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技術 鋼の連続鋳造鋳片及び連続鋳造方法

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 水上英夫山田健二原田寛
出願日 2016年9月2日 (5年2ヶ月経過) 出願番号 2016-171619
公開日 2018年3月8日 (3年8ヶ月経過) 公開番号 2018-034197
状態 特許登録済
技術分野 連続鋳造
主要キーワード 表面結晶粒 中央領 厚み中央 厚み中心 表面冷却 中央部温度 液相界面 Cu含有率
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課題

中心部のセンターポロシティーが特に少なく、さらには表面のオーステナイト粒径が特に小さい連続鋳造鋳片、及びそのような連続鋳造鋳片を製造することのできる連続鋳造方法を提供する。

解決手段

C:0.3%以下の所定の成分を有し、鋳片厚み中央部における円相当直径が0.5mm以上のポロシティー個数が10個/105mm3以下である鋼の連続鋳造鋳片。鋳片表面におけるオーステナイト結晶粒径が0.05mm以下である。所定の成分を有する溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片厚み中央部の温度が1300〜900℃、鋳片表面温度が600〜300℃において、圧下率が5〜50%となるように鋳片を圧下することにより製造することができる。

概要

背景

省エネルギー生産性の向上の観点から構造物の大型化や高強度化への要求が厳しくなっており、構造物の素材となる極厚鋼板に対する品質の向上が、コストの低減とともに課題となっている。特にこれまで、極厚鋼板は、いったんインゴット鋳造法で製造された大型鋼塊分塊圧延することで分塊スラブを作製し、これを圧延することで製造されてきた。しかし、この分塊スラブを用いる場合には、大型鋼塊の上部に設けられた押し湯部や、底部に生成する偏析、粗大な介在物引け巣を除去する必要があり、歩留まりが著しく低下するという問題があった。また、鋼板を製造するには分塊圧延といった工程が必要であり、温度の低下した分塊スラブを加熱炉に入れて昇温する工程が必要になり、製造コストが大幅に増大するとともに製造工程も長くなり、生産効率の低下を招いていた。

この問題を解決するため、極厚鋼板用の鋳片の製造に連続鋳造法が適用されつつあり、歩留まりの向上および生産効率の向上が図られてきている。しかし、その場合、連続鋳造鋳片も極厚化するため、鋳片内部、特に中央部における凝固組織の粗大化にともない鋳片の中央部においてポロシティーの生成が著しくなる。このポロシティーの生成により鋳片全体の品質向上を阻害してしまうため、連続鋳造鋳片においてポロシティーを低減する技術について、従来から多くの提案がなされている。

特許文献1には、鍛造圧下時に連続鋳造スラブ鍛造金敷との接触長一定値以上に大きく取れば、板厚中心部に大きな塑性歪みを加えられること、さらに、鍛伸方向を連続鋳造スラブの長手方向と幅方向の双方について実施することにより、連続鋳造スラブのセンターポロシティー圧着効果と偏析帯粉砕効果が同時に得られる技術が開示されている。極厚鋼板の製造方法を、連続鋳造スラブに全圧下率29〜66%の鍛造および圧延を施して極厚鋼板を製造するに当たり、前記連続鋳造スラブを1000℃以上に加熱した後、前記鍛造工程において圧下率20〜56%のクロス鍛造をB/H比を0.7〜1.0として行い、しかる後、圧延工程で仕上げ成形圧延を行うこととするものである。なお、Bは鍛造圧下時の鍛造金敷と連続鋳造スラブとの接触長であり、Hは鍛造圧下時の連続鋳造スラブ厚さである。しかしながら、連続鋳造スラブを鍛造金敷を用いて圧下するため間欠的な圧下であり、金敷による圧下領域とその両側の非圧下領域の境界部で表面割れが生じ、製品の歩留まりが低下する。また、連続鋳造スラブを再加熱することから製造コストが上昇することになる。

特許文献2には、鋼の連続鋳造において、面部材を用いて、鋼塊の未凝固末端部を狭持するに当り、所定の時間間隔で鋼塊を断続的に圧下することで、バルジングを防止して、同時に面部材で挟持する範囲内で鋼塊を完全凝固させると、小さい圧力でマクロ偏析や点状偏析が著しく改善された凝固組織が効率的に得られる技術が開示されている。しかしながら、凝固末期においては液相界面近傍における凝固シェルの強度は小さく、面圧下による力が凝固シェルの強度を超えると内部割れが生じてしまい、また、連続鋳造の操業時の温度変動鋳造速度の変化による面圧下位置での凝固シェルの厚みや温度の変動で所望の面圧下条件を満たすことが困難である。

