JP3495006B2 - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
鋼の連続鋳造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は鋼の連続鋳造に関
し、詳細には鋳造時のδ→γ変態に伴う体積収縮による
鋳片凹みを低減し、該凹みが原因で生じる割れの発生を
防止することのできる鋼の連続鋳造方法に関するもので
ある。
し、詳細には鋳造時のδ→γ変態に伴う体積収縮による
鋳片凹みを低減し、該凹みが原因で生じる割れの発生を
防止することのできる鋼の連続鋳造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】鋼の連続鋳造において、鋳片表面に発生
する鋳片凹み（以下、鋳片凹みを「ディプレッション」
と称することがある）や割れは、圧延後の製品疵となる
ので、その発生機構の究明や防止対策が検討されてい
る。この検討結果から、ディプレッションや割れの原因
は、凝固中および凝固後のδ→γ変態に伴う体積収縮に
あることがわかっている。そこで、δ→γ変態に伴う体
積収縮を防止するために、種々の技術が開示されてい
る。
する鋳片凹み（以下、鋳片凹みを「ディプレッション」
と称することがある）や割れは、圧延後の製品疵となる
ので、その発生機構の究明や防止対策が検討されてい
る。この検討結果から、ディプレッションや割れの原因
は、凝固中および凝固後のδ→γ変態に伴う体積収縮に
あることがわかっている。そこで、δ→γ変態に伴う体
積収縮を防止するために、種々の技術が開示されてい
る。
【０００３】例えば、特開昭59-153550号、特開平6-297
104号、特開平10-29043号などには、モールド壁面の一
部に熱伝導率の低い材料を埋め込み、凝固シェル形成時
の緩冷却を実施する技術が開示されている。これらの技
術は、縦割れやディプレッションが、鋳型内での初期凝
固における凝固シェル厚の不均一性が原因で発生するこ
とに着目し、この不均一性を低減するために、鋳型内抜
熱量を制御するものである。しかしながら、これらの技
術では、モールドを新たな形状のものに加工・交換しな
ければいけないという煩雑さがある。
104号、特開平10-29043号などには、モールド壁面の一
部に熱伝導率の低い材料を埋め込み、凝固シェル形成時
の緩冷却を実施する技術が開示されている。これらの技
術は、縦割れやディプレッションが、鋳型内での初期凝
固における凝固シェル厚の不均一性が原因で発生するこ
とに着目し、この不均一性を低減するために、鋳型内抜
熱量を制御するものである。しかしながら、これらの技
術では、モールドを新たな形状のものに加工・交換しな
ければいけないという煩雑さがある。
【０００４】また、日本鉄鋼協会講演論文集『材料とプ
ロセス』Vol.4、No.4（1991）P.1256〜1257、同じくP.1
284には、鋳型内にパウダー（ＣａＯ、ＳｉＯ2を主成分
とし、Ａｌ2Ｏ3，Ｎａ2Ｏなどの酸化物成分を含有した
もの）を添加して緩冷却することは、縦割れや凹み欠陥
を防止するのに有効であることが示されている。しか
し、この技術では、鋳造成分が鋳片凹みや縦割れの発生
に与える影響は何ら検討されていなかった。
ロセス』Vol.4、No.4（1991）P.1256〜1257、同じくP.1
284には、鋳型内にパウダー（ＣａＯ、ＳｉＯ2を主成分
とし、Ａｌ2Ｏ3，Ｎａ2Ｏなどの酸化物成分を含有した
もの）を添加して緩冷却することは、縦割れや凹み欠陥
を防止するのに有効であることが示されている。しか
し、この技術では、鋳造成分が鋳片凹みや縦割れの発生
に与える影響は何ら検討されていなかった。
