JP7230562B2 - Ｎｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
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Description
本願はＮｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法等を開示する。
近年、機械構造用合金鋼などの製品において、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉなどの合金元素を含有させる、あるいはＣ、Ｎを富化するなどの手段によって機械的性質の改善を図ろうとする試みが広く行われている。これらを含有する合金鋼を湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳造する場合、いわゆる横割れや横ひび割れと呼ばれる割れが鋳片の表面に発生しやすい。この割れは、連続鋳造機の矯正点において鋳片の曲げが矯正される際に、鋳片の表面に作用する応力が鋼に固有の限界応力を超えるために発生する。特に、上記の合金鋼においては、鋳型から引き抜かれた後の二次冷却過程において、オーステナイト粒界にＡｌＮやＮｂＣなどの窒化物や炭化物が析出しやすい。これらの析出物が析出したオーステナイト粒界は、鋳片に応力が作用した場合に割れの起点となりやすい。
また、矯正の際に鋳片の表面割れが起こる原因の１つに、鋳造ままのγ粒が製品段階と比較して極めて大きいため、応力が脆弱部に集中しやすいということが挙げられる。そこで、鋳型の直下から一定温度以下まで鋳片表面を強く冷却し、続いて一定温度以上に復熱させ、表層のオーステナイト粒を微細化してから矯正する技術が提案されている。
たとえば、特許文献１には、鋳片の表面をその温度がＡｒ３以上の温度域からＡｒ１以下の温度域になるまで３００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その後、再び鋳片の表面温度をＡｒ３以上の温度域まで復熱させることを特徴とする連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法が提案されている、
特許文献２には、連続鋳造の鋳型直下から矯正点の手前の冷却過程において、鋼の連続冷却変態線図でのベイナイト、フェライトあるいはパーライト変態開始温度を下回る温度まで鋳片の表層部を冷却し、次いでＡｃ３以上の温度まで３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の昇温速度にて復熱させる、もしくはＡｒ３－１００℃を下回る温度まで鋳片の表層部を冷却し、次いでＡｃ３以上の温度まで１．４℃／ｓ以下の昇温速度にて復熱させることを特徴とする鋼の連続鋳造方法が提案されている。
特許文献３には、連続鋳造の鋳型直下において鋼の連続冷却変態線図におけるフェライト－パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域までの鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態線図におけるフェライト－パーライト変態のノーズを通る一定速度の冷却曲線と交差するまで、フェライト－パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法が提案されている。
特許文献１～３に開示された技術はいずれも、鋼の相変態を利用して結晶粒を微細化し、矯正点における延性を改善させることを目的とした技術であるが、鋼の組成によっては２次冷却帯に相当する冷却速度においてフェライト－パーライト変態せずＡｒ３を定義できない、すなわち上記技術では十分な表面割れの抑制指針が得られない鋼種も実際に生産されている。そのような鋼種として、例えば、Ｎｉ含有低合金鋼が挙げられる。Ｎｉ含有低合金鋼の連続鋳造において鋳片の矯正を行う際に発生する鋳片表面の横割れやひび割れを安定して抑制することが可能な新たな技術が必要である。
本願は上記課題を解決するための手段の一つとして、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．３～１．４％、Ｃｒ：０．８～２．０％、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｉ：０．５～２．０％の組成を有する鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４７５℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、６００～６７５℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（ａ）で定められるＴＡ（ｓ）が６０以上となるように前記鋳片を冷却し、次いで前記矯正点に至る前までに、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させることを特徴とする、Ｎｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法を開示する。
ＴＡ＝ＴＬ＋ＴＨ×０．０４×［Ｎｉ］－２．３２ ・・・（ａ）
ただし、Ｔ Ｌ ≧３５
（式（ａ）において［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。）