特許文献3には、鋳片厚み中心部の少なくとも5mm以上、30mm以下の領域におけるC、Si、Mn、P、S等の各種元素の濃度と厚み該中心部を除く部分の濃度の比が0.9〜1.0の範囲にあり、且つ該中心部において、最大径が0.1mmのセンターポロシティーが全く存在しない熱間圧延用連鋳造鋳片の製造技術が開示されている。しかしながら、濃度の比が0.9〜1.0となるためには、凝固にともなう溶質元素濃化を抑制する必要があり、これには中心部での液相を流動させる必要がある。また、鋳片を軽圧下させるためにウォーキングバー方式を採用しているが、この方式では鋳造方向において間欠的に軽圧下されるため、鋳造方向において均一な軽圧下を行うことが困難であり、結果的に鋳片厚み中央部に残存する液相の流動も不均一になり、所望の濃度の比の範囲を満たすことも困難である。

特許文献4には、連続鋳造鋳片を凝固した直後に圧下することで、圧下を行うことなく製造した場合の鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト1次アーム間隔λ0を基準とし、鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト1次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ/λ0が0.1〜0.9となるような技術が開示されている。特に、鋳片の厚さ方向中心が凝固した直後に圧下を行うと、鋳片の厚さ方向中心部において圧下量が大きくなり、凝固組織の変化量が大きくなるため、凝固組織の微細化により有効であることを知見したとしている。本技術により偏析の拡散を促進することができるが、ポロシティーを完全になくすことが困難な場合があった。ポロシティーを完全に無くすには更に圧下を行う必要がある。

センターポロシティーの低減を目的として、連続鋳造中において鋳片が完全凝固した後に鋳片を圧下する方法が知られている。圧下ロールとして幅方向に太さが均一なロール(以下、フラットロールという。)を用いる場合、鋳片幅方向の全幅を圧下することとなる。凝固完了直後における鋳片厚み中央部の鋳片温度について検討すると、鋳片の幅両端部については厚み中央部を含めて温度が低下しているため、鋳片幅両端部は全厚にわたって変形抵抗が大きく、フラットロールを用いて圧下しようとすると大きな圧下力が必要となる。

鋳片中心部のポロシティーを圧下する方法として、特許文献5には鋳片が完全凝固した後に、鋳片の表面温度が700℃以上1000℃以下で、鋳片の内部温度と表面との温度差が250℃以上となる領域において、ロールの幅中央部が幅端部に比較して太くなるロール(以下「中太ロール」という。)を用いて鋳片の幅5%以上40%以下の範囲を鋳片の厚み2%以上20%以下の大圧下を実施することにより、鋳片中心のポロシティーを抑制する方法が開示されている。中太ロールを用いて鋳片の幅中央部のみを圧下するため、鋳片中心部のポロシティーを効率的に抑制することができる。

特許文献5に記載のように中太ロールを用いる場合、鋳片の幅両端部を圧下しないので過剰な圧下力を用いなくても圧下は可能であるが、鋳片の圧下量が大きい場合、その後の圧延工程で鋳片に形成された鋳片のへこみが原因となって表面疵が発生する。そのため、中太ロールを用いた凝固後大圧下法では圧下率の上限に制約が生じる。

連続鋳造後の連続鋳造鋳片においては、凝固時の成分偏析に起因する凝固組織が形成されていると同時に、凝固後の冷却時に形成される結晶組織を観察することができる。中でも、鋳片に観察されるオーステナイト粒径(以下「γ粒径」ともいう。)が小さくなるほど、その後の熱間圧延のために鋳片を加熱する際、加熱中の結晶粒粗大化が抑制されるので好ましい。ここでオーステナイト粒径(γ粒径)とは、連続鋳造中において、凝固が完了した鋳片が冷却される過程で、鋳片温度がオーステナイト域にあるときに形成されたオーステナイト相の粒径を意味する。鋳造後の鋳片は、フェライト変態域を経由して冷却されているため、オーステナイト相が観察されないことが多いが、鋳片のオーステナイト粒径は凝固組織であるデンドライトの成長方向と垂直な断面を観察し、デンドライトの方向が同一である領域を結晶粒径として評価することができる。

概要

中心部のセンターポロシティーが特に少なく、さらには表面のオーステナイト粒径が特に小さい連続鋳造鋳片、及びそのような連続鋳造鋳片を製造することのできる連続鋳造方法を提供する。C:0.3%以下の所定の成分を有し、鋳片厚み中央部における円相当直径が0.5mm以上のポロシティー個数が10個/105mm3以下である鋼の連続鋳造鋳片。鋳片表面におけるオーステナイト結晶粒径が0.05mm以下である。所定の成分を有する溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片厚み中央部の温度が1300〜900℃、鋳片表面温度が600〜300℃において、圧下率が5〜50%となるように鋳片を圧下することにより製造することができる。なし