【０００５】一方、特開平5-25583号、特開平7-252597
号、特開平11-197797号、特開平11-197798号などには、
鋳片凹みや縦割れの発生は溶鋼成分に影響されることを
指摘し、溶鋼中に含有される成分の適正な範囲が規定さ
れている。しかしながら、溶鋼中の成分範囲を規定した
だけでは、根本的な解決策にはなり得なかった。
号、特開平11-197797号、特開平11-197798号などには、
鋳片凹みや縦割れの発生は溶鋼成分に影響されることを
指摘し、溶鋼中に含有される成分の適正な範囲が規定さ
れている。しかしながら、溶鋼中の成分範囲を規定した
だけでは、根本的な解決策にはなり得なかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、この様な状
況に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋳造時の
δ→γ変態に伴う体積収縮による鋳片凹みを低減し、該
凹みが原因で生じる割れの発生を防止することができる
鋼の連続鋳造方法を提供することにある。
況に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋳造時の
δ→γ変態に伴う体積収縮による鋳片凹みを低減し、該
凹みが原因で生じる割れの発生を防止することができる
鋼の連続鋳造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を達成すること
のできた鋼の連続鋳造方法とは、Ｌ＋δ→δ＋γ変態を
伴う鋼の連続鋳造において、完全固相域になった時点の
δ体積とγ体積の生成比率が ［δ体積／γ体積］≦１５ となるように連続鋳造する点に要旨を有するものであ
り、具体的には、下記計算式（１）で示されるＡ値を満
足するように成分調整後連続鋳造する。 Ａ値＝（Ｃb−Ｃo）／（Ｃo−Ｃa）≦１５ ・・・（１） ここで、 Ｃo＝［ａｔ％Ｃ］ Ｃa＝０．４６３３＋０．２［ａｔ％Ｓｉ］−０．０９［ａｔ％Ｍｎ］−０．１ １［ａｔ％Ｐ］−０．６８［ａｔ％Ｓ］＋０．１１［ａｔ％Ｃｒ］＋０．１５［ ａｔ％Ｍｏ］＋０．１１［ａｔ％Ｔｉ］ Ｃb＝０．７４＋０．５２［ａｔ％Ｓｉ］−０．１５［ａｔ％Ｍｎ］＋０．１５ ［ａｔ％Ｐ］−１．２７［ａｔ％Ｓ］＋０．２１［ａｔ％Ｃｒ］＋０．３６［ａ ｔ％Ｍｏ］＋０．３５［ａｔ％Ｔｉ］−０．４０［ａｔ％Ｃｕ］−０．３３［ａ ｔ％Ｎｉ］ である。尚、［ａｔ％元素］は鋼中の各元素含有量を示
し、ａｔ％は原子％を示す。
のできた鋼の連続鋳造方法とは、Ｌ＋δ→δ＋γ変態を
伴う鋼の連続鋳造において、完全固相域になった時点の
δ体積とγ体積の生成比率が ［δ体積／γ体積］≦１５ となるように連続鋳造する点に要旨を有するものであ
り、具体的には、下記計算式（１）で示されるＡ値を満
足するように成分調整後連続鋳造する。 Ａ値＝（Ｃb−Ｃo）／（Ｃo−Ｃa）≦１５ ・・・（１） ここで、 Ｃo＝［ａｔ％Ｃ］ Ｃa＝０．４６３３＋０．２［ａｔ％Ｓｉ］−０．０９［ａｔ％Ｍｎ］−０．１ １［ａｔ％Ｐ］−０．６８［ａｔ％Ｓ］＋０．１１［ａｔ％Ｃｒ］＋０．１５［ ａｔ％Ｍｏ］＋０．１１［ａｔ％Ｔｉ］ Ｃb＝０．７４＋０．５２［ａｔ％Ｓｉ］−０．１５［ａｔ％Ｍｎ］＋０．１５ ［ａｔ％Ｐ］−１．２７［ａｔ％Ｓ］＋０．２１［ａｔ％Ｃｒ］＋０．３６［ａ ｔ％Ｍｏ］＋０．３５［ａｔ％Ｔｉ］−０．４０［ａｔ％Ｃｕ］−０．３３［ａ ｔ％Ｎｉ］ である。尚、［ａｔ％元素］は鋼中の各元素含有量を示
し、ａｔ％は原子％を示す。
【０００８】また、本発明の効果を一層奏するために
は、炭素鋼または合金鋼の成分元素が次に示す範囲内で
