JPH08238545A

JPH08238545A - チタン添加極低炭素鋼の連続鋳造方法

Info

Publication number: JPH08238545A
Application number: JP6350895A
Authority: JP
Inventors: Akifumi Seze; 昌文瀬々; Ryoji Tsujino; 良二辻野; Arata Tanaka; 新田中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-02-28
Filing date: 1995-02-28
Publication date: 1996-09-17
Anticipated expiration: 2015-12-11
Also published as: JP3115502B2

Abstract

(57)【要約】【目的】チタンを含有した炭素鋼のスラブ加熱時で
の、酸化スケール起因による表面疵の少ない、チタン添
加極低炭素鋼を工業的に安定、かつ安価に製造すること
が可能となる。【構成】鋼中の炭素含有量が０．０１重量％以下で、
かつ、チタンを添加した極低炭素鋼を連続鋳造するにあ
たり、鋳型内で溶鋼を電磁攪拌しながら鋳造することを
特徴とするチタン添加極低炭素鋼の連続鋳造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、表面性状の優れたチタ
ン添加極低炭素鋼板用の連続鋳造鋳片を製造する方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来から主に自動車向け良加工性鋼板用
素材として、特公昭４４−１８０６６号「プレス成形性
に優れた冷延鋼板の製造法」に開示されているような、
鋼中の炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）の含有量をできるだけ少
なくした上、Ｃ，Ｎと化合物をつくるチタン（Ｔｉ）を
当量以上添加した、チタン添加極低炭素鋼が広く使われ
ている。

【０００３】ここでの、チタン添加の目的は、深絞り強
加工時にストレッチャーストレインと呼ばれている、し
わ状の欠陥が生じるのを防止するために、マトリックス
から固溶しているＣおよびＮを、チタンと結合させて完
全に取り除き無害化するためである。

【０００４】このようなチタン添加極低炭素鋼板用鋳片
の鋳造方法としては、大量生産による製造コストの低
減、鋳片品質の高位安定化等の観点から、周囲を水冷銅
板で構成した中空鋳型内に溶鋼を連続的に供給し、かつ
凝固させることでスラブ鋳片を連続的に製造するいわゆ
る連続鋳造方法が一般に採用されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た従来の技術を用いて、チタン添加極低炭素鋼を鋳造し
圧延した場合、圧延前のスラブ鋳片加熱時に生成した、
表層の酸化スケールに起因した表面疵が多発し、製品で
の歩留まりが低下するといった問題が残されていた。

【０００６】

【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らはチ
タン添加極低炭素鋼板の表面性状の改善方法について、
実験的研究を積み重ね、以下の手段を適用することで前
記課題を解決し、表面性状の優れた極低炭素鋼板用の連
続鋳造鋳片が得られることを知見し、本発明を完成する
に至った。

【０００７】すなわち、本発明の要旨は、鋼中の炭素含
有量が０．０１重量％以下で、かつ、チタンを０．００
５〜０．１５０重量％の範囲で添加した極低炭素鋼を連
続鋳造するにあたり、鋳型内で溶鋼を電磁攪拌しながら
鋳造することを特徴とするチタン添加極低炭素鋼の連続
鋳造方法にある。

【０００８】

【作用】以下、本発明の作用を詳細に説明する。本発明
者らは、従来の技術における前記問題点を解決すべく、
まず、スラブ鋳片を加熱した際に生じる酸化スケールの
生成挙動を詳細に調査した。図１（ａ）はチタン添加極
低炭素鋼（Ｃ：０．００１５重量％，Ｔｉ：０．０５重
量％）であり、表層の酸化スケールに起因した表面疵が
少ない。図１（ｂ）はアルミキルド低炭素鋼（Ｃ：０．
０５重量％）を、１２００℃で１２０分加熱した後の、
表層酸化スケールの状況を模式的に示したものである。
なお、加熱炉内の雰囲気中の酸素濃度は３％とした。な
お、以下本文中での（ａ）はチタン添加極低炭素鋼を表
わし、同様に（ｂ）はアルミキルド鋼を表わす。

【０００９】（ｂ）のアルミキルド低炭素鋼の場合、表
面スケールの他に地鉄側表層のＣ濃度が低下した脱炭層
が形成されるのが特徴である。一方、（ａ）のチタン添
加極低炭素鋼の場合、地鉄側表層の脱炭層の形成は顕著
ではなく、これに代わって表層の粒界や一部粒内が、局
部的に酸化されているのが特徴である。この局部的に酸
化されている部分の成分分析を行った結果、これらは主
に鋼中のチタンが酸化されたものであることが判明し
た。

【００１０】図２は、地鉄側表層のビッカース硬度を測
定した結果である。△印はアルミキルド低炭素鋼の場合
であり、内部と比較して表層の硬度が低下する傾向にあ
る。これは、前記した表層の脱炭層の形成によるものと
推定される。一方、●印はチタン添加極低炭素鋼の場合
であり、逆に内部よりも表層の硬度が上昇する傾向にあ
る。これは、前記した表層のチタンの粒界あるいは一部
粒内での局部酸化によるものと推定される。