目的

本発明は、連続鋳造法によって製造された鋳片を用いて熱間圧延後の製品厚さが30mm以上の海洋構造物等に用いられる鋼板を製造するために供される、熱間圧延前の連続鋳造鋳片であって、鋳片中心部のセンターポロシティーが特に少ない鋼の連続鋳造鋳片、及びそのような連続鋳造鋳片を製造することのできる連続鋳造方法を提供する

効果

実績

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請求項1

質量%で、C:0.05%〜0.3%、Si:0.05%〜0.4%、Mn:0.2%〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、N:0.001%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物であり、鋳片厚さが100mm以上であって、鋳片厚み中央部における円相当直径が0.5mm以上のポロシティー個数が10個/105mm3以下であることを特徴とする連続鋳造鋳片。

請求項2

さらに質量%で、Mo:1.5%以下、Ni:1.5〜3.0%、Cr:5%以下、Cu:1.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下およびV:0.1%以下のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の連続鋳造鋳片。

請求項3

鋳片表面におけるオーステナイト結晶粒径が0.05mm以下であることを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の連続鋳造鋳片。

請求項4

C:0.05%〜0.3%、Si:0.05%〜0.4%、Mn:0.2%〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、N:0.001%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物である溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片厚み中央部の温度が1300〜900℃、鋳片表面温度が600〜300℃において、圧下率が5〜50%となるように鋳片を圧下することを特徴とする連続鋳造方法

請求項5

前記溶鋼はさらに質量%で、Mo:1.5%以下、Ni:1.5〜3.0%、Cr:5%以下、Cu:1.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下およびV:0.1%以下のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項4に記載の連続鋳造方法。

技術分野

0001

本発明は、鋼の連続鋳造鋳片及び連続鋳造方法に関するものである。

背景技術

0002

省エネルギー生産性の向上の観点から構造物の大型化や高強度化への要求が厳しくなっており、構造物の素材となる極厚鋼板に対する品質の向上が、コストの低減とともに課題となっている。特にこれまで、極厚鋼板は、いったんインゴット鋳造法で製造された大型鋼塊分塊圧延することで分塊スラブを作製し、これを圧延することで製造されてきた。しかし、この分塊スラブを用いる場合には、大型鋼塊の上部に設けられた押し湯部や、底部に生成する偏析、粗大な介在物引け巣を除去する必要があり、歩留まりが著しく低下するという問題があった。また、鋼板を製造するには分塊圧延といった工程が必要であり、温度の低下した分塊スラブを加熱炉に入れて昇温する工程が必要になり、製造コストが大幅に増大するとともに製造工程も長くなり、生産効率の低下を招いていた。

0003

この問題を解決するため、極厚鋼板用の鋳片の製造に連続鋳造法が適用されつつあり、歩留まりの向上および生産効率の向上が図られてきている。しかし、その場合、連続鋳造鋳片も極厚化するため、鋳片内部、特に中央部における凝固組織の粗大化にともない鋳片の中央部においてポロシティーの生成が著しくなる。このポロシティーの生成により鋳片全体の品質向上を阻害してしまうため、連続鋳造鋳片においてポロシティーを低減する技術について、従来から多くの提案がなされている。

0004

特許文献1には、鍛造圧下時に連続鋳造スラブ鍛造金敷との接触長一定値以上に大きく取れば、板厚中心部に大きな塑性歪みを加えられること、さらに、鍛伸方向を連続鋳造スラブの長手方向と幅方向の双方について実施することにより、連続鋳造スラブのセンターポロシティー圧着効果と偏析帯粉砕効果が同時に得られる技術が開示されている。極厚鋼板の製造方法を、連続鋳造スラブに全圧下率29〜66%の鍛造および圧延を施して極厚鋼板を製造するに当たり、前記連続鋳造スラブを1000℃以上に加熱した後、前記鍛造工程において圧下率20〜56%のクロス鍛造をB/H比を0.7〜1.0として行い、しかる後、圧延工程で仕上げ成形圧延を行うこととするものである。なお、Bは鍛造圧下時の鍛造金敷と連続鋳造スラブとの接触長であり、Hは鍛造圧下時の連続鋳造スラブ厚さである。しかしながら、連続鋳造スラブを鍛造金敷を用いて圧下するため間欠的な圧下であり、金敷による圧下領域とその両側の非圧下領域の境界部で表面割れが生じ、製品の歩留まりが低下する。また、連続鋳造スラブを再加熱することから製造コストが上昇することになる。