ただし、Ｔ Ｌ ≧３５
（式（ａ）において［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。）
本開示のＮｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法において、前記鋳片は、質量％で、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｂ：０．００４％以下、Ｎ：０．０２５％以下の組成を有していてもよい。
本開示の方法によれば、連続鋳造時に鋳片の矯正を行う際に発生する、鋳片の表面の横割れや横ひび割れを安定して抑制することができる。そのため、本開示の方法で製造した鋳片を熱間圧延することにより、表面割れ等の発生が抑制された鋼板や鋼片を得ることができる。
図１を参照しつつ本開示のＮｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法について説明する。図１においては分かり易さのため冷却スプレーノズル等を省略して示している。冷却スプレーノズルは、例えば、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前までの間のサポートロール間に備えられ、鋳片１の両面側から冷却水を噴射し得る。図１においては垂直曲げ型の連続鋳造機１００を例示したが、本開示の連続鋳造方法は矯正点を有するいずれの連続鋳造機を用いた場合にも適用可能である。例えば、湾曲型の連続鋳造機を用いてもよい。尚、「矯正点」とは、鋳片１の鋳造方向を湾曲から水平方向に矯正するために歪を加える点をいう。なお、矯正は複数個所で行ってもよい。鋳型１０、矯正点２０等を備える連続鋳造機１００の構成そのものについては従来公知の構成と同様とすればよいことから、ここでは詳細な説明を省略する。
図１に示すように、本開示のＮｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法は、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．３～１．４％、Ｃｒ：０．８～２．０％、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｉ：０．５～２．０％の組成を有する鋼の鋳片１を、矯正点２０を有する連続鋳造機１００を用いて連続的に鋳造する方法であって、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前において、鋳片１の表面温度が３５０～４７５℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、６００～６７５℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（ａ）で定められるＴＡ（ｓ）が６０以上となるように鋳片１を冷却し、次いで矯正点２０に至る前までに、鋳片１の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させることを特徴とする。
ＴＡ＝ＴＬ＋ＴＨ×０．０４×［Ｎｉ］－２．３２ ・・・（ａ）
（式（ａ）において［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。）
（式（ａ）において［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。）
１．鋼種
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼にはＦｅ以外にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉが必須で含まれる。また、任意成分として、例えば、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎｂ、Ｂ及びＮから選ばれる少なくとも１つが含まれていてもよい。また、不可避不純物として、例えば、ＰやＳが含まれていてもよい。
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼にはＦｅ以外にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉが必須で含まれる。また、任意成分として、例えば、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎｂ、Ｂ及びＮから選ばれる少なくとも１つが含まれていてもよい。また、不可避不純物として、例えば、ＰやＳが含まれていてもよい。
１．１ Ｃ
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが０．１質量％未満では静的強度および疲労強度が不十分である。よって下限を０．１質量％以上とする。また、０．４質量％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．４質量％以下とする。
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが０．１質量％未満では静的強度および疲労強度が不十分である。よって下限を０．１質量％以上とする。また、０．４質量％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．４質量％以下とする。
１．２ Ｓｉ
