JP2728999B2 - 連続鋳造方法 - Google Patents
連続鋳造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、湾曲型あるいは垂直曲
げ型連続鋳造機を用いて、Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢ
等の鋼の凝固・冷却中に炭窒化物を生成しやすい合金元
素を微量含有する鋼のスラブまたはブルームのような鋳
片を製造し、次工程で熱間圧延を行う連続鋳造方法に関
するものである。
げ型連続鋳造機を用いて、Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢ
等の鋼の凝固・冷却中に炭窒化物を生成しやすい合金元
素を微量含有する鋼のスラブまたはブルームのような鋳
片を製造し、次工程で熱間圧延を行う連続鋳造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、鉄鋼の製造に当たっては連続鋳造
は不可欠な工程になっているが、このような工程でスラ
ブやブルーム等のいわゆる鋳片を製造し、熱間圧延によ
って製品や半製品を製造する場合、Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｔ
ｉおよびＢ等を微量含有する鋼においては熱間圧延中に
横割れやひび割れが発生しやすく特にこれらを微量含有
する鋼では窒素が３０ppm 以上含有する場合においてこ
の傾向が強い。従って、熱延工程に送るためにはこのよ
うな欠陥は事前に除去する必要があるが、その疵取り作
業はコスト上昇を招くだけでなく熱間圧延工程に高温鋳
片を供給し直接熱片を熱延製品や中間製品を製造するい
わゆる直送圧延の実現に対して著しい障害になってい
る。
は不可欠な工程になっているが、このような工程でスラ
ブやブルーム等のいわゆる鋳片を製造し、熱間圧延によ
って製品や半製品を製造する場合、Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｔ
ｉおよびＢ等を微量含有する鋼においては熱間圧延中に
横割れやひび割れが発生しやすく特にこれらを微量含有
する鋼では窒素が３０ppm 以上含有する場合においてこ
の傾向が強い。従って、熱延工程に送るためにはこのよ
うな欠陥は事前に除去する必要があるが、その疵取り作
業はコスト上昇を招くだけでなく熱間圧延工程に高温鋳
片を供給し直接熱片を熱延製品や中間製品を製造するい
わゆる直送圧延の実現に対して著しい障害になってい
る。
【０００３】このような表面欠陥は連続鋳造時の凝固中
にオーステナイト領域を徐冷却することによってＮｂ，
Ｖ，Ａｌ，ＴｉおよびＢ等の炭窒化物がオーステナイト
粒界に微細分散析出し、その後連鋳機内での曲げ変形や
曲げ矯正変形等の外部応力付与によって発生したり、あ
るいは熱間圧延時に発生することが知られている。
にオーステナイト領域を徐冷却することによってＮｂ，
Ｖ，Ａｌ，ＴｉおよびＢ等の炭窒化物がオーステナイト
粒界に微細分散析出し、その後連鋳機内での曲げ変形や
曲げ矯正変形等の外部応力付与によって発生したり、あ
るいは熱間圧延時に発生することが知られている。
【０００４】かかる欠陥の防止策として特開昭５５−１
４１７３号公報に記載のように鋳片表層部温度がＡｒ1
以下、復熱温度がＡｃ3 からＡｃ3 ＋１００℃の範囲に
なるように二次冷却帯で冷却−復熱を２回以上繰り返す
ことによりオーステナイト粒径を微細化し、炭窒化物の
粒界析出の抑制とフィルム状フェライトの析出を防止す
ることによって表面割れ防止を図る方法が開示されてい
る。
４１７３号公報に記載のように鋳片表層部温度がＡｒ1
以下、復熱温度がＡｃ3 からＡｃ3 ＋１００℃の範囲に
なるように二次冷却帯で冷却−復熱を２回以上繰り返す
ことによりオーステナイト粒径を微細化し、炭窒化物の
粒界析出の抑制とフィルム状フェライトの析出を防止す
ることによって表面割れ防止を図る方法が開示されてい
る。
【０００５】また、特開昭６０−５６４５１号公報に記