0005

特許文献2には、鋼の連続鋳造において、面部材を用いて、鋼塊の未凝固末端部を狭持するに当り、所定の時間間隔で鋼塊を断続的に圧下することで、バルジングを防止して、同時に面部材で挟持する範囲内で鋼塊を完全凝固させると、小さい圧力でマクロ偏析や点状偏析が著しく改善された凝固組織が効率的に得られる技術が開示されている。しかしながら、凝固末期においては液相界面近傍における凝固シェルの強度は小さく、面圧下による力が凝固シェルの強度を超えると内部割れが生じてしまい、また、連続鋳造の操業時の温度変動鋳造速度の変化による面圧下位置での凝固シェルの厚みや温度の変動で所望の面圧下条件を満たすことが困難である。

0006

特許文献3には、鋳片厚み中心部の少なくとも5mm以上、30mm以下の領域におけるC、Si、Mn、P、S等の各種元素の濃度と厚み該中心部を除く部分の濃度の比が0.9〜1.0の範囲にあり、且つ該中心部において、最大径が0.1mmのセンターポロシティーが全く存在しない熱間圧延用連鋳造鋳片の製造技術が開示されている。しかしながら、濃度の比が0.9〜1.0となるためには、凝固にともなう溶質元素濃化を抑制する必要があり、これには中心部での液相を流動させる必要がある。また、鋳片を軽圧下させるためにウォーキングバー方式を採用しているが、この方式では鋳造方向において間欠的に軽圧下されるため、鋳造方向において均一な軽圧下を行うことが困難であり、結果的に鋳片厚み中央部に残存する液相の流動も不均一になり、所望の濃度の比の範囲を満たすことも困難である。

0007

特許文献4には、連続鋳造鋳片を凝固した直後に圧下することで、圧下を行うことなく製造した場合の鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト1次アーム間隔λ0を基準とし、鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト1次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ/λ0が0.1〜0.9となるような技術が開示されている。特に、鋳片の厚さ方向中心が凝固した直後に圧下を行うと、鋳片の厚さ方向中心部において圧下量が大きくなり、凝固組織の変化量が大きくなるため、凝固組織の微細化により有効であることを知見したとしている。本技術により偏析の拡散を促進することができるが、ポロシティーを完全になくすことが困難な場合があった。ポロシティーを完全に無くすには更に圧下を行う必要がある。

0008

センターポロシティーの低減を目的として、連続鋳造中において鋳片が完全凝固した後に鋳片を圧下する方法が知られている。圧下ロールとして幅方向に太さが均一なロール(以下、フラットロールという。)を用いる場合、鋳片幅方向の全幅を圧下することとなる。凝固完了直後における鋳片厚み中央部の鋳片温度について検討すると、鋳片の幅両端部については厚み中央部を含めて温度が低下しているため、鋳片幅両端部は全厚にわたって変形抵抗が大きく、フラットロールを用いて圧下しようとすると大きな圧下力が必要となる。

0009

鋳片中心部のポロシティーを圧下する方法として、特許文献5には鋳片が完全凝固した後に、鋳片の表面温度が700℃以上1000℃以下で、鋳片の内部温度と表面との温度差が250℃以上となる領域において、ロールの幅中央部が幅端部に比較して太くなるロール(以下「中太ロール」という。)を用いて鋳片の幅5%以上40%以下の範囲を鋳片の厚み2%以上20%以下の大圧下を実施することにより、鋳片中心のポロシティーを抑制する方法が開示されている。中太ロールを用いて鋳片の幅中央部のみを圧下するため、鋳片中心部のポロシティーを効率的に抑制することができる。

0010

特許文献5に記載のように中太ロールを用いる場合、鋳片の幅両端部を圧下しないので過剰な圧下力を用いなくても圧下は可能であるが、鋳片の圧下量が大きい場合、その後の圧延工程で鋳片に形成された鋳片のへこみが原因となって表面疵が発生する。そのため、中太ロールを用いた凝固後大圧下法では圧下率の上限に制約が生じる。