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素である。Ｓｉが０．０１質量％未満では十分な強度を得ることができない。よって下限を０．０１質量％以上とする。また、０．５質量％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる。よって上限を０．５質量％以下とする。
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素である。Ｓｉが０．０１質量％未満では十分な強度を得ることができない。よって下限を０．０１質量％以上とする。また、０．５質量％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる。よって上限を０．５質量％以下とする。
１．３ Ｍｎ
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の内部まで硬度を確保するのに重要な元素である。Ｍｎが０．３質量％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．３質量％以上とする。また、１．４質量％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を１．４質量％以下とする。
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の内部まで硬度を確保するのに重要な元素である。Ｍｎが０．３質量％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．３質量％以上とする。また、１．４質量％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を１．４質量％以下とする。
１．４ Ｃｒ
ＣｒはＭｎと同様、鋼の焼入れ性を向上する有用な元素であり、低合金鋼を構成する重要な元素の１つである。０．８質量％未満ではこの効果が十分得られない。よって下限を０．８質量％以上とする。また、２．０質量％を超えると効果がほぼ飽和し、コストの増大を招く。よって上限を２．０質量％以下とする。
ＣｒはＭｎと同様、鋼の焼入れ性を向上する有用な元素であり、低合金鋼を構成する重要な元素の１つである。０．８質量％未満ではこの効果が十分得られない。よって下限を０．８質量％以上とする。また、２．０質量％を超えると効果がほぼ飽和し、コストの増大を招く。よって上限を２．０質量％以下とする。
１．５ Ｍｏ
Ｍｏはその炭窒化物を微細に析出させることにより、焼戻し時に鋼を硬化させる、いわゆる２次硬化を起こす元素であり、疲労強度の改善にも有効である。また、焼入れ性向上効果も大きい。しかし１．５質量％を超えると焼入れ熱処理時に未溶解の炭化物が残存しやすくなり、靭性を劣化させる虞がある。靭性の劣化を十分に抑制するためには、上限を０．６質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．００４質量％以上とする。
Ｍｏはその炭窒化物を微細に析出させることにより、焼戻し時に鋼を硬化させる、いわゆる２次硬化を起こす元素であり、疲労強度の改善にも有効である。また、焼入れ性向上効果も大きい。しかし１．５質量％を超えると焼入れ熱処理時に未溶解の炭化物が残存しやすくなり、靭性を劣化させる虞がある。靭性の劣化を十分に抑制するためには、上限を０．６質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．００４質量％以上とする。
１．６ Ｎｉ
Ｎｉは強度及び靭性の確保に有効であり、焼入れ性の向上効果も大きい。Ｎｉの量を０．５質量％以上とすることで、この効果が一層顕著となる。一方、２．０質量％を超えると効果が飽和して、コストの増大を招く。よって上限を２．０質量％以下とする。
Ｎｉは強度及び靭性の確保に有効であり、焼入れ性の向上効果も大きい。Ｎｉの量を０．５質量％以上とすることで、この効果が一層顕著となる。一方、２．０質量％を超えると効果が飽和して、コストの増大を招く。よって上限を２．０質量％以下とする。
１．７ Ａｌ
Ａｌは脱酸目的で最も広く用いられる元素であり、またＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。しかし、０．１質量％を超えると、Ａｌ２Ｏ３の凝集合に伴い鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存するＡｌ２Ｏ３が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じる虞がある。よって上限を０．１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．０１６質量％以上とする。
Ａｌは脱酸目的で最も広く用いられる元素であり、またＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。しかし、０．１質量％を超えると、Ａｌ２Ｏ３の凝集合に伴い鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存するＡｌ２Ｏ３が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じる虞がある。よって上限を０．１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．０１６質量％以上とする。