載のように鋳型を出た鋳片を一旦表面温度が１０００℃
未満になるように冷却し、まだ、鋳片の厚み中心部に溶
鋼が残存している状態で鋳片表層部に加工歪みを加えた
後冷却を弱めて表層部の温度上昇を図り、それによって
表層部を１０００℃以上に少なくとも５分以上保持した
後矯正点を通過させることにより表面欠陥の防止を図り
製造コストの低減を可能にする製造方法が開示されてい
る。
載のように鋳型を出た鋳片を一旦表面温度が１０００℃
未満になるように冷却し、まだ、鋳片の厚み中心部に溶
鋼が残存している状態で鋳片表層部に加工歪みを加えた
後冷却を弱めて表層部の温度上昇を図り、それによって
表層部を１０００℃以上に少なくとも５分以上保持した
後矯正点を通過させることにより表面欠陥の防止を図り
製造コストの低減を可能にする製造方法が開示されてい
る。
【０００６】さらに、特開昭６１−１９３７５８号公報
に記載のように鋳片の凝固層の形成を両端開放鋳型内で
行い、続いて表面凝固相が１０mmに達するまでを１０℃
/sec以上の冷却速度で冷却・凝固させ、次いで熱間加工
を加えることによってオーステナイト粒界に沿って発生
・伝播する表面割れ欠陥を防止する方法等が開示されて
いる。
に記載のように鋳片の凝固層の形成を両端開放鋳型内で
行い、続いて表面凝固相が１０mmに達するまでを１０℃
/sec以上の冷却速度で冷却・凝固させ、次いで熱間加工
を加えることによってオーステナイト粒界に沿って発生
・伝播する表面割れ欠陥を防止する方法等が開示されて
いる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｎｂ，Ｖ，
Ａｌ，ＴｉおよびＢ等の炭窒化物を析出しやすい元素を
微量含有する低合金鋼を湾曲型連鋳機や垂直曲げ連鋳機
を用いてスラブやブルーム等も鋳片を鋳造し、熱間圧延
工程に高温の鋳片を供給・圧延するにあたり、前記した
特開昭５５−１４１７３号公報に開示されているよう
に、Ａｒ1 とＡｃ3 からＡｃ3 ＋１００℃の間で冷却・
復熱を２回以上繰り返してγ粒界の微細化と炭窒化物の
析出あるいはフィルム状フェライトの析出を抑制した
り、あるいは特開昭６０−５６４５１号公報や特開昭６
１−１９３７５８号公報に開示された鋳片表面１０mm以
内の冷却速度を制御して、鋳片表面の割れ疵を防止する
方法では得られない欠陥の無い高品位の鋳片を安定して
低コストで製造・供給することを目的にしている。
Ａｌ，ＴｉおよびＢ等の炭窒化物を析出しやすい元素を
微量含有する低合金鋼を湾曲型連鋳機や垂直曲げ連鋳機
を用いてスラブやブルーム等も鋳片を鋳造し、熱間圧延
工程に高温の鋳片を供給・圧延するにあたり、前記した
特開昭５５−１４１７３号公報に開示されているよう
に、Ａｒ1 とＡｃ3 からＡｃ3 ＋１００℃の間で冷却・
復熱を２回以上繰り返してγ粒界の微細化と炭窒化物の
析出あるいはフィルム状フェライトの析出を抑制した
り、あるいは特開昭６０−５６４５１号公報や特開昭６
１−１９３７５８号公報に開示された鋳片表面１０mm以
内の冷却速度を制御して、鋳片表面の割れ疵を防止する
方法では得られない欠陥の無い高品位の鋳片を安定して
低コストで製造・供給することを目的にしている。
【０００８】すなわち、前記したような炭窒化物の析出
物を生じ易い微量添加した低合金鋼を上記連鋳機で鋳造
し鋳片を製造するに際し、粗大なγ粒を生成させたりあ
るいはγ粒界に微細な炭窒化物が析出することによっ
て、鋳片表面の割れ欠陥特にひび割れ状の欠陥を防止す
る方法が提示されている。
物を生じ易い微量添加した低合金鋼を上記連鋳機で鋳造
し鋳片を製造するに際し、粗大なγ粒を生成させたりあ
るいはγ粒界に微細な炭窒化物が析出することによっ
て、鋳片表面の割れ欠陥特にひび割れ状の欠陥を防止す
る方法が提示されている。
【０００９】しかし、これらの方法を用いて該低合金鋼
を湾曲型連鋳機や垂直曲げ型連鋳機を用いて該鋳片を製
造しても、連鋳機内の曲げあるいは矯正点を通過する時
にγ粒界に析出した炭窒化物を起点にして横ひび割れが
発生したり、あるいはその時期には割れが発生しなくて
