳片を用いることで熱間圧延時の表面割れが抑制され、表面割れが抑制された高マンガン鋼鋳片または鋼板の製造が可能となることが確認された。【００６８】
これらの結果から、本実施形態に係る鋳片の製造方法を用いることで、Ｍｎの含有量が２０質量％を超える高マンガン鋼鋼片または鋼板を製造する場合であっても圧延時の割れを抑制できる高マンガン鋼鋳片を製造できることが確認された。また、これにより、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造における手入れコストの削減、製造リードタイムの低減、および歩留りの向上が実現できることが確認された。
【符号の説明】
【００６９】
１  微細なオーステナイト粒
２  微細炭化物（Ｍ２３Ｃ６）
３  粗大なオーステナイト柱状晶
４  粗大炭化物（Ｍ２３Ｃ６）
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【国際調査報告】
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