１．８ Ｔｉ
ＴｉはＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、熱的安定性に優れ、より高温まで結晶粒粗大化抑制効果を持続させる。ただし、０．１質量％を超えるとＴｉＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。よって上限を０．１質量％以下とする。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．００２質量％以上とする。
ＴｉはＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、熱的安定性に優れ、より高温まで結晶粒粗大化抑制効果を持続させる。ただし、０．１質量％を超えるとＴｉＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。よって上限を０．１質量％以下とする。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．００２質量％以上とする。
１．９ Ｖ
ＶはＴｉ及びＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、０．４質量％を超えるとＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。よって上限を０．４質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．００２質量％以上とした場合に強度改善の効果が得られ易い。
ＶはＴｉ及びＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、０．４質量％を超えるとＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。よって上限を０．４質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．００２質量％以上とした場合に強度改善の効果が得られ易い。
１．１０ Ｃａ
ＣａはＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、０．０１質量％を超えるとＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。よって上限を０．０１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に酸化物粗大化を抑制する効果が得られ易い。
ＣａはＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、０．０１質量％を超えるとＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。よって上限を０．０１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に酸化物粗大化を抑制する効果が得られ易い。
１．１１ Ｍｇ
ＭｇはＣａ同様、Ａｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０１質量％を超えるとＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。よって上限を０．０１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果等が得られ易い。
ＭｇはＣａ同様、Ａｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０１質量％を超えるとＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。よって上限を０．０１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果等が得られ易い。
１．１２ ＲＥＭ
ＲＥＭもまたＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、０．０１質量％を超えると鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる虞がある。よって上限を０．０１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果等が得られ易い。なお、ここでＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
ＲＥＭもまたＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、０．０１質量％を超えると鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる虞がある。よって上限を０．０１質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果等が得られ易い。なお、ここでＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
１．１３ Ｎｂ
Ｎｂは強度および靭性の改善に効果がある。しかし、０．０５質量％を超えると効果が飽和する。Ｎｂの含有量をあまりに多くし過ぎると、鋳造時に割れが発生する虞もある。よって上限を０．０５質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．００１質量％以上とした場合に強度改善効果や靭性改善効果が得られ易い。
Ｎｂは強度および靭性の改善に効果がある。しかし、０．０５質量％を超えると効果が飽和する。Ｎｂの含有量をあまりに多くし過ぎると、鋳造時に割れが発生する虞もある。よって上限を０．０５質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．００１質量％以上とした場合に強度改善効果や靭性改善効果が得られ易い。
１．１４ Ｂ
Ｂは少量で大きな焼入れ性向上効果がある。しかし、０．００４質量％を超えると効果が飽和する。Ｂの含有量をあまりに多くし過ぎると、鋳造時に割れが発生する虞もある。よって上限を０．００４質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に焼入れ性向上効果が得られ易い。
Ｂは少量で大きな焼入れ性向上効果がある。しかし、０．００４質量％を超えると効果が飽和する。Ｂの含有量をあまりに多くし過ぎると、鋳造時に割れが発生する虞もある。よって上限を０．００４質量％以下とすることが好ましい。下限は特に限定されず、０質量％であってもよいが、０．０００２質量％以上とした場合に焼入れ性向上効果が得られ易い。
１．１５ Ｎ
ＮはＴｉＮ、ＡｌＮ等の窒化物を生成し、結晶粒粗大化抑制効果を発現させる。しかし、０．０２５質量％を超えると窒化物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる虞がある。また、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる虞がある。よって上限を０．０２５質量％以下とすることが好ましい。鋼材清浄性の観点から、０．０２質量％以下とするとより好ましい。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．００３６質量％以上とする。
ＮはＴｉＮ、ＡｌＮ等の窒化物を生成し、結晶粒粗大化抑制効果を発現させる。しかし、０．０２５質量％を超えると窒化物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる虞がある。また、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる虞がある。よって上限を０．０２５質量％以下とすることが好ましい。鋼材清浄性の観点から、０．０２質量％以下とするとより好ましい。下限は特に限定されないが、０質量％以上、好ましくは０．００３６質量％以上とする。
２．鋳片１の２次冷却
図１に示すように、本開示の連続鋳造方法においては、上記組成を有する鋼の鋳片１を鋳型１０から連続的に引き抜き、鋳型１０の直下から矯正点２０に至るまでに、鋳片１の表面に冷却水を噴射する等して鋳片１の２次冷却を行う。ここで、本開示の連続鋳造方法においては、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前において、鋳片１の表面温度が３５０～４７５℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、６００～６７５℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、上記式（ａ）で定められるＴＡ（ｓ）が６０以上となるように鋳片１を冷却することが重要である。
図１に示すように、本開示の連続鋳造方法においては、上記組成を有する鋼の鋳片１を鋳型１０から連続的に引き抜き、鋳型１０の直下から矯正点２０に至るまでに、鋳片１の表面に冷却水を噴射する等して鋳片１の２次冷却を行う。ここで、本開示の連続鋳造方法においては、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前において、鋳片１の表面温度が３５０～４７５℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、６００～６７５℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、上記式（ａ）で定められるＴＡ（ｓ）が６０以上となるように鋳片１を冷却することが重要である。
鋼の連続鋳造においては、粗大な鋳造組織のオーステナイト（もしくは旧オーステナイト）粒界に沿って鋳片の表面割れが発生し易い。これは、温度降下に伴って介在物あるいは軟質なフェライトがオーステナイト（もしくは旧オーステナイト）粒界上に優先的に生成することに起因する。これを防止するために、鋳型直下の２次冷却帯において鋳片の冷却を行うことで、鋳片表層の組織をフェライト－パーライトあるいはベイナイトに変態させ、その後にＡｃ３以上まで復熱させて逆変態させることにより、鋳片表層のオーステナイト組織を微細化させる技術が開発されてきた。
例えば前述した特許文献１にあるとおり、鋳片表層組織をフェライト－パーライトあるいはベイナイトに変態させる（以後必要に応じてオーステナイトの分解と称する）ことを目的として、２次冷却帯における冷却目標温度としてＡｒ１、あるいは特定の温度が提案されてきた。しかし、上記技術は主に炭素鋼を企図して提案されたものである。Ｃｒ等を所定量含有する低合金鋼は炭素鋼と比較してフェライト－パーライト変態が遅れる傾向があるため、上記技術では鋳片割れを十分に抑制できないという課題が存在する。