0011

連続鋳造後の連続鋳造鋳片においては、凝固時の成分偏析に起因する凝固組織が形成されていると同時に、凝固後の冷却時に形成される結晶組織を観察することができる。中でも、鋳片に観察されるオーステナイト粒径(以下「γ粒径」ともいう。)が小さくなるほど、その後の熱間圧延のために鋳片を加熱する際、加熱中の結晶粒粗大化が抑制されるので好ましい。ここでオーステナイト粒径(γ粒径)とは、連続鋳造中において、凝固が完了した鋳片が冷却される過程で、鋳片温度がオーステナイト域にあるときに形成されたオーステナイト相の粒径を意味する。鋳造後の鋳片は、フェライト変態域を経由して冷却されているため、オーステナイト相が観察されないことが多いが、鋳片のオーステナイト粒径は凝固組織であるデンドライトの成長方向と垂直な断面を観察し、デンドライトの方向が同一である領域を結晶粒径として評価することができる。

先行技術

0012

特開2000−263103号公報
特開昭59−202145号公報
特開平6−297090号公報
特開2015−6680号公報
特開2009−279652号公報

発明が解決しようとする課題

0013

本発明は、連続鋳造法によって製造された鋳片を用いて熱間圧延後の製品厚さが30mm以上の海洋構造物等に用いられる鋼板を製造するために供される、熱間圧延前の連続鋳造鋳片であって、鋳片中心部のセンターポロシティーが特に少ない鋼の連続鋳造鋳片、及びそのような連続鋳造鋳片を製造することのできる連続鋳造方法を提供することを目的とする。
さらに、鋳造ままの連続鋳造鋳片の表面は、オーステナイト結晶粒径が成長しているので、鋳片表面のオーステナイト結晶粒径を微細化することができれば、次工程での圧延時に発生することがある表面割れを改善できるので好ましい。

課題を解決するための手段

0014

特許文献4に開示されている技術により、連続鋳造鋳片が凝固完了した直後の鋳片内部に温度勾配が存在する状態で圧下することで、鋳片表層部よりも厚み中央部の温度が高く強度も小さい領域に付与される歪みを増大させることが可能になる。また、特許文献5に記載のように、鋳片の表面温度が700℃以上1000℃以下で、鋳片の内部温度と表面との温度差が250℃以上となる領域において、中太ロールを用いて鋳片の厚み2%以上20%以下の大圧下を実施することにより、鋳片中心のポロシティーを抑制することができる。しかしながら、ポロシティーを完全に潰してなくすことは困難であった。完全に潰すには更に大きな歪みを鋳片厚み中央部に付与することが必要である。

0015

特許文献3、特許文献4の知見に基づくと、鋳片厚み中央部に付与される歪みを増すには、鋳片中央部の温度と表面の温度の差を大きくして、温度に依存して変化する鋼の強度の差を大きくすればよいことが分かる。

0016

連続鋳造中において、鋳片厚み中央部が凝固完了した位置において厚み中央部温度は固相線温度であり、その後、鋳片厚み中央部は下流側に向かって順次その温度が低下する。中央部の温度を直接変えることはできない。一方、鋳片表面の温度は、鋳片の放射伝熱とロールとの接触による伝導伝熱に支配され、これらの伝熱量を大きくすることで表面温度を低くすることができ、逆に伝熱量を小さくすることで表面温度の低下を抑制することができる。したがって、連続鋳造中の完全凝固後であって、厚み中央部の温度が所定の温度となった位置において圧下を行うことによって鋳片厚み中央部に大きな歪みを付与するには、中央部の温度が当該温度となった位置における鋳片表面の温度を低くすることで、圧下位置における中央部と表面の温度差を大きくし、これにともない中央部と表面の強度の差を大きくすることで可能になる。ただし、鋳片中央部と表面の温度差をある値より大きくするためには、鋳片を水スプレーミストスプレーなどにより強制的に冷却する必要がある。

0017

本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
(1)質量%で、C:0.05%〜0.3%、Si:0.05%〜0.4%、Mn:0.2%〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、N:0.001%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物であり、鋳片厚さが100mm以上であって、鋳片厚み中央部における円相当直径が0.5mm以上のポロシティー個数が10個/105mm3以下であることを特徴とする連続鋳造鋳片。
(2)さらに質量%で、Mo:1.5%以下、Ni:1.5〜3.0%、Cr:5%以下、Cu:1.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下およびV:0.1%以下のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)に記載の連続鋳造鋳片。
(3)鋳片表面におけるオーステナイト結晶粒径が0.05mm以下であることを特徴とする(1)又は(2)に記載の連続鋳造鋳片。
(4)C:0.05%〜0.3%、Si:0.05%〜0.4%、Mn:0.2%〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、N:0.001%〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物である溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片厚み中央部の温度が1300〜900℃、鋳片表面温度が600〜300℃において、圧下率が5〜50%となるように鋳片を圧下することを特徴とする連続鋳造方法。
(5)前記溶鋼はさらに質量%で、Mo:1.5%以下、Ni:1.5〜3.0%、Cr:5%以下、Cu:1.5%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下およびV:0.1%以下のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする(4)に記載の連続鋳造方法。