あると良い。at%で、Ｃ：3%以下（0%を含まない）、Ｓ
ｉ：1.5%以下、Ｍｎ：3%以下、Ｐ：0.2%以下、Ｓ：0.1%
以下、Ｃｒ：2%以下、Ｃｕ：1.5%以下、Ｎｉ：1.5%以
下、Ｍｏ：1.5%以下、Ｔｉ：0.5%以下。
は、炭素鋼または合金鋼の成分元素が次に示す範囲内で
あると良い。at%で、Ｃ：3%以下（0%を含まない）、Ｓ
ｉ：1.5%以下、Ｍｎ：3%以下、Ｐ：0.2%以下、Ｓ：0.1%
以下、Ｃｒ：2%以下、Ｃｕ：1.5%以下、Ｎｉ：1.5%以
下、Ｍｏ：1.5%以下、Ｔｉ：0.5%以下。
【０００９】さらに、振動片式粘度計を用いて測定した
ときの再結晶温度が１２３５〜１２４５℃で、且つ１３
００℃での粘度が０．０６〜０．０８Ｐａ・ｓの範囲を
満足する連続鋳造用パウダーを使用すると優れた効果を
得ることができる。
ときの再結晶温度が１２３５〜１２４５℃で、且つ１３
００℃での粘度が０．０６〜０．０８Ｐａ・ｓの範囲を
満足する連続鋳造用パウダーを使用すると優れた効果を
得ることができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記課題を解決す
べく様々な角度から検討した。その結果、上記構成を採
用すれば、鋳造時のδ→γ変態に伴う体積収縮による鋳
片凹みを効果的に低減することができ、これによって割
れの発生を防止することができることを見出し、本発明
を完成した。以下、本発明の作用効果について説明す
る。
べく様々な角度から検討した。その結果、上記構成を採
用すれば、鋳造時のδ→γ変態に伴う体積収縮による鋳
片凹みを効果的に低減することができ、これによって割
れの発生を防止することができることを見出し、本発明
を完成した。以下、本発明の作用効果について説明す
る。
【００１１】δ→γ変態時に体積収縮が起こる原因は、
その格子構造の変化にあることが知られている。すなわ
ち、δ相は体心立方格子（bcc）であるのに対し、γ相
は面心立方格子（fcc）であり、「疎」な格子構造のδ
相が「密」な格子構造のγ相に変態する際に、体積収縮
が起こるのである。
その格子構造の変化にあることが知られている。すなわ
ち、δ相は体心立方格子（bcc）であるのに対し、γ相
は面心立方格子（fcc）であり、「疎」な格子構造のδ
相が「密」な格子構造のγ相に変態する際に、体積収縮
が起こるのである。
【００１２】そこで本発明者らは、こうした現象に着目
し、鋳造過程におけるδ相の生成を制御すれば体積収縮
による鋳片凹みを低減できるのではないかとの着想を得
た。この基本原理を図を用いて説明する。
し、鋳造過程におけるδ相の生成を制御すれば体積収縮
による鋳片凹みを低減できるのではないかとの着想を得
た。この基本原理を図を用いて説明する。
【００１３】図1は、Ｆｅ−Ｃ系の平衡状態図の一部を
示す説明図であり、Ｌは液相、δはフェライト、γはオ
ーステナイトを夫々示している。尚、便宜上Ｆｅ−Ｃ系
の場合（炭素鋼の場合）を取り上げて説明するが、これ
は本発明の範囲を限定する性質のものではなく、 Ｓｉ
やＭｎなどの合金元素が添加された各種合金鋼であって
も原理は同じである。
示す説明図であり、Ｌは液相、δはフェライト、γはオ
ーステナイトを夫々示している。尚、便宜上Ｆｅ−Ｃ系
の場合（炭素鋼の場合）を取り上げて説明するが、これ
は本発明の範囲を限定する性質のものではなく、 Ｓｉ
やＭｎなどの合金元素が添加された各種合金鋼であって
も原理は同じである。
【００１４】鋳造時におけるδ相の生成を抑制するため
には、Ｌ＋δ相（図1のA点）が完全固相域であるδ＋γ
相（図1のB点）に変態する時点において、γ相を多く生
成する様に成分調整後連続鋳造すれば、δ相の生成が低