当該課題についてＴＴＴ線図を用いて詳しく説明する。図２に炭素鋼のＴＴＴ線図の例を、図３に低炭合金鋼（ＪＩＳ：ＳＣＭ４２０）のＴＴＴ線図の例を示す。炭素鋼のＴＴＴ線図は７００℃以下の温度域でのフェライト－パーライト変態が短時間で進行するのに対し、低炭合金鋼のＴＴＴ線図は温度により変態の進行が大きく変化する。低炭合金鋼においては、含有するＣｒやＭｏの影響によりフェライト－パーライト変態が起こりづらいことが知られており、特に５００～６００℃においてはベイナイト変態も遅滞するためこのような形状となる。すなわち、例えば炭素鋼においてオーステナイトの分解が迅速に進む温度域であっても鋼種によっては分解が十分に進まないことが一般的に起こり得る。よって、鋼の連続鋳造時に、鋳型直下の２次冷却帯において鋳片を急冷、復熱することにより鋳片表層のオーステナイト組織を微細化して矯正点での割れを回避するためには、鋳造する鋼種の金属学的性質に応じた冷却方法を採用することが必要不可欠である。
一方、ＴＴＴ線図は様々なデータブックが知られているが、そのほとんどは図２および図３に示すように、オーステナイト化温度１０００℃以下によるものである。鋳片冷却中の変態挙動はオーステナイト粒径に大きく依存するため、これらのデータブックをそのまま利用することはできない。本発明者らは上記の組成を有する低合金鋼の変態挙動を踏まえて鋭意研究を進めた結果、２次冷却帯において上記式（ａ）で定められるＴＡ（ｓ）を６０以上とすることで、上記の組成を有するＮｉ含有低合金鋼の鋳片表層組織を効果的に変態させることができることを知見した。
尚、本開示の連続鋳造方法においては、ＴＬの温度範囲下限を３５０℃としているが、鋼種によってはこの温度がマルテンサイト変態開始温度を下回り、組織の一部あるいは全部がマルテンサイトになることも考えられる。しかしながら、その場合でも逆変態後には表層組織の微細化が可能であり、所望の効果を得ることが可能である。
実機の連続鋳造機内においては、鋳片１が鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前までの間において、鋳片１の表面の温度が３５０～４７５℃、６００～６７５℃の領域を複数回通過することもあり得る。この場合は、ＴＬ、ＴＨはそれぞれの温度領域を通過した時間の和で表される。例えば図４に示すような熱履歴において、ＴＬ、ＴＨは以下の式（ｂ）、（ｃ）で求めることができる。
ＴＬ＝ｔ４－ｔ３ ・・・(ｂ)
ＴＨ＝(ｔ２－ｔ１)＋(ｔ６－ｔ５) ・・・(ｃ)
ＴＨ＝(ｔ２－ｔ１)＋(ｔ６－ｔ５) ・・・(ｃ)
２次冷却帯において鋳片１を冷却する方法としては、上述した冷却スプレーノズルを用いて冷却水を噴射する方法のほか、気流を用いる方法、特別な冷却設備を備えず放冷する方法等いずれも有効である。さらに、これらを組み合わせて冷却する方法でも構わない。鋳片１の冷却速度は特に限定されるものではなく、いずれの冷却速度であっても所望の効果が発揮される。
３．鋳片１の復熱
本開示の連続鋳造方法において、２次冷却帯でオーステナイトを分解した後は、矯正点２０に至る迄に鋳片１の表面温度をＡｃ３以上の温度に復熱させる。この復熱は、鋳片１の表層組織を微細なオーステナイト組織にする、いわゆる逆変態組織を得るために必須である。復熱温度がＡｃ３に満たない場合、逆変態が起こらない場所が残存する。このような組織は矯正歪に対して割れを呈しやすい鋳造まま組織の影響を有するため、Ａｃ３以上にまで復熱させ、オーステナイト単相組織とすることが割れ発生抑制に有効である。尚、矯正点２０に至る迄に鋳片１の表面温度を一旦Ａｃ３以上にまで復熱していれば、その後は鋳片１の表面の熱間延性が高く保たれるため、矯正点２０において温度が低下しても表面割れは問題とはならない。
本開示の連続鋳造方法において、２次冷却帯でオーステナイトを分解した後は、矯正点２０に至る迄に鋳片１の表面温度をＡｃ３以上の温度に復熱させる。この復熱は、鋳片１の表層組織を微細なオーステナイト組織にする、いわゆる逆変態組織を得るために必須である。復熱温度がＡｃ３に満たない場合、逆変態が起こらない場所が残存する。このような組織は矯正歪に対して割れを呈しやすい鋳造まま組織の影響を有するため、Ａｃ３以上にまで復熱させ、オーステナイト単相組織とすることが割れ発生抑制に有効である。尚、矯正点２０に至る迄に鋳片１の表面温度を一旦Ａｃ３以上にまで復熱していれば、その後は鋳片１の表面の熱間延性が高く保たれるため、矯正点２０において温度が低下しても表面割れは問題とはならない。
Ａｃ３まで復熱させることにより、鋳片１の表層組織は改質され、適正な２次冷却と組み合わせて表面割れの少ない鋳片を得ることができる。鋳片１内の表面温度や組織のバラつきを一層抑える観点からは、復熱後の最高温度をＡｃ３＋３０℃以上とすることが好ましい。また、復熱温度が高すぎるとオーステナイト結晶粒が再び粗大化する虞があることから、１２００℃以下とすることが好ましい。
尚、Ａｃ３は、変態点記録測定装置（フォーマスター装置）等を用いて測定することができる。或いは、先行文献（邦武立郎: 熱処理, 43, p. 100(2003)）で提案されている以下の式（ｄ）を用いてＡｃ３を特定することもできる。
Ａｃ３＝(32[Si]+17[Mo])-(231[C]+20[Mn]+40[Cu]+18[Ni]+15[Cr])+912 ・・・(ｄ)
（式（ｄ）中の[Si]、[Mo]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]は、それぞれの成分の濃度（質量%）を表す。）