【００１１】以上のことから、圧延前のスラブ加熱時に
生成した酸化スケール起因の表面疵が発生しやすいチタ
ン添加極低炭素鋼と、同酸化スケール起因の表面疵が少
ないアルミキルド低炭素鋼では、スラブ加熱時の酸化ス
ケール、特に地鉄側表層のいわゆるサブスケールの生成
挙動に大きな差異があることがわかる。つまり、チタン
添加極低炭素鋼では表層近傍の粒界、あるいは一部粒内
でのチタン酸化物は、脱スケール処理（テスケーリン
グ）後も表層に残留するため、酸化スケール起因の表面
疵が発生しやすくなるものと考えられる。また、これら
の酸化物の生成により表層の硬度が局部的に増大するこ
とで、加工性が低下することも、圧延時の酸化スケール
起因の表面疵の発生を、助長しているものと推定され
る。

【００１２】このような、鋼中元素Ｍの酸化反応は、一
般的に次式のように表される。

【００１３】

【数１】

【００１４】ここで、ｍ，ｎは化学量論的な係数。ま
た、このときの、酸素１モル当たりの生成自由エネルギ
ー変化ΔＧは、次式のように表される。

【００１５】

【数２】

【００１６】ここで、ΔＧ^O は標準生成自由エネルギー
変化、Ｒは気体定数、Ｔは温度、ａ_X はＸ成分の活量、
ｐ_O2は酸素ポテンシアルである。また、ΔＧが負の大き
な値をとるほど酸化物の生成傾向は強くなる。（２）式
より、酸化物の生成自由エネルギー変化ΔＧは、鋼中の
成分の活量と酸素ポテンシアル、言い換えると、鋼中の
成分濃度と雰囲気中の酸素分圧に依存することがわか
る。

【００１７】表１は、雰囲気中の酸素分圧をスラブ加熱
炉中と、ほぼ同等な０．０４ａｔｍ（酸素濃度４％）と
仮定して、前記（ａ）チタン添加極低炭素鋼と（ｂ）ア
ルミキルド低炭素鋼における、酸化物の生成自由エネル
ギー変化を試算した結果である。これより、（ｂ）アル
ミキルド低炭素鋼では、地鉄の酸化よりも鋼中のＣの酸
化傾向の方が強く表層の脱炭反応が起こりやすいことが
推察される。

【００１８】一方、（ａ）チタン添加極低炭素鋼の場
合、地鉄の酸化よりも鋼中のＣの酸化傾向の方が弱く表
層の脱炭反応が起こりにくいこと、および、地鉄の酸化
よりもチタンの酸化傾向の方が強くチタンが優先酸化さ
れやすいことがわかる。同様の計算より、チタンが地鉄
よりも優先酸化されうる限界濃度は０．０００２重量％
程度と見積もられ、工業的に極低炭素鋼に添加される
０．００５〜０．１５０重量％の範囲では前記チタンの
優先酸化が起こり得る。

【００１９】

【表１】

【００２０】また、図３は鋼中のＣ濃度とＣＯの生成自
由エネルギー変化の関係を試算した結果である。ここで
は、酸素分圧は０．０４ａｔｍ，ＣＯ分圧は０．０１ａ
ｔｍと仮定して計算した。これより、Ｃ濃度が約０．０
１重量％以上では地鉄の酸化よりもＣの酸化傾向の方が
強く脱炭反応が起こりやすいが、Ｃ濃度が約０．０１重
量％以下では地鉄の酸化よりもＣの酸化傾向の方が弱
く、脱炭反応が起こりにくくなることが推察される。こ
れは、Ｃ濃度の異なる種々のスラブ鋳片を加熱した場合
の表層の脱炭層の生成傾向とほぼ一致する。このよう
に、スラブ加熱時の酸化スケール特にサブスケール生成
挙動が、鋼種によって異なることが、熱力学的な検討結
果からも半定量的に説明することができる。

【００２１】そこで、本発明者らは、鋼中のＣ濃度と圧
延後のスケール系表面疵の発生状況との関係について、
実験的に調査した。図４は、チタンを０．０５重量％含
有する鋼のＣ濃度を変えて、圧延後のスケール系表面疵
の発生状況を調査した結果である。なお、表面疵発生率
は、冷延コイルより１ｍ長さのサンプルを抜き取り採取
した時の、全抜き取り枚数に対するスラブ加熱時の酸化
スケール起因表面欠陥が検出された枚数の割合（％）で
ある。前記の圧延前のスラブ加熱時に生成するチタンの
地鉄側表層での粒界および一部粒内での局部酸化は、鋼
中のＣ濃度の増大とともに軽微になっていき、特にＣ濃
度が約０．０１重量％より多い場合、脱炭反応が顕著な
領域では表面疵への影響としては、工業的にはほとんど
無害であることがわかった。

【００２２】次に、本発明者らは、チタン濃度の影響に
ついてさらに実験的検討を重ね、前記スラブ加熱時の地
鉄表層側での粒界および一部粒内でのチタンの局部酸化
が、チタン濃度にも依存し、チタン濃度が高くなるほど
顕著になり、圧延後のスケール系起因の表面疵も、チタ
ン濃度が高いほど多発する傾向にあることを知見した。
また、チタンが特に粒界で局部的に優先酸化される理由
については、粒界へのチタンの偏析に起因するものと推
定され、表層近傍の粒界偏析の程度は連鋳鋳型内での初
期凝固、すなわち鋼の凝固に伴うミクロ偏析に依存する
ものと考えられる。

【００２３】そこで、本発明者らは表層でのチタンのミ
クロ偏析を低減して、前記の圧延前のスラブ加熱時に生
成するチタンの地鉄側表層での、粒界および一部粒内で
の局部酸化を抑制し、表面疵を改善する方法についても
実験的に検討を重ねた。その結果、図５に示すように連
鋳鋳型内の上部に電磁攪拌装置を設置し、鋳型内の溶鋼
を電磁攪拌しながら連続鋳造することで、前記問題を解
決できることを知見し得た。

【００２４】図６は、前記チタン添加極低炭素鋼を鋳型
内電磁攪拌有りと、鋳型内電磁攪拌無しの条件で鋳造し
た時の、鋳片表層部のミクロ偏析とスラブ加熱時の酸化
スケール起因の表面疵の関係を調査した結果である。な
お、ミクロ偏析の程度は電磁攪拌無しでのチタンの最大
偏析度を１００とした時の相対偏析度で示した。これよ
り、鋳型内電磁攪拌を行いながら連続鋳造した場合に
は、鋳型内電磁攪拌を実施しなかった場合と比較して、
鋳片表層のミクロ偏析の最大濃度が約１５％低減し、ス
ラブ加熱時の酸化スケール起因の表面疵の発生率が低減
することがわかる。

【００２５】これは、電磁攪拌により鋳型内溶鋼を攪拌
することで、凝固シェル前面（溶鋼側）のテンドライト
樹間に、凝固時の固液分配により濃化した溶鋼が洗浄さ
れ、実質上のミクロ偏析が軽減されるためであり、ま
た、凝固シェル前面に攪拌流を付与することで、結晶粒
の微細等軸晶化がはかられ、結晶粒間のミクロ偏析が低
減したためである。これらの結果としてスラブ加熱時の
地鉄表層側での、チタンの粒界あるいは一部粒内での局
部酸化が抑制されたものと推察される。

【００２６】

【実施例】鋼中の炭素含有量が０．０１重量％以下で、
かつ、チタンを０．００５〜０．１５０重量％の範囲で
添加した、極低炭素鋼の連続鋳造において、連鋳鋳型内
上部に図５に示すような電磁攪拌装置を設置し、鋳型内
溶鋼を攪拌しながら該極低炭素鋼を連続鋳造した。この
時の主要な鋳造条件は、鋳込サイズ＝２５０ｍｍ厚×１
２００ｍｍ幅、鋳造速度Ｖ_c ＝１ｍ／ｍｉｎ、タンディ
ッシュでの溶鋼加熱度ΔＴ＝２５〜４５℃である。鋳型
の長さは９００ｍｍで、電磁攪拌装置の設置位置はコイ
ルの鉄芯（コア）の位置で鋳型上端から１５０〜４００
ｍｍである。表２に、鋳造した極低炭素鋼の化学成分を
示す。

【００２７】

【表２】

【００２８】鋳造後のスラブは雰囲気中の酸素濃度が３
〜４％のスラブ加熱炉にて、１２００℃で約２時間の加
熱を行った後熱間圧延し、さらに冷間圧延した後表面性
状を検査した。表３は、スラブ加熱時の酸化スケールに
起因するスケール系表面疵の発生率を調査した結果であ
り、比較例として示した電磁攪拌を行わなかった場合と
比較して、電磁攪拌を行った本発明例では前記表面疵の
発生率が大幅に低減し、製品の歩留まりが格段と向上し
た。

【００２９】

【表３】

【００３０】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、ス
ラブ加熱時の酸化スケール起因の表面疵の少ない、チタ
ン添加極低炭素鋼を工業的に安定、かつ安価に製造する
ことが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）チタン添加極低炭素鋼と（ｂ）アルミキ
ルド低炭素鋼のスラブ加熱時の表層酸化スケールの生成
状況を模式的に示した図

【図２】地鉄側表層のビッカース硬度を測定した結果を
示す図

【図３】鋼中のＣ濃度とＣＯの生成自由エネルギー変化
の関係を試算した結果を示す図

【図４】Ｃ濃度と圧延後のスケール系表面疵の発生状況
の関係を示す図

【図５】連鋳鋳型内の上部に電磁攪拌装置を設置した連
続鋳造装置の模式図

【図６】鋳型内電磁攪拌の有無と鋳片表層部のミクロ偏
析、スラブ加熱時の酸化スケール起因の表面疵の関係を
示す図

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】鋼中の炭素含有量が０．０１重量％以下
で、かつ、チタンを０．００５〜０．１５０重量％の範
囲で添加した極低炭素鋼を連続鋳造するにあたり、鋳型
内で溶鋼を電磁攪拌しながら鋳造することを特徴とする
チタン添加極低炭素鋼の連続鋳造方法。