もその後の熱延工程で同様にγ粒界に析出した炭窒化物
を起点にした横ひび割れや短辺近傍の横割れ等が発生す
る等、安定した鋳片表面品質が得られないばかりかそれ
らの欠陥を検出するために検査員を配置したり、あるい
はそれに代わる各種センサーの設置が必要になる等、単
に工程の安定性のみならず疵取りや検査要員の増加等に
より大幅なコスト上昇を招きしかも熱延工程にそのまま
供給できないために、納期調整等の工程障害を招く等の
問題があった。
を湾曲型連鋳機や垂直曲げ型連鋳機を用いて該鋳片を製
造しても、連鋳機内の曲げあるいは矯正点を通過する時
にγ粒界に析出した炭窒化物を起点にして横ひび割れが
発生したり、あるいはその時期には割れが発生しなくて
もその後の熱延工程で同様にγ粒界に析出した炭窒化物
を起点にした横ひび割れや短辺近傍の横割れ等が発生す
る等、安定した鋳片表面品質が得られないばかりかそれ
らの欠陥を検出するために検査員を配置したり、あるい
はそれに代わる各種センサーの設置が必要になる等、単
に工程の安定性のみならず疵取りや検査要員の増加等に
より大幅なコスト上昇を招きしかも熱延工程にそのまま
供給できないために、納期調整等の工程障害を招く等の
問題があった。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｎｂ，Ｖ，Ａ
ｌ，Ｔｉ及びＢから選ばれた易炭窒化物生成金属の少な
くとも一種を微量含有する鋼を湾曲型連鋳機又は垂直曲
げ型連鋳機を用いてスラブあるいはブルーム等の鋳片に
製造する方法において、鋳造時の鋳片が曲げ部や曲げ矯
正部を通過中に鋳片表面温度を１２００℃から８００℃
の領域から高温側に回避した後、鋳片が矯正部の最終曲
げ矯正点を通過後、溶鋼が完全に凝固終了するまでの間
に少なくとも鋳片の表面から１０mm以内の温度を（１）
式で計算するＡｒ3 温度以下に下げてフェライト＋オー
ステナイト二相組織或いはフェライト単相組織とした
後、少なくとも該表面温度を８５０℃以上に復熱させた
後熱間圧延を行うことを特徴とする上記鋼の連続鋳造法
による製造方法を提供するものである。 Ａｒ 3 ＝８６８−３９６［％Ｃ］−２４．６［％Ｓｉ］−６８．１［％Ｍｎ］ −２０．７［％Ｃｕ］−３６．１［％Ｎｉ］−２４．８［％Ｃｒ］− ２９．６［％Ｍｏ］ （１）
ｌ，Ｔｉ及びＢから選ばれた易炭窒化物生成金属の少な
くとも一種を微量含有する鋼を湾曲型連鋳機又は垂直曲
げ型連鋳機を用いてスラブあるいはブルーム等の鋳片に
製造する方法において、鋳造時の鋳片が曲げ部や曲げ矯
正部を通過中に鋳片表面温度を１２００℃から８００℃
の領域から高温側に回避した後、鋳片が矯正部の最終曲
げ矯正点を通過後、溶鋼が完全に凝固終了するまでの間
に少なくとも鋳片の表面から１０mm以内の温度を（１）
式で計算するＡｒ3 温度以下に下げてフェライト＋オー
ステナイト二相組織或いはフェライト単相組織とした
後、少なくとも該表面温度を８５０℃以上に復熱させた
後熱間圧延を行うことを特徴とする上記鋼の連続鋳造法
による製造方法を提供するものである。 Ａｒ 3 ＝８６８−３９６［％Ｃ］−２４．６［％Ｓｉ］−６８．１［％Ｍｎ］ −２０．７［％Ｃｕ］−３６．１［％Ｎｉ］−２４．８［％Ｃｒ］− ２９．６［％Ｍｏ］ （１）
【００１１】
【作用】本発明の特徴は、かかる炭窒化物の析出を極め
て起こし易い鋼種を該連鋳機を用いて連鋳鋳片を製造す
るにあたり、連続鋳造中もその後の熱間圧延中にも横ひ
び割れが発生しない極めて安定した高温鋳片を熱延工程
に供給できることにある。
て起こし易い鋼種を該連鋳機を用いて連鋳鋳片を製造す
るにあたり、連続鋳造中もその後の熱間圧延中にも横ひ
び割れが発生しない極めて安定した高温鋳片を熱延工程
に供給できることにある。
【００１２】一般に、湾曲型連鋳機や垂直曲げ型連鋳機
で鋳片を製造する場合、曲げ部や矯正部で横ひび割れの
発生が起こることは良く知られている通りである。炭窒
化物の析出が起こり易い該鋼種においてはよりこの傾向
が強いため、従来よりこのような外部応力が付与される
直前の領域では、熱間延性の低下が起こる１２００〜８