（式（ｄ）中の[Si]、[Mo]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]は、それぞれの成分の濃度（質量%）を表す。）
鋳片１表面の復熱は、鋳片１の内部から伝わる熱量が鋳片１の表面から放出される熱量を上回ることによっておこる現象である。鋳片１の表面の復熱は、２次冷却帯の冷却を緩和させることで比較的簡単に行うことができる。或いは、鋳造ラインの周囲に熱源や高周波誘導加熱設備を配し、表面を加熱してもよい。鋳片１の復熱速度（昇温速度）は特に限定されるものではなく、いずれの復熱速度であっても所望の効果が発揮される。
以下に示す実施例は、本開示の鋼の連続鋳造方法の一例を示したものである。本開示の鋼の連続鋳造方法は以下に示す例に限定されるものではない。
１．モデル実験１
２次冷却および復熱による鋳片表層組織微細化効果を十分得るための条件を解明するために、変態点記録測定装置（フォーマスター装置）を用いたモデル実験を実施した。
２次冷却および復熱による鋳片表層組織微細化効果を十分得るための条件を解明するために、変態点記録測定装置（フォーマスター装置）を用いたモデル実験を実施した。
下記表１に示す鋼組成を有するサンプルを１４００℃まで加熱し、平均粒径１．５ｍｍ以上のオーステナイト組織とした後、ヘリウムガス気流中で３５０～７５０℃の種々の温度まで急冷した。急冷したサンプルを３０～２００００秒間等温保持した後、９１０℃まで２０℃／ｓで再加熱し、組織を全量オーステナイトとしてから０．２℃／ｓで室温まで冷却した。得られたサンプルの断面はナイタール液で腐食、ＳＥＭで観察した。
観察例を図５に示す。急冷および温度保持によってオーステナイトが分解していたと推定されるサンプルでは図５左の写真Ａのように、粗大な旧オーステナイト粒界は見られず、フェライトが多数分散する形態となった（以下、この組織を「組織Ａ」と称する）。一方、オーステナイトが分解していないと推定されるサンプルでは図５右の写真Ｂのように、分散したフェライトのみならず旧オーステナイト粒界上にフェライトはほとんど見られなかった（以下、この組織を「組織Ｂ」と称する）。
鋼種Ｎ０５、Ｎ１０、Ｎ２０のそれぞれについて、変態点記録測定装置（フォーマスター装置）で付した熱処理パターンと、得られた組織との関係を図６、７、８に示す。３５０～４７５℃においては、サンプル内全面に組織Ａを得るための保持時間が短く、いずれも６０秒以下であった。一方、５００～７００℃においては組織Ａが得られる保持時間が鋼種により大きく異なった。この温度域においても組織Ａは得られるものの、３５０～４７５℃の５～１２５倍の保持時間が必要であった。
２．モデル実験２
上記のモデル実験から、粗大なオーステナイトの分解が比較的迅速に進む温度領域は、３５０～４７５℃および６００～６７５℃の２領域であると考えられ、それらの温度域ではそれぞれベイナイト（マルテンサイトを含む可能性あり）、フェライトおよびパーライトが生成していると推定される。本発明者らは上記実験に引き続き、実際の連続鋳造機にて鋳片表層がこれら２つの温度域を両方跨ぐ際の変態挙動を把握すべく、以下の実験を実施した。
上記のモデル実験から、粗大なオーステナイトの分解が比較的迅速に進む温度領域は、３５０～４７５℃および６００～６７５℃の２領域であると考えられ、それらの温度域ではそれぞれベイナイト（マルテンサイトを含む可能性あり）、フェライトおよびパーライトが生成していると推定される。本発明者らは上記実験に引き続き、実際の連続鋳造機にて鋳片表層がこれら２つの温度域を両方跨ぐ際の変態挙動を把握すべく、以下の実験を実施した。
上記モデル実験と同様のサンプルを１４００℃まで加熱し、平均粒径１．５ｍｍ以上のオーステナイト組織とした後、ヘリウムガス気流中で４２５℃まで急冷し、１５秒又は４５秒等温保持した。引き続き６２５℃まで２０℃／ｓで加熱し、４０～５４００秒等温保持した。その後、さらに９１０℃まで１０℃／ｓで再加熱し、組織を全量オーステナイトとしてから０．２℃／ｓで室温まで冷却した。得られたサンプルの断面はナイタール液で腐食、ＳＥＭで観察した。
熱処理パターンと得られた組織の関係を下記表２に示す。下記表２において「×」は全面が組織Ｂであったことを意味し、「△」は組織Ａと組織Ｂとが混在していたことを意味し、「○」は全面が組織Ａであったことを意味する。
表２に示す結果から明らかなように、４２５℃で４５秒保持したサンプルは続く６２５℃での保持が鋼種Ｎ０５で８０秒以上、鋼種Ｎ２０で１８００秒以上で全面組織Ａを呈したのに対し、４２５℃で１５秒保持したサンプルは続く６２５℃での保持が鋼種Ｎ０５で２４０秒、鋼種Ｎ２０では５４００秒を要した。この時、粗大なオーステナイトは４２５℃保持中にベイナイトに、６２５℃保持中にはこの時点で未変態のオーステナイトがフェライト－パーライトにそれぞれ変態していると推定される。すなわち、ベイナイト変態量とフェライトーパーライト変態量の和が変態前のオーステナイト量と釣り合った時点でオーステナイトの分解が完了し、続く９１０℃までの復熱を介して徐冷中に組織Ａを呈すると考えられる。
以上の結果より、全面組織Ａを呈するための条件として、以下の式（ａ）で示されるＴＡが６０秒以上であることが見いだされた。
ＴＡ＝ＴＬ＋ＴＨ×０．０４×［Ｎｉ］－２．３２ ・・・（ａ）
（式（ａ）において、ＴＬ:試料が３５０℃以上４７５℃以下にある時間、ＴＨ:試料が６００℃以上６７５℃以下にある時間であり、［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。）