発明の効果

0018

本発明の連続鋳造鋳片は、鋳片の厚みが100mm以上ありながら、鋳片の厚み中央部にポロシティーが非常に少ない鋳片であり、さらに鋳片表面の結晶粒径が微細な鋳片である。また本発明の連続鋳造方法によれば、このような品質を有する連続鋳造鋳片の製造が可能である。

0019

連続鋳造中の鋳片圧下において、圧下率(%)を、「(圧下前の鋳片厚み−圧下後の鋳片厚み)/圧下前の鋳片厚み×100」と定義する。

0020

所定の圧下率で鋳片を圧下することによって、鋳片厚み中央部のピンホールを潰してなくすためには、鋳片の厚み中央部の凝固が完了し、しかも鋳片の表面と厚み中央の温度差が大きく、中央部の温度が高い方が良い。表面と中央部の温度差が大きいほど、圧下に際し、表面は変形抵抗が大きいので歪みが少なく、中央部は変形抵抗が小さいので歪みが大きくなり、同じ圧下率でも、中央部の歪みを大きくすることができるからである。鋳片の表面温度は放射温度計あるいは接触式熱電対測定可能であるが、鋳片中央領域の温度を測定することは困難であるため、伝熱解析を予め行い、鋳片の表面温度と中央領域の温度の関係を求めた。そして、凝固完了の直後に所定の圧下率で鋳片を圧下した際に、圧下時の表面温度と中央部温度がセンターポロシティーの低減に及ぼす影響について評価した。その結果、以下の点が明らかになった。

0021

なお、圧下位置における鋳片中央部の温度については、以下のように算出することができる。鋳片の伝熱シミュレーションプログラムを用いて、予めミクロ偏析による溶質元素の濃化を考慮した凝固解析を行う。これにより、鋳造方向各位置において、厚み方向の液相線位置、固相線位置を算出することができる。さらに凝固完了後の伝熱解析により、圧下位置における中央部温度を算出することができる。ここでは、鋳造中の鋳片表面温度を実測し、実測した鋳片表面温度を代入して計算機にて凝固解析を行い、圧下位置における鋳片中央部の温度を算出した。ここで、密度ρは、ρ=7.27+0.25×固相率(g/cm3)とした。(鉄と鋼、vol.94(2008)、p.507:水上英夫、山中章裕)

0022

鋳片厚み中央部の温度が1300℃を超えると、鋳片の中央部の凝固が完了していない場合があり、この状態で圧下されると内部割れを発生してしまう。また。中央部の温度が900℃未満であると、ポロシティーを潰すための圧下力が大きくなり過ぎ、設備費が高くなる。そこで。鋳片中央部の温度を1300℃〜900℃の範囲で圧下を行うこととした。

0023

表面温度が300℃より低いと、鋳片の強度が高く鋳片を圧下するのに大きな力が必要となり、設備費が高くなる。このため表面温度を300℃以上とすることで鋳片の圧下に要する力が小さくなり設備費を抑えることができる。また、鋳片の表面温度が600℃より高いと、鋳片内部の温度勾配が低下して、中央部に付与される歪みが小さくなりポロシティーを完全に潰すことが難しい。また、表面温度が600℃より高いと、表面の結晶粒の微細化効果が小さいため望ましくない。そこで、鋳片の表面温度を300℃以上、600℃以下で圧下を行うこととした。

0024

本発明の連続鋳造鋳片の含有成分、及び連続鋳造方法で用いる溶鋼の含有成分については、後述のように成分範囲を限定している。このような成分範囲に限定した結果として、連続鋳造中の凝固完了後において鋳片の高温強度過度に高くなることがなくなった。そして、本発明の成分範囲において高温強度を反映させて高温変形特性有限要素法数値解析した結果、鋳片表面温度が600℃以下300℃以上において、充分に圧延可能であることが判明した。

0025

通常の連続鋳造の鋳造中において、凝固が完了した以降においては極力二次冷却冷却能を低減し、鋳片表面温度の低下を防いでいる。鋳造後鋳片の顕熱を高く保持し、後工程の熱間圧延での省エネルギーを図るためである。それに対して本発明では、完全凝固後の圧下位置において鋳片表面温度を600℃以下まで低減することが特徴である。本発明のように鋳片の表面温度を変えるには、二次冷却帯冷却水量を変えることが有効である。冷却水量を増やすと、鋳片の表面温度を下げることができ、鋳片中央部の温度が1300℃〜900℃の範囲である圧下位置において、表面温度を300〜600℃の範囲に調整することができる。圧下位置よりも上流側において、鋳片表面温度が50℃/min以上の冷却速度で冷却するように二次冷却水量を増大することにより、圧下時の表面温度を本発明範囲内とすることができる。