減され、δ＋γ→γ変態（図1のB点からC点への変態）
に伴う鋳片凹みが低減できるのである。
には、Ｌ＋δ相（図1のA点）が完全固相域であるδ＋γ
相（図1のB点）に変態する時点において、γ相を多く生
成する様に成分調整後連続鋳造すれば、δ相の生成が低
減され、δ＋γ→γ変態（図1のB点からC点への変態）
に伴う鋳片凹みが低減できるのである。
【００１５】本発明では、 完全固相域になった時点
（図1のB点）のδ体積とγ体積の生成比率が、［δ体積
／γ体積］≦15となるように制御する必要がある。つま
り、δ体積とγ体積の生成比率が［δ体積／γ体積］≦
15である鋳片をさらに冷却しても、δ→γ変態に伴う体
積収縮は鋳片凹みにほとんど影響を与えない。よって、
このような鋳片をさらに製品に加工しても、品質欠陥は
生じない。好ましくは、［δ体積／γ体積］≦8となる
ように成分調整後連続鋳造するのが良い。また、製品加
工時に冷間鍛造する際は、鋳片の皮下におけるわずかな
割れも、品質欠陥の発生に大きく影響を与えるので、
［δ体積／γ体積］≦1となるように成分調整後連続鋳
造すると一層好ましい。しかしながら、完全固相域にな
った時点の［δ体積／γ体積］が15を超えると、δ→γ
変態に伴う体積収縮が顕著になって鋳片表面の疵やデプ
レッションなどが多く発生し、皮下割れが発生しやすく
なる。
（図1のB点）のδ体積とγ体積の生成比率が、［δ体積
／γ体積］≦15となるように制御する必要がある。つま
り、δ体積とγ体積の生成比率が［δ体積／γ体積］≦
15である鋳片をさらに冷却しても、δ→γ変態に伴う体
積収縮は鋳片凹みにほとんど影響を与えない。よって、
このような鋳片をさらに製品に加工しても、品質欠陥は
生じない。好ましくは、［δ体積／γ体積］≦8となる
ように成分調整後連続鋳造するのが良い。また、製品加
工時に冷間鍛造する際は、鋳片の皮下におけるわずかな
割れも、品質欠陥の発生に大きく影響を与えるので、
［δ体積／γ体積］≦1となるように成分調整後連続鋳
造すると一層好ましい。しかしながら、完全固相域にな
った時点の［δ体積／γ体積］が15を超えると、δ→γ
変態に伴う体積収縮が顕著になって鋳片表面の疵やデプ
レッションなどが多く発生し、皮下割れが発生しやすく
なる。
【００１６】このように、完全固相になった時点のδ体
積とγ体積の生成比率を制御するには、溶鋼の成分を予
め調整後鋳造する方法が推奨される。具体的には、完全
固相域になった時点のδ相とγ相の体積は、夫々 δ＝（Cb−Co）／（Cb−Ca）×100 % γ＝（Co−Ca）／（Cb−Ca）×100 % と示されるので、［δ体積／γ体積］は、 ［δ体積／γ体積］＝［（Cb−Co）／（Cb−Ca）×10
0］／［（Co−Ca）／（Cb−Ca）×100］ ＝（Cb−Co）／（Co−Ca） と示される。よって、本発明では、下記計算式（１）で
示されるＡ値を満足するように成分調整後連続鋳造すれ
ば良い。 A値＝（Cb−Co）／（Co−Ca）≦15 ・・・（１） ここで、 Co＝［at%Ｃ］ Ca＝0.4633＋0.2［at%Ｓｉ］−0.09［at%Ｍｎ］−0.11［at%Ｐ］−0.68［at%Ｓ ］＋0.11［at%Ｃｒ］＋0.15［at%Ｍｏ］＋0.11［at%Ｔｉ］ Cb＝0.74＋0.52［at%Ｓｉ］−0.15［at%Ｍｎ］＋0.15［at%Ｐ］−1.27［at%Ｓ］ ＋0.21［at%Ｃｒ］＋0.36［at%Ｍｏ］＋0.35［at%Ｔｉ］−0.40［at%Ｃｕ］−0. 33［at%Ｎｉ］ を夫々示す。CaやCbの値は、熱力学を基に導出されたも
のであり、各種元素がδ→γ変態時の体積収縮に及ぼす
影響度合いを示すものである。
積とγ体積の生成比率を制御するには、溶鋼の成分を予