００℃の領域を回避することにより割れ防止が図られて
きた。
で鋳片を製造する場合、曲げ部や矯正部で横ひび割れの
発生が起こることは良く知られている通りである。炭窒
化物の析出が起こり易い該鋼種においてはよりこの傾向
が強いため、従来よりこのような外部応力が付与される
直前の領域では、熱間延性の低下が起こる１２００〜８
００℃の領域を回避することにより割れ防止が図られて
きた。
【００１３】しかしながら、このような冷却条件で鋳造
を終え、熱間圧延工程に供給された鋳片を製品幅に調整
するための幅圧下圧延や厚み圧下圧延を行うと、鋳造中
に鋳片表面を徐冷却したために鋳片の表面近傍のγ粒界
に該炭窒化物が優先的に析出し変形能を阻害したり、あ
るいは変形によってボイドを形成しそれらが連結するこ
とによって、鋳造後の鋳片には表面欠陥が無くても熱間
圧延時に新たに表面割れを生成することが本発明者らの
研究によって明らかになった。
を終え、熱間圧延工程に供給された鋳片を製品幅に調整
するための幅圧下圧延や厚み圧下圧延を行うと、鋳造中
に鋳片表面を徐冷却したために鋳片の表面近傍のγ粒界
に該炭窒化物が優先的に析出し変形能を阻害したり、あ
るいは変形によってボイドを形成しそれらが連結するこ
とによって、鋳造後の鋳片には表面欠陥が無くても熱間
圧延時に新たに表面割れを生成することが本発明者らの
研究によって明らかになった。
【００１４】本発明者らはさらに研究を進め、こうした
γ粒界に析出した炭窒化物は、従来の圧延のように一旦
冷却し再加熱することによって加熱中に再溶解しγ粒界
には存在しなくなるために、熱間圧延中に新たな表面割
れの発生が防止されていることを知見するとともに、高
温鋳片を直接あるいはこれらの炭窒化物が再溶解出来な
いような低温での加熱あるいは保熱条件で熱間圧延でも
新たな表面割れを発生しないための連鋳時の二次冷却条
件を検討した結果、鋳造時の鋳片が曲げ部や曲げ矯正部
のような外部応力が付与される領域では、熱間延性が低
下する鋳片表面温度が１２００から８００℃の領域から
高温側に回避した後、鋳片が曲げ矯正部の最終曲げ矯正
点を通過した直後から溶鋼が完全に凝固し終わる間の出
来るだけ早い時期に鋳片表面から１０mmの領域が前記
（１）式で示すＡｒ3 温度以下になるように冷却を制御
するとフェライト内への析出が促進されるためにγ粒界
への炭窒化物の析出が抑制され、熱間圧延中の新たな表
面割れの発生が防止できることを知見したのである。
γ粒界に析出した炭窒化物は、従来の圧延のように一旦
冷却し再加熱することによって加熱中に再溶解しγ粒界
には存在しなくなるために、熱間圧延中に新たな表面割
れの発生が防止されていることを知見するとともに、高
温鋳片を直接あるいはこれらの炭窒化物が再溶解出来な
いような低温での加熱あるいは保熱条件で熱間圧延でも
新たな表面割れを発生しないための連鋳時の二次冷却条
件を検討した結果、鋳造時の鋳片が曲げ部や曲げ矯正部
のような外部応力が付与される領域では、熱間延性が低
下する鋳片表面温度が１２００から８００℃の領域から
高温側に回避した後、鋳片が曲げ矯正部の最終曲げ矯正
点を通過した直後から溶鋼が完全に凝固し終わる間の出
来るだけ早い時期に鋳片表面から１０mmの領域が前記
（１）式で示すＡｒ3 温度以下になるように冷却を制御
するとフェライト内への析出が促進されるためにγ粒界
への炭窒化物の析出が抑制され、熱間圧延中の新たな表
面割れの発生が防止できることを知見したのである。
【００１５】上記冷却制御に当たり表面直下１０mm以内
に限定した理由は、表面に１０mmの割れの無い層が存在
すると引き続く圧延によっても割れ欠陥が発生しないこ
とを知見したためであり、更に、出来るだけ最終矯正点
の近くで且つ溶鋼が完全に凝固完了するまでの出来るだ
け早い時期にこの冷却制御を完了し、直送圧延に必要な
鋳片温度を十分確保する必要がある。
に限定した理由は、表面に１０mmの割れの無い層が存在
すると引き続く圧延によっても割れ欠陥が発生しないこ
とを知見したためであり、更に、出来るだけ最終矯正点
の近くで且つ溶鋼が完全に凝固完了するまでの出来るだ
