JP2011031259A - 連続鋳造機内の二次冷却方法 - Google Patents
連続鋳造機内の二次冷却方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2011031259A JP2011031259A JP2009177982A JP2009177982A JP2011031259A JP 2011031259 A JP2011031259 A JP 2011031259A JP 2009177982 A JP2009177982 A JP 2009177982A JP 2009177982 A JP2009177982 A JP 2009177982A JP 2011031259 A JP2011031259 A JP 2011031259A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- temperature
- continuous casting
- casting machine
- cooling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
【解決手段】連続鋳造機内の二次冷却方法において、鋳造厚みの半厚Dと凝固シェル厚dを用いてd/D<0.5を満足する間に、鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心とする鋳片のコーナー部までは達しない領域において強冷却し、かつ強冷却終了時点で鋳片表層から10mm位置をγ相がα相に変態する変態終了温度まで冷却し、かつ連続鋳造機の矯正帯において鋳片のコーナー部から200mm以内の鋳片表面温度を850℃以上に保持することを特徴とする連続鋳造機内の二次冷却方法である。
【選択図】図3
Description
d/D<0.5 ・・・・・・(1)
D:鋳造厚の半厚(mm)、d:凝固シェル厚(mm)
手段2は、アルミキルド鋼の連続鋳造での連続鋳造機内の二次冷却方法において、凝固シェル厚が下記(1)式を満足する間に、鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心とする鋳片のコーナー部までは達しない領域において、鋳片表層から10mm位置を(2)式に示す温度Tまで冷却し、かつ連続鋳造機の矯正帯において鋳片のコーナー部から200mm以内の鋳片表面温度を850℃以上に保持することを特徴とする連続鋳造機内の二次冷却方法である。鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心に少なくとも600mm幅の領域において、鋳片表層から10mm位置を(2)式に示す温度Tまで冷却しても良い。
d/D<0.5 ・・・・・・(1)
D:鋳造厚の半厚(mm)、d:凝固シェル厚(mm)
T=705−221×[%C]−67×[%Mn]−221×([%C]×[%Mn]×(CR−0.1))0.5 (2)
[%C]:C濃度(mass%)、[%Mn]:Mn濃度(mass%)
CR:冷却速度0.1〜3(℃/s)
鋳片表面割れの形態はγ粒界割れであり、γ粒界に析出する析出物や温度低下に伴いγ粒界にフィルム状に生成するα相が原因で発生する。γ粒界割れの原因となる析出物はAlNである。AlNの析出は温度低下により生成したα相に析出しやすい。そのため、サイジング工程で発生するγ粒界割れは、連続鋳造から加熱炉に装入するまでの間に鋳片の温度が下がりγ粒界に生成した初析α相にAlNが析出し再加熱時にもAlNが固溶できない場合か、サイジング中の温度低下によりγ粒界にフィルム状α相が生成する場合に発生する。γ粒界割れの感受性はγ粒の大きさに関係し、γ粒を微細化することで割れ感受性が大幅に低下する。そのため、γ粒界割れ防止の一般的な対策として、強冷却+復熱過程においてγ/α変態とα/γ変態を利用することによりγ粒が細かくなるという現象を利用している。なお、上記のγ粒細粒化による割れ防止では、γ粒が微細化していない鋳片内部で割れが発生する場合があるが、割れが存在する深さが10mm以上深ければ、その後の熱間圧延において圧着し表面への露出もないことが確認されている。
変態終了温度(0.1℃/s)=715−211×[%C]−67×[%Mn] (3)
[%C]:C濃度(mass%)、[%Mn]:Mn濃度(mass%)
冷却速度を大きくしていくと変態終了温度は低下していくが、冷却速度を大きくしたときの変態終了温度と上記の変態終了温度の基準温度との差ΔTを取り、C濃度、Mn濃度、冷却速度との関係を調査した。γ相からα相への相変態は元素の拡散律速である。一般的に元素の拡散現象は時間の1/2乗に比例するため、連続冷却中の変態終了温度と基準温度との差は、基準温度を下回った時間の1/2乗の逆数と正の相関があると推定される。時間の1/2乗の逆数は、冷却速度の1/2乗に比例するため、変態終了温度と平衡温度との差は最終的に冷却速度の1/2乗に比例することが推定される。前述と同様に変態終了温度と基準温度との差は、C濃度やMn濃度の影響を強く受けると推定される。C濃度及びMn濃度の拡散現象を簡易な式で定式化するのは困難なため、(4)式で示す形式で回帰した結果、今回の測定範囲内では良好な相関が得られた。
ΔT=211×([%C]×[%Mn]×(CR−0.1))0.5 (4)
CR:冷却速度(℃/s)
(3)式と(4)式を合わせて成分及び冷却速度から変態終了温度T’は(5)式のように表される。(5)式で推定した変態終了温度と実測の変態終了温度の関係を図2に示す。図2に示すように推定値と実測値は±10℃の精度で一致しており、推定値としては十分な精度を有している。
T’=715−221×[%C]−67×[%Mn]−221×([%C]×[%Mn]×(CR−0.1))0.5 (5)
表層から10mm位置をγ相からα相に確実に変態させるためには、(5)式で得られる温度T’よりも10℃低い温度、即ち(2)式で表す温度Tまで冷却すればよい。
T=705−221×[%C]−67×[%Mn]−221×([%C]×[%Mn]×(CR−0.1))0.5 (2)