め調整後鋳造する方法が推奨される。具体的には、完全
固相域になった時点のδ相とγ相の体積は、夫々 δ＝（Cb−Co）／（Cb−Ca）×100 % γ＝（Co−Ca）／（Cb−Ca）×100 % と示されるので、［δ体積／γ体積］は、 ［δ体積／γ体積］＝［（Cb−Co）／（Cb−Ca）×10
0］／［（Co−Ca）／（Cb−Ca）×100］ ＝（Cb−Co）／（Co−Ca） と示される。よって、本発明では、下記計算式（１）で
示されるＡ値を満足するように成分調整後連続鋳造すれ
ば良い。 A値＝（Cb−Co）／（Co−Ca）≦15 ・・・（１） ここで、 Co＝［at%Ｃ］ Ca＝0.4633＋0.2［at%Ｓｉ］−0.09［at%Ｍｎ］−0.11［at%Ｐ］−0.68［at%Ｓ ］＋0.11［at%Ｃｒ］＋0.15［at%Ｍｏ］＋0.11［at%Ｔｉ］ Cb＝0.74＋0.52［at%Ｓｉ］−0.15［at%Ｍｎ］＋0.15［at%Ｐ］−1.27［at%Ｓ］ ＋0.21［at%Ｃｒ］＋0.36［at%Ｍｏ］＋0.35［at%Ｔｉ］−0.40［at%Ｃｕ］−0. 33［at%Ｎｉ］ を夫々示す。CaやCbの値は、熱力学を基に導出されたも
のであり、各種元素がδ→γ変態時の体積収縮に及ぼす
影響度合いを示すものである。
【００１７】ＳｉやＭｎなどの合金元素が実質的に添加
されていない炭素鋼の場合は、Ca＝0.4633，Cb＝0.74と
なるので、A値が上記式（1）を満足するように［at%
Ｃ］を算出し、成分調整後連続鋳造すればよい。一方、
各種元素を含有する合金鋼の場合は、上記式（1）を満
足するように、合金成分の添加元素量を算出し、成分調
整後連続鋳造すればよい。この場合、Ｃ以外の元素につ
いては1種以上添加されていれば良い。
されていない炭素鋼の場合は、Ca＝0.4633，Cb＝0.74と
なるので、A値が上記式（1）を満足するように［at%
Ｃ］を算出し、成分調整後連続鋳造すればよい。一方、
各種元素を含有する合金鋼の場合は、上記式（1）を満
足するように、合金成分の添加元素量を算出し、成分調
整後連続鋳造すればよい。この場合、Ｃ以外の元素につ
いては1種以上添加されていれば良い。
【００１８】炭素鋼または合金鋼の成分組成は特に限定
されるものではないが、例えば、Ｃ：3%以下（0%を含ま
ない）、Ｓｉ：1.5%以下、Ｍｎ：3%以下、Ｐ：0.2%以
下、Ｓ：0.1%以下、Ｃｒ：2%以下、Ｃｕ：1.5%以下、Ｎ
ｉ：1.5%以下、Ｍｏ：1.5%以下、Ｔｉ：0.5%以下が例示
できる。
されるものではないが、例えば、Ｃ：3%以下（0%を含ま
ない）、Ｓｉ：1.5%以下、Ｍｎ：3%以下、Ｐ：0.2%以
下、Ｓ：0.1%以下、Ｃｒ：2%以下、Ｃｕ：1.5%以下、Ｎ
ｉ：1.5%以下、Ｍｏ：1.5%以下、Ｔｉ：0.5%以下が例示
できる。
【００１９】本発明では、鋼材の用途や必要とされる物
性に応じて各種添加元素量を調整すればよく、A値が15
以下、好ましくは8以下、さらに好ましくは1以下となる
様に添加元素量を選択すればよい。尚、上記成分元素の
他、微量元素や不可避不純物を含むことは許容できるも
のである。
性に応じて各種添加元素量を調整すればよく、A値が15
以下、好ましくは8以下、さらに好ましくは1以下となる
様に添加元素量を選択すればよい。尚、上記成分元素の
他、微量元素や不可避不純物を含むことは許容できるも
のである。
【００２０】また、体積収縮による鋳片凹みを抑制する
という観点では、鋼の成分調整をすると共に、鋳片の冷
却速度を制御することも有効である。例えば、鋳片を緩
やかに冷却（徐冷）すると、鋳片の温度分布が均一とな
るので、凝固シェル成長及びδ＋γ→γ変態が均一に進