け早い時期にこの冷却制御を完了し、直送圧延に必要な
鋳片温度を十分確保する必要がある。
【００１６】そのためには鋳片の内部溶鋼が十分存在す
る下で復熱を完了し、該鋳片の表面温度を望ましくは９
００℃以上少なくとも８５０℃以上を確保することによ
り直送圧延が可能になることを知見したことによる。本
発明は、以上の知見によって成されたものである。
る下で復熱を完了し、該鋳片の表面温度を望ましくは９
００℃以上少なくとも８５０℃以上を確保することによ
り直送圧延が可能になることを知見したことによる。本
発明は、以上の知見によって成されたものである。
【００１７】
【実施例】図を基に実施例を説明する。図１は鋳造実験
に用いた湾曲型の連鋳機の縦断面を示す図である。注入
ノズル２から供給された溶鋼は銅製鋳型１で初期凝固層
を形成しながらピンチロール３間で冷却水を散布し（図
示せず）鋳片表面温度が該高温延性を低下させる１２０
０から８００℃の温度領域を避けるように制御し、曲げ
矯正ロール５で湾曲した鋳片４を矯正した後、スプレー
装置１１で冷却されながら最終引き抜きスタンド１０を
通過し、鋳片を所定の重量・長さになるようガスカッタ
ー６で調整切断後熱延工程で所定の寸法に圧延される工
程において、スプレー冷却装置１１で鋳片表面下１０mm
の温度が（１）式で計算されるＡｒ3 以下になるよう制
御しつつ無欠陥鋳片の製造を行うプロセスを説明する図
である。
に用いた湾曲型の連鋳機の縦断面を示す図である。注入
ノズル２から供給された溶鋼は銅製鋳型１で初期凝固層
を形成しながらピンチロール３間で冷却水を散布し（図
示せず）鋳片表面温度が該高温延性を低下させる１２０
０から８００℃の温度領域を避けるように制御し、曲げ
矯正ロール５で湾曲した鋳片４を矯正した後、スプレー
装置１１で冷却されながら最終引き抜きスタンド１０を
通過し、鋳片を所定の重量・長さになるようガスカッタ
ー６で調整切断後熱延工程で所定の寸法に圧延される工
程において、スプレー冷却装置１１で鋳片表面下１０mm
の温度が（１）式で計算されるＡｒ3 以下になるよう制
御しつつ無欠陥鋳片の製造を行うプロセスを説明する図
である。
【００１８】本発明は以下の実験によって確認された。
表１に示す成分の溶鋼を用い、鋳型断面が厚２８０mm×
幅１８３０mm，鋳造速度１．２０ｍ/minで鋳造試験を行
った。以下では鋼種Ｄについて代表して詳述する。
表１に示す成分の溶鋼を用い、鋳型断面が厚２８０mm×
幅１８３０mm，鋳造速度１．２０ｍ/minで鋳造試験を行
った。以下では鋼種Ｄについて代表して詳述する。
【００１９】鋳型下端からの二次冷却水を調整し矯正前
の鋳片表面直下の温度を熱間延性の低下する領域を高温
側に回避して矯正を完了した後、まず、第１の実験では
スプレー水により、この成分における表面下１０mmの温
度が計算Ａｒ3 温度以下になるように制御し、約９００
℃まで復熱させ均熱処理のために約３５分保持した後熱
間圧延した。（本発明例） また、第２の実験では矯正完了後通常行われている程度
のスプレー冷却により冷却した後第２の実験と同様な熱
間圧延を行った。（従来例）
の鋳片表面直下の温度を熱間延性の低下する領域を高温
側に回避して矯正を完了した後、まず、第１の実験では
スプレー水により、この成分における表面下１０mmの温
度が計算Ａｒ3 温度以下になるように制御し、約９００
℃まで復熱させ均熱処理のために約３５分保持した後熱
間圧延した。（本発明例） また、第２の実験では矯正完了後通常行われている程度
のスプレー冷却により冷却した後第２の実験と同様な熱
間圧延を行った。（従来例）
【００２０】更に、第３の実験では第２の冷却工程を行
った後一度室温まで下げた後再度１２００℃に加熱した
後熱間圧延を行った。いずれの場合も製品の厚みは２．
３mmである。この各条件における鋳片表面直下１０mm位
置の温度は図２に示す温度履歴を示した。（冷片再加熱
圧延法＝比較例） なお、この温度は表面温度を実測し一般に用いられてい
る伝熱式を用いて計算した結果で表示している。
った後一度室温まで下げた後再度１２００℃に加熱した
後熱間圧延を行った。いずれの場合も製品の厚みは２．
３mmである。この各条件における鋳片表面直下１０mm位
置の温度は図２に示す温度履歴を示した。（冷片再加熱
圧延法＝比較例） なお、この温度は表面温度を実測し一般に用いられてい
る伝熱式を用いて計算した結果で表示している。
【００２１】
【表１】
【００２２】この実験で得られた圧延後の表面の割れ発
生状況は前記した以外の鋳造条件とともに表２にまとめ
て示すように、従来より行われてきた様に一度室温まで
冷却し、鋳片欠陥検査と手入れを済ませた後再度１２０
０℃以上に再加熱した該析出物を再溶解させた後圧延し
た製品の欠陥レベルと全く同様に無欠陥であった。一
方、従来例（比較例）の場合、激しい場合には熱間圧延
中のコイル表面に横ひび割れ欠陥の発生が認められる程
酷いものも存在した。
生状況は前記した以外の鋳造条件とともに表２にまとめ
て示すように、従来より行われてきた様に一度室温まで
冷却し、鋳片欠陥検査と手入れを済ませた後再度１２０
０℃以上に再加熱した該析出物を再溶解させた後圧延し
た製品の欠陥レベルと全く同様に無欠陥であった。一
方、従来例（比較例）の場合、激しい場合には熱間圧延
中のコイル表面に横ひび割れ欠陥の発生が認められる程
酷いものも存在した。
【００２３】これらの鋳片からサンプルをガスカッター
６で切りだし、急冷却して鋳片表面から内部に至る間の
該析出物の存在状況を調査するためヨウソメタノール溶
液でサンプルを溶解した後全てを抽出した析出物（この
場合ＡｌＮ）を化学分析によって調査した結果は、図３
に示すように本発明例も比較例も大きな差は認められな
かったものの、０．２μのフィルターに残存した析出物
の大きさをＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察・分類し
た結果は、図４に示すように本発明例の析出物の大きさ
は極めて小さい物が多く観察された。この様な効果は鋳
片を制御冷却した表面下約１０mmまで認められ、前記し
た横ひび割れの発生機構と本発明の効果を如実に物語っ
ている。鋼種Ｄ以外の場合については、表３に示すよう
に鋼種Ｄと同様な結果を得ており、製品に関する問題点
も操業上のトラブルも全く発生しなかった。
６で切りだし、急冷却して鋳片表面から内部に至る間の
該析出物の存在状況を調査するためヨウソメタノール溶
液でサンプルを溶解した後全てを抽出した析出物（この
場合ＡｌＮ）を化学分析によって調査した結果は、図３
に示すように本発明例も比較例も大きな差は認められな
かったものの、０．２μのフィルターに残存した析出物
の大きさをＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察・分類し
た結果は、図４に示すように本発明例の析出物の大きさ
は極めて小さい物が多く観察された。この様な効果は鋳
片を制御冷却した表面下約１０mmまで認められ、前記し
た横ひび割れの発生機構と本発明の効果を如実に物語っ
ている。鋼種Ｄ以外の場合については、表３に示すよう
に鋼種Ｄと同様な結果を得ており、製品に関する問題点
も操業上のトラブルも全く発生しなかった。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、スラブやブルーム等の
連鋳鋳片を高温のまま直送圧延するに際して、γ粒界へ
の炭窒化物の析出を防止し従来圧延中に発生していた横
割れや短辺近傍の横割れの発生を防止し、表面肌のきれ
いな製品が低コストで安定して供給できる。これによ
り、操業効果を低下させず鋳片及び製品の品質を著しく
向上できる。
連鋳鋳片を高温のまま直送圧延するに際して、γ粒界へ
の炭窒化物の析出を防止し従来圧延中に発生していた横
割れや短辺近傍の横割れの発生を防止し、表面肌のきれ
いな製品が低コストで安定して供給できる。これによ
り、操業効果を低下させず鋳片及び製品の品質を著しく
向上できる。
【図１】従来一般に使用されている湾曲型連鋳機におい
て本発明の適用位置と配置例を示す断面図である。
て本発明の適用位置と配置例を示す断面図である。
【図２】本発明の効果を確認するために実験したときの
鋳片表面下１０mmの温度を表面温度の実測に基づいて伝
熱計算により求めた機長方向の温度分布を示す図。
鋳片表面下１０mmの温度を表面温度の実測に基づいて伝
熱計算により求めた機長方向の温度分布を示す図。
【図３】本発明の効果を示す説明図であり、鋳片厚方向
の析出物の量と大きさを例示した図
の析出物の量と大きさを例示した図
【図４】本発明の効果を示す説明図であり、鋳片厚方向
の析出物の量と大きさを例示した図
の析出物の量と大きさを例示した図
１ 銅製鋳型 ２ 注入ノズル ３ ピンチロール ４ 鋳片 ５ 矯正ロール ６ ガスカッター ７ 幅圧下用圧下スタンド ８ 粗圧延用ロール ９ 仕上げ圧延用スタンド １０ 引き抜きロール １１ 制御冷却用スプレー
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−56451（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−14173（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−109149（ＪＰ，Ａ) 特公 昭58−31367（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢから選ばれ
た易炭窒化物生成金属の少なくとも一種を微量含有する
鋼を湾曲型連鋳機又は垂直曲げ型連鋳機を用いてスラブ
あるいはブルーム等の鋳片に製造する方法において、鋳
造時の鋳片が曲げ部や曲げ矯正部を通過中に鋳片表面温
度を１２００℃から８００℃の領域から高温側に回避し
た後、鋳片が矯正部の最終曲げ矯正点を通過後、溶鋼が
完全に凝固終了するまでの間に少なくとも鋳片の表面か
ら１０mm以内の温度を（１）式で計算するＡｒ3 温度以
下に下げてフェライト＋オーステナイト二相組織或いは
フェライト単相組織とした後、少なくとも該表面温度を
８５０℃以上に復熱させた後、次工程で熱間圧延を行う
ことを特徴とする連続鋳造法。 Ａｒ 3 ＝８６８−３９６［％Ｃ］−２４．６［％Ｓｉ］−６８．１［％Ｍｎ］ −２０．７［％Ｃｕ］−３６．１［％Ｎｉ］−２４．８［％Ｃｒ］− ２９．６［％Ｍｏ］ （１）
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|---|---|---|---|
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP3330463A JP2728999B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 連続鋳造方法 |
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|---|---|
| JPH05161948A JPH05161948A (ja) | 1993-06-29 |
| JP2728999B2 true JP2728999B2 (ja) | 1998-03-18 |
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ID=18232908
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP3330463A Expired - Fee Related JP2728999B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 連続鋳造方法 |
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-
1991
- 1991-12-13 JP JP3330463A patent/JP2728999B2/ja not_active Expired - Fee Related
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