なお、実際の鋳造の際の変態終了温度を予測するためには、冷却速度を精度よく見積もる必要がある。冷却速度の見積もりは、後述する伝熱計算と実測の鋳片表面温度との合わせ込みにより行っている。また、実際の鋳造では、冷却速度は温度域により変化するが、変態開始温度近傍の900℃以下の平均冷却速度を使用する。伝熱計算から鋳片10mm位置においては、現実的な冷却条件の範囲(10℃/s未満)において900℃以下での冷却速度の温度依存性が小さいことを確認している。
図3中の横軸は強冷却終了時点を鋳造厚みの半厚(D)と凝固シェル厚(d)の比で示す。縦軸の出片温度は、連続鋳造機を出てきた鋳片の表面温度である。
連続鋳造機内の凝固シェル厚(d)は、1次元の伝熱計算により(6)式で示す時間の1/2乗に比例する形で示される。
d=k×t0.5 (6)
k:凝固定数、t:時間
実際の鋳造時の凝固シェル厚を実験的に求めて、凝固定数kを算出する。凝固シェル厚の測定方法としては、鋳造中にS等の元素を添加して凝固シェル厚を測定する方法や鋳片に鋲を打ち込み鋲の溶解状態から凝固シェル厚を測定方法などが挙げられる。一定の冷却条件であれば凝固定数は不変であるが、実際の冷却条件で厳密に凝固シェル厚を求める場合は、伝熱計算と上記で示した実際の凝固シェル厚測定結果とを組み合わせて推定する方法が有効である。
図3において、強冷却終了時点がd/D<0.5の場合は、鋳型直下から湾曲部において強冷却を行っており、強冷却開始時点はd/Dが約0.1の時点である。強冷却終了時点がd/D>0.5の場合は、鋳型直下から水平部まで強冷却を行なっているが、矯正部(d/D=0.5〜0.55)において一度復熱させている。図3に示すように、d/Dが0.5未満の領域で強冷却を終了することで、40〜50℃の出片温度の向上が見られることがわかる。つまり鋳型直下から湾曲部にかけて強冷却を行うことにより1000℃以上の出片温度が確保でき、再加熱時の加熱炉のエネルギーコストを低減することができる。水平部において強冷却する場合は、凝固シェル厚が厚くなり未凝固部(高温の溶鋼量)が減少するために、強冷却して温度が低下している鋳片表面付近の復熱温度が低くなる。本検討結果から、復熱を十分行なうために必要な未凝固の溶鋼量は50%以上必要であると考えられる。また、実際の鋳造において強冷却を行い出片温度を測定した結果も、図3にあわせて示す。実際の鋳造における表面温度と計算値は異なるもののほぼ同じ傾向であることがわかる。なお、実際の鋳造における表面温度は、連続鋳造機端から3mの地点において鋳片幅方向のセンター部を放射温度計で測定した結果である。実際に鋳造した鋳片の表層組織を観察し、表層下10mm位置まで微細な組織に変化していることを確認し、サイジングによる割れについても表層下10mm以内には発生していないことが確認できた。なお、鋳片の表層組織は、γ粒が微細化するとその後の冷却過程で変態するフェライトが微細粒になることを利用して、ナイタール腐食を行なった後のフェライト粒で評価を行った。また、サイジング時のγ粒界割れについては、鋳片表面を1mmピッチで10mm深さまで研削していき、割れの有無を確認した。なお、連続鋳造機の設備仕様によっては、矯正部を含む領域で強冷却を行うことにより目的とする出片温度と鋳片表層のγ粒微細化を達成できる場合はあるが、矯正部での割れを防止するために矯正部では復熱させるのが一般的であり、矯正部での復熱後に水平部で再度強冷却を行うと、出片温度向上に対する十分な効果は見込めない。
即ち、通常のサイジングで最も割れ領域が広くなる条件(鋳造幅:1900mm、幅圧下量:1000mm)においても、幅センターを中心に少なくとも600mmの幅の領域を強冷却すれば、サイジングする際の表面割れを回避できる。但し、鋳造幅と幅圧下量の条件によっては、強冷却によって表面割れを回避する領域を600mm幅よりも狭くすることも可能である。例えば、鋳造幅が1900mmよりも小さい鋳片であれば、あるいは、幅圧下量が1000mmよりも小さい鋳片であれば、サイジングする際の表面割れが発生する領域は、幅センターを中心とする600mmの幅の領域よりも小さくなる。鋳造幅と幅圧下量の条件に応じて、強冷却によって表面割れを回避する領域を適宜調整すれば良い。
次に、鋳片コーナー部の過冷却に伴う割れに関して検討した。表層10mmまでのγ相の変態を完了させる強冷却条件で鋳片の全幅を冷却した場合、連続鋳造機の矯正部での鋳片コーナー部の表面温度は650〜750℃程度であり、矯正部で割れを生じたものと推定される。鋳型を出た後に強冷却を行う技術はこれまでにも多数存在し、過冷却に伴う割れを回避する目的で連続鋳造機の矯正部前に復熱させることが提案されている。これらの技術は、連続鋳造機の矯正部での表面割れを防止するために実施されており、強冷却により割れを抑制する鋳片厚み方向の深さは5mm程度で、本発明で対象とする鋳片厚み方向の深さに比べて浅い。そのため、強冷却の程度が小さく、鋳片コーナー部においても十分復熱できるものと推定される。しかしながら、今回のように鋳片表面下10mm位置まで完全に変態させる場合、鋳片コーナー部での表面温度が著しく低下し矯正前に復熱できないと推定される。そこで、上記で検討した鋳片幅方向の位置(幅センター部を中心に600mm幅)のみを強冷却し、その外側はこれまで通りの通常の冷却として鋳造した結果、連続鋳造機の矯正部での鋳片コーナー部の表面温度が850℃以上となり割れが発生しないことが確認できた。鋳片センター部の強冷却する幅を変えていき、鋳片コーナー部の表面温度が850℃以上を確保する条件を調査した結果、強冷却を行なっている散水領域が鋳片コーナー部より200mm位置よりもコーナー側にならなければ良いことがわかった。したがって、鋳片広面側の鋳片コーナーより200mm以内の鋳片コーナー部を強冷却しないことにより、鋳片コーナーより200mm以内の鋳片コーナー部での表面温度が連続鋳造機の矯正帯において850℃以上となり、鋳片コーナー部での割れが防止できる。
Claims (4)
- 凝固シェル厚が下記(1)式を満足する間に、鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心とする鋳片のコーナー部までは達しない領域において、鋳片表層から10mm位置をγ相がα相に変態する変態終了温度まで冷却し、かつ連続鋳造機の矯正帯において鋳片のコーナー部から200mm以内の鋳片表面温度を850℃以上に保持することを特徴とする連続鋳造機内の二次冷却方法。