行する。よって、体積収縮のばらつきが少なくなり、鋳
片凹みが生じにくくなる。尚、冷却速度を制御する手段
として、2次冷却の水量を変化させたり、或いは鋳片の
引抜き速度を変化させることが挙げられる。
という観点では、鋼の成分調整をすると共に、鋳片の冷
却速度を制御することも有効である。例えば、鋳片を緩
やかに冷却（徐冷）すると、鋳片の温度分布が均一とな
るので、凝固シェル成長及びδ＋γ→γ変態が均一に進
行する。よって、体積収縮のばらつきが少なくなり、鋳
片凹みが生じにくくなる。尚、冷却速度を制御する手段
として、2次冷却の水量を変化させたり、或いは鋳片の
引抜き速度を変化させることが挙げられる。
【００２１】本発明の効果をより有効に発揮するには、
鋳型内の凝固シェルを緩冷却するために、高再結晶温度
のモールドパウダーを使用することが好ましく、具体的
には、振動片式粘度計を用いて測定したときの再結晶温
度が1235〜1245℃であり、且つ1300℃での粘度が0.06〜
0.08Pa・s（0.6〜0.8poise）の範囲を満足するものが良
い。
鋳型内の凝固シェルを緩冷却するために、高再結晶温度
のモールドパウダーを使用することが好ましく、具体的
には、振動片式粘度計を用いて測定したときの再結晶温
度が1235〜1245℃であり、且つ1300℃での粘度が0.06〜
0.08Pa・s（0.6〜0.8poise）の範囲を満足するものが良
い。
【００２２】モールドパウダーの物性を測定するために
振動片式粘度計を用いた理由は、従来の測定機器と比べ
て測定精度が高いからであり、これによってモールドパ
ウダーの物性と鋳片品質との関係を明らかにすることが
できるからである。そして、振動片式粘度計を用いて測
定したときの再結晶温度が1235〜1245℃であり、且つ13
00℃での粘度が0.06〜0.08Pa・s（0.6〜0.8poise）のも
のであると、鋳型と凝固シェルの間にモールドパウダー
が適当量流入し、凝固遅れや潤滑不足という問題が発生
せず、鋼材を連続鋳造することができる。しかし、再結
晶温度が1235℃より低い場合や、粘度が0.06Pa・s（0.6p
oise）より低いモールドパウダーを使用すると、鋳型と
凝固シェルの間にモールドパウダーが過剰かつ不均一流
入してしまい、体積収縮のばらつきが発生してしまう。
その結果、鋳片の凹みが大きくなる。一方、モールドパ
ウダーの再結晶温度が1245℃を超える場合や、粘度が0.
08Pa・s（0.8poise）を超えるものを使用すると、鋳型と
凝固シェルの間に流入するモールドパウダーがほとんど
無く、潤滑不足になる。従って、鋳片が鋳型から引抜か
れる際に、引抜き方向の力が増大してシェルがブレーク
アウトを起こす。
振動片式粘度計を用いた理由は、従来の測定機器と比べ
て測定精度が高いからであり、これによってモールドパ
ウダーの物性と鋳片品質との関係を明らかにすることが
できるからである。そして、振動片式粘度計を用いて測
定したときの再結晶温度が1235〜1245℃であり、且つ13
00℃での粘度が0.06〜0.08Pa・s（0.6〜0.8poise）のも
のであると、鋳型と凝固シェルの間にモールドパウダー
が適当量流入し、凝固遅れや潤滑不足という問題が発生
せず、鋼材を連続鋳造することができる。しかし、再結
晶温度が1235℃より低い場合や、粘度が0.06Pa・s（0.6p
oise）より低いモールドパウダーを使用すると、鋳型と
凝固シェルの間にモールドパウダーが過剰かつ不均一流
入してしまい、体積収縮のばらつきが発生してしまう。
その結果、鋳片の凹みが大きくなる。一方、モールドパ
ウダーの再結晶温度が1245℃を超える場合や、粘度が0.