ＴＡ＝ＴＬ＋ＴＨ×０．０４×［Ｎｉ］－２．３２ ・・・（ａ）
（式（ａ）において、ＴＬ:試料が３５０℃以上４７５℃以下にある時間、ＴＨ:試料が６００℃以上６７５℃以下にある時間であり、［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。）
上記関係式は他のＮｉ含有低合金鋼を用いて実施した実験においても成立することが確認されている。すなわち、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．３～１．４％、Ｃｒ：０．８～２．０％、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｉ：０．５～２．０％の組成を有する鋼を鋳造対象とした場合、上記式（ａ）を満たすように鋳片の２次冷却を行うことで、鋳片表層組織の微細化が可能であり、矯正点における鋳片表面割れを抑制することができる。
尚、上記式（ａ）で示されるとおり、Ｎｉ含有量が高い鋼においては、６００～６７５℃の温度域のみでオーステナイトの分解を行おうとすると非常に長い時間を要する。すなわち、このような鋼種を製造する際は生産性の観点から３５０～４７５℃の温度域を重視することが望ましいといえる。
３．実機試験
転炉－ＬＦプロセスにて下記表３に示す組成の溶鋼を溶製し、曲率半径１２．０ｍの湾曲型連鋳機において、２２０ｍｍ×２５６ｍｍのサイズの鋳片を鋳造した。鋳造速度は１．０～１．６ｍ／ｍｉｎである。鋳型から引き抜いた鋳片は鋳型直下に設置したゾーン長さ１ｍのスプレー急冷装置にて急冷した。ゾーン通過後は通常の２次冷却スプレーの水量を調整し、復熱を制御した。鋳片はガス切断機にて５．０±０．２ｍの長さに切断後、表面の観察に供した。
転炉－ＬＦプロセスにて下記表３に示す組成の溶鋼を溶製し、曲率半径１２．０ｍの湾曲型連鋳機において、２２０ｍｍ×２５６ｍｍのサイズの鋳片を鋳造した。鋳造速度は１．０～１．６ｍ／ｍｉｎである。鋳型から引き抜いた鋳片は鋳型直下に設置したゾーン長さ１ｍのスプレー急冷装置にて急冷した。ゾーン通過後は通常の２次冷却スプレーの水量を調整し、復熱を制御した。鋳片はガス切断機にて５．０±０．２ｍの長さに切断後、表面の観察に供した。
なお、鋳片表面の温度は伝熱凝固計算により算出した鋳片Ｌ面中心の温度である。伝熱凝固計算により算出した温度は、連続鋳造機内に設置した鋳片表面温度系のデータと比較により十分高い精度であることを検証した。また、復熱後最高到達温度の目標となるＡｃ３の値は上記式(ｄ)で特定した。
得られた鋼片の表面割れを目視観察した。冷却ゾーンにおいて鋳片表層温度が３５０～４７５℃、４７５～６００℃、６００～６７５℃の間にあった時間、および復熱が始まってから矯正点に至るまでの最高温度と併せて調査結果を下記表４に示す。下記表４において、表面割れの評価は、割れがないものを「○」、割れの深さがいずれも０．５ｍｍ未満かつ割れの数が鋳片１本当たり１０箇所以下であったものを「△」、いずれにも該当しないものを「×」として表した。
実施例１～３、参考例４、実施例５～９については、いずれも割れ発生のない良好な表面品位の鋳片が得られた。一方、比較例１～９のように式（ａ）で表されるＴＡを６０秒未満とした場合や、比較例１０～１３のように復熱が始まってから矯正点に至るまでの最高温度がＡｃ３未満であった場合、いずれも鋳片表面に割れを呈した。
１ 鋳片
１０ 鋳型
２０ 矯正点
１００ 連続鋳造機
１０ 鋳型
２０ 矯正点
１００ 連続鋳造機
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．３～１．４％、Ｃｒ：０．８～２．０％、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｉ：０．５～２．０％の組成を有する鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、
鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４７５℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、６００～６７５℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（ａ）で定められるＴＡ（ｓ）が６０以上となるように前記鋳片を冷却し、
次いで前記矯正点に至る前までに、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させることを特徴とする、
Ｎｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法。
ＴＡ＝ＴＬ＋ＴＨ×０．０４×［Ｎｉ］－２．３２ ・・・（ａ）
ただし、Ｔ Ｌ ≧３５
（式（ａ）において［Ｎｉ］は鋼におけるＮｉの濃度（質量％）である。） - 前記鋳片は、質量％で、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｂ：０．００４％以下、Ｎ：０．０２５％以下の組成を有する、
請求項１に記載のＮｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法。
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