d/D<0.5 ・・・・・・(1)
D:鋳造厚の半厚(mm)、d:凝固シェル厚(mm) - 鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心に少なくとも600mm幅の領域において、鋳片表層から10mm位置をγ相がα相に変態する変態終了温度まで冷却することを特徴とする請求項1に記載の連続鋳造機内の二次冷却方法。
- アルミキルド鋼の連続鋳造での連続鋳造機内の二次冷却方法において、凝固シェル厚が下記(1)式を満足する間に、鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心とする鋳片のコーナー部までは達しない領域において、鋳片表層から10mm位置を(2)式に示す温度Tまで冷却し、かつ連続鋳造機の矯正帯において鋳片のコーナー部から200mm以内の鋳片表面温度を850℃以上に保持することを特徴とする連続鋳造機内の二次冷却方法。
d/D<0.5 ・・・・・・(1)
D:鋳造厚の半厚(mm)、d:凝固シェル厚(mm)
T=705−221×[%C]−67×[%Mn]−221×([%C]×[%Mn]×(CR−0.1))0.5 (2)
[%C]:C濃度(mass%)、[%Mn]:Mn濃度(mass%)
CR:冷却速度0.1〜3(℃/s) - 鋳片の鋳造幅方向のセンター部を中心に少なくとも600mm幅の領域において、鋳片表層から10mm位置を(2)式に示す温度Tまで冷却することを特徴とする請求項3に記載の連続鋳造機内の二次冷却方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009177982A JP5381468B2 (ja) | 2009-07-30 | 2009-07-30 | 連続鋳造機内の二次冷却方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009177982A JP5381468B2 (ja) | 2009-07-30 | 2009-07-30 | 連続鋳造機内の二次冷却方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2011031259A true JP2011031259A (ja) | 2011-02-17 |
JP5381468B2 JP5381468B2 (ja) | 2014-01-08 |
Family
ID=43760855
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2009177982A Active JP5381468B2 (ja) | 2009-07-30 | 2009-07-30 | 連続鋳造機内の二次冷却方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5381468B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20200048080A (ko) * | 2018-10-29 | 2020-05-08 | 주식회사 포스코 | 연속주조 주편 제조기술 방법 |
CN113843403A (zh) * | 2020-06-25 | 2021-12-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种利用铁素体相改善铸坯表面裂纹的方法 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07290101A (ja) * | 1994-04-26 | 1995-11-07 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造鋳片スラブの熱間幅圧下圧延時の表面割れ防止方法 |
JPH09225607A (ja) * | 1996-02-23 | 1997-09-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造方法 |
JPH11290902A (ja) * | 1998-04-09 | 1999-10-26 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造鋳片の熱間幅圧下圧延時の表面割れ防止方法 |
JP2000024763A (ja) * | 1998-04-28 | 2000-01-25 | Usx Engineers & Consultants Inc | 金属の鋳造方法 |
JP2002307148A (ja) * | 2001-04-09 | 2002-10-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造装置及び連続鋳造方法 |
JP2007222920A (ja) * | 2006-02-24 | 2007-09-06 | Jfe Steel Kk | 連鋳片冷却方法および連鋳片冷却装置 |
-
2009
- 2009-07-30 JP JP2009177982A patent/JP5381468B2/ja active Active
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07290101A (ja) * | 1994-04-26 | 1995-11-07 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造鋳片スラブの熱間幅圧下圧延時の表面割れ防止方法 |
JPH09225607A (ja) * | 1996-02-23 | 1997-09-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造方法 |