0026

鋳片の圧下率が5%より小さいと、鋳片の厚み中央部のポロシティーを完全に潰すことが難しく、靭性指数を向上させることが難しい。また、圧下率が50%を超えると、圧下に要する力が大きくなり、設備費が高くなる。このため圧下率は5〜50%とした。ここで、圧下率の定義は、前述のとおりである。

0027

なお、本発明では、板厚が30mm以上の海洋構造物などに用いられる厚みが100mm以上の鋳片を対象にした。これは、熱間圧延時の圧下比が通常3.0以上必要なためである。

0028

鋳片を圧延した鋼材の強度の低下、靭性の低下には、鋳片における直径0.5mm以上のポロシティーの影響が大きく、その個数を低減する必要がある。ポロシティーが10個/105mm3を越えると、強度および靭性が急激に低下することから、本発明の連続鋳造鋳片では、10個/105mm3以下とした。上記本発明の連続鋳造方法を適用することにより、ポロシティーの密度を上記範囲とすることができる。

0029

鋳片表面のオーステナイト結晶粒径が0.05mmを超えると、次工程での圧延時に表面割れが発生する場合がある。そこで本発明の連続鋳造鋳片では、鋳片表面のオーステナイト結晶粒径が平均で0.05mm以下とした。

0030

以下、本発明の連続鋳造鋳片の含有成分、及び連続鋳造方法で用いる溶鋼の含有成分について説明する。%は質量%を意味する。

0031

C:0.05〜0.3%
Cは、強度および靱性を確保するために有効な元素である。その含有量が0.05%未満では、上記の効果が充分に得られず、一方、その含有量が0.3%を超えて高くなると母材およびHAZ部の靭性が低下する。また、C含有量を0.3%以下に限定し、その他成分も下記のように限定したことにより、鋼の高温強度が過度に高くなることがないため、連続鋳造中における本発明の圧下に際し、鋳片表面温度を600〜300℃という低温に保持するにもかかわらず、圧下ロールによって鋳片を圧下することが可能となる。そこで、Cの適正範囲を0.05〜0.3%とした。

0032

Si:0.05〜0.4%
Siは、0.05%未満では母材の強度を確保できないので下限を0.05%とした。また、0.4%を超えると溶接性が低下するため上限を0.4%とした。上記の理由から、その適正範囲を0.05〜0.4%とした。

0033

Mn:0.2〜2.0%
Mnは、鋼板の高強度化と靱性の確保のために有効な元素である。上記の効果を得るためには、その含有量を0.2%以上とする必要がある。一方、その含有量が2.0%を超えて高くなると、靱性が損なわれる。このため、Mn含有量の適正範囲を0.2〜2.0%とした。

0034

P:0.02%以下
Pは、鋼板の延性および靱性および加工性劣化させる元素であることから、その含有量を0.02%以下に制限する。

0035

S:0.003%以下
Sは、Mnと反応して結晶粒内フェライトの生成を促進する効果があるが、粗大な介在物MnSを形成して鋼材の延性を低下させることから、その含有量を0.003%以下に制限する。

0036

Al:0.1%以下
Alは、鋼を脱酸させるために添加される元素である。0.1%を超えると、酸化物系介在物のサイズが大きくなるため、鋼板の表面性状も劣化する。これらのことから、本発明では、Al含有率の適正範囲を0.1%以下とすることが好ましい。

0037

N:0.001〜0.01%
Nは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、鋼板の曲げ性の観点からは、含有率は低いほど好ましいが、窒化物活用するには0.001%以上必要である。そのため、本発明では、N含有率を0.001〜0.01%とすることが好ましい。

0038

本発明は、さらに必要に応じて下記元素を含有することとしても良い。

0039

Mo:1.5%以下
Moは、含有させれば焼入れ性の向上および強度の向上に有効な作用を発揮する元素である。しかし、Mo含有率が1.5%を超えると粗大な介在物を形成し、靭性を低下させる。そこで、Mo含有率の適正範囲を1,5%以下とすることが好ましい。

0040

Ni:1.5〜3.0%
Niは、含有させれば母材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ni含有率が1.5%未満では、母材の靭性を向上させる効果が無い。一方、Ni含有率が3.0%を超えて高くなると、焼入れ性が過剰となり、鋼の靭性に悪影響を及ぼす。そこで、Niを含有させる場合のNi含有率の範囲を1.5〜3.0%とした。

0041

Cr:5.0%以下
Crは、含有させれば焼入れ性の向上、および析出強化による母材強度の向上に有効な作用を発揮する元素である。Cr含有率が5.0%を超えて高くなると、鋼の靭性および溶接性が劣化する傾向が認められる。そこで、Crを含有させる場合のCr含有率の適正範囲を5.0%以下とした。

0042

Cu:1.5%以下
Cuは、含有させれば焼入れ性の向上および析出強化に有効な作用を有する元素である。Cu含有率が1.5%を超えて高くなると、鋼の熱間加工性が低下する。上記の理由から、Cuを含有させる場合のCu含有率の範囲を1.5%以下とした。

0043

Ti:0.1%以下
Tiは、主として炭窒化物析出し、その析出強化作用により母材強度の向上に寄与する有効な元素である。Ti含有率が0.1%を超えて高くなると、鋼中に粗大な析出物や介在物を形成して、鋼の靭性を低下させる。上記の理由から、Ti含有率の適正範囲を0.1%以下とした。

0044

Nb:0.1%以下
Nbは、含有させれば炭化物や窒化物を生成して鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。Nb含有率が0.1%を超えて高くなると、鋼中に粗大な炭化物や窒化物を形成するため、逆に靭性を低下させる。上記の理由から、Nbを含有させる場合のNb含有率の範囲を0.1%以下とした。

0045

V:0.1%以下
Vは、含有させれば炭化物や窒化物を生成して鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。V含有率が0.1%を超えて高くなると、鋼の靭性を低下させる。上記の理由から、Vを含有させる場合のV含有率の範囲を0.1%以下とした。

0046

本発明の鋳片の連続鋳造方法の効果を確認するため、以下に示す試験を実施して、その結果を評価した。表2において、本発明範囲から外れ数値アンダーラインを付している。

0047

(1)鋳造条件
溶鋼成分:表1に記載
溶鋼温度:1570℃(タンディッシュ内溶鋼温度)
鋳型サイズ:幅1600mm×厚さ240mm
鋳造速度:1.0m/分
圧下率:5〜50%(表2に記載)
圧下用ロール径:直径550mm(フラットロール)
圧下時の鋳片表面温度:600〜300℃(表2に記載)

0048

(2)評価方法
圧下時の鋳片表面温度及び圧下直前表面冷却速度の測定は、接触式の熱電対を鋳片表面に押し当てることで測定した。圧下時の鋳片中央部温度は、前述の方法を採用して計算により求めた。表2において、圧下直前の表面冷却速度を「冷却速度」欄に、圧下時の鋳片表面温度を「表面温度」欄に、圧下時の鋳片中央部温度を「中心温度」の欄にそれぞれ記載している。

0049

鋳片厚み中央部のポロシティーの個数の測定は、鋳片厚み中央を中心として厚み方向に±5mm、鋳片幅方向に±50mm、鋳造方向に±50mmの板状の試験片体積:105mm3)を採取し、透過X線写真撮影し、円相当直径が0.5mm以上のポロシティーの個数を数え、表2に記載した。

0050

鋳片表面のオーステナイト結晶粒径の測定は、鋳片表層部から鋳造方向に50mm、幅方向に50mm、厚み方向に10mmの試料を採取し、黒皮表面から厚み方向に0.1mm研削後、鏡面研磨を施した。その後、ピクリン酸飽和溶液中に、室温で60s浸し、結晶粒組織を観察した。凝固組織であるデンドライトの方向が同一である領域をひとつのオーステナイト結晶粒とし、結晶粒の円相当直径を測定し、鋳片表面の結晶粒径とし、表2に記載した。

0051

0052

0053

(評価結果)
表1、2の本発明例1〜6は、成分組成及び圧下方法が本発明の範囲に入っており、鋳造した連続鋳造鋳片は、本発明で規定する品質を満足していた。

0054

比較例1は凝固後の圧下を行わず、また完全凝固後の鋳片表面を急冷するための水冷も行っていない。圧下を行わなかったので、ポロシティー個数が本発明範囲を外れた。表面結晶粒径も、本発明の好ましい範囲から外れた。

実施例

0055

比較例2、3は圧下を行ったものの、比較例2は圧下率が本発明範囲の下限を外れ、比較例3は圧下時の表面温度が本発明の上限を外れ、いずれもポロシティー個数が本発明範囲を外れることとなった。表面結晶粒径も、本発明の好ましい範囲から外れた。

0056

本発明の連続鋳造方法によれば、ポロシティーがなく、機械的特性が良好な鋼板用の素材である連続鋳造鋳片を製造することができる。

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