08Pa・s（0.8poise）を超えるものを使用すると、鋳型と
凝固シェルの間に流入するモールドパウダーがほとんど
無く、潤滑不足になる。従って、鋳片が鋳型から引抜か
れる際に、引抜き方向の力が増大してシェルがブレーク
アウトを起こす。
【００２３】ここで、振動片式粘度計とは、本発明者ら
が特願平1-164874号などに開示した粘度測定装置であ
り、一定の加振力で振動させた白金製の振動片および熱
電対を、溶融したモールドパウダー中に挿入し、振動の
変化量と温度の変化を測定することにより、粘度と再結
晶温度を測定するものである。
が特願平1-164874号などに開示した粘度測定装置であ
り、一定の加振力で振動させた白金製の振動片および熱
電対を、溶融したモールドパウダー中に挿入し、振動の
変化量と温度の変化を測定することにより、粘度と再結
晶温度を測定するものである。
【００２４】本発明では、モールドパウダーの再結晶温
度および粘度が上述の範囲内であればよく、その組成は
特に限定されず公知のものが使用できる。例えば、Ｃａ
ＯやＳｉＯ2、フラックス、炭材などを混合して用いる
ことができる。
度および粘度が上述の範囲内であればよく、その組成は
特に限定されず公知のものが使用できる。例えば、Ｃａ
ＯやＳｉＯ2、フラックス、炭材などを混合して用いる
ことができる。
【００２５】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。
【００２６】
【実施例】実施例１
下記式（2）で算出されるA値が種々の値となるように、
添加元素量を適宜調整した。これを表1に示す。 A値＝（Cb−Co）／（Co−Ca） ・・・（2） 但し、 Co＝［at%Ｃ］ Ca＝0.4633＋0.2［at%Ｓｉ］−0.09［at%Ｍｎ］−0.11［at%Ｐ］−0.68［at%Ｓ ］＋0.11［at%Ｃｒ］＋0.15［at%Ｍｏ］＋0.11［at%Ｔｉ］ Cb＝0.74＋0.52［at%Ｓｉ］−0.15［at%Ｍｎ］＋0.15［at%Ｐ］−1.27［at%Ｓ］ ＋0.21［at%Ｃｒ］＋0.36［at%Ｍｏ］＋0.35［at%Ｔｉ］−0.40［at%Ｃｕ］−0. 33［at%Ｎｉ］ である。
添加元素量を適宜調整した。これを表1に示す。 A値＝（Cb−Co）／（Co−Ca） ・・・（2） 但し、 Co＝［at%Ｃ］ Ca＝0.4633＋0.2［at%Ｓｉ］−0.09［at%Ｍｎ］−0.11［at%Ｐ］−0.68［at%Ｓ ］＋0.11［at%Ｃｒ］＋0.15［at%Ｍｏ］＋0.11［at%Ｔｉ］ Cb＝0.74＋0.52［at%Ｓｉ］−0.15［at%Ｍｎ］＋0.15［at%Ｐ］−1.27［at%Ｓ］ ＋0.21［at%Ｃｒ］＋0.36［at%Ｍｏ］＋0.35［at%Ｔｉ］−0.40［at%Ｃｕ］−0. 33［at%Ｎｉ］ である。
【００２７】
【表１】
【００２８】表1に示した化学成分を含む鋼材を、湾型
曲げ型連続鋳造機を用いて引抜き速度1.8m/minで連続鋳
造した。鋳造後の鋳片凹みは、鋳片欠陥指数で評価し、
結果を表1に示す。
曲げ型連続鋳造機を用いて引抜き速度1.8m/minで連続鋳
造した。鋳造後の鋳片凹みは、鋳片欠陥指数で評価し、
結果を表1に示す。
【００２９】ここで、鋳片欠陥指数とは、鋳造後の鋳片
凹みの度合いを数値化したものであり、鋳片欠陥指数が
1以下のものでは、後の熱間圧延やユーザーにおける冷
間鍛造など製品加工でも欠陥が発生しないことが分かっ
ている。一方、鋳片欠陥指数が1を超えるものでは、鋳
片を最終製品に加工するまでの間に、割れなどの欠陥を
生じるので、製品としての品質を維持することができな
くなる。
凹みの度合いを数値化したものであり、鋳片欠陥指数が
1以下のものでは、後の熱間圧延やユーザーにおける冷
間