JPH11290902A (ja) * | 1998-04-09 | 1999-10-26 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造鋳片の熱間幅圧下圧延時の表面割れ防止方法 |
JP2000024763A (ja) * | 1998-04-28 | 2000-01-25 | Usx Engineers & Consultants Inc | 金属の鋳造方法 |
JP2002307148A (ja) * | 2001-04-09 | 2002-10-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造装置及び連続鋳造方法 |
JP2007222920A (ja) * | 2006-02-24 | 2007-09-06 | Jfe Steel Kk | 連鋳片冷却方法および連鋳片冷却装置 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20200048080A (ko) * | 2018-10-29 | 2020-05-08 | 주식회사 포스코 | 연속주조 주편 제조기술 방법 |
KR102175425B1 (ko) * | 2018-10-29 | 2020-11-06 | 주식회사 포스코 | 연속주조 주편 제조기술 방법 |
CN113843403A (zh) * | 2020-06-25 | 2021-12-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种利用铁素体相改善铸坯表面裂纹的方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP5381468B2 (ja) | 2014-01-08 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Cho et al. | Effect of thermal cycle and nitrogen content on the hot ductility of boron-bearing steel | |
JP6484716B2 (ja) | リーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JP7151871B2 (ja) | ホットスタンプ成形体 | |
CN104039999B (zh) | 淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板及其制造方法 | |
TW201940714A (zh) | 無方向性電磁鋼板 | |
JP2015137375A (ja) | フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
CN106536085B (zh) | 钢的连续铸造方法 | |
JP5381468B2 (ja) | 連続鋳造機内の二次冷却方法 | |
JP5928413B2 (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
JP4923650B2 (ja) | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 | |
JP2002307149A (ja) | 連続鋳造方法 | |
JP5402790B2 (ja) | 連続鋳造ブルーム鋳片の冷却方法およびその鋳片の製造方法 | |
JP6954514B1 (ja) | 連続鋳造方法 | |
JP2004197119A (ja) | 材質均一性に優れた熱延鋼板および溶融めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
JP7339585B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP4561755B2 (ja) | B及びnを含有する鋼の連続鋳造方法 | |
JP2009142876A (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
JP5477202B2 (ja) | 連続鋳造機内の二次冷却方法 | |
JP2017087227A (ja) | 鋼材の熱間圧延方法 | |
Sychkov et al. | Effect of dendritic segregation in the continuous-cast semifinished product on the formation of the stucture of high-carbon-steel wire rod | |
TWI784570B (zh) | 連續鑄造方法 | |
JP7172429B2 (ja) | 鋼片の製造方法 | |
JP5673171B2 (ja) | 高炭素高Mn鋼材の製造方法 | |
TWI764846B (zh) | 含鉻高碳鋼材及其製造方法 | |
JP5958114B2 (ja) | レーザ切断性に優れた厚鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110816 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130121 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130514 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130710 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130903 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130916 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5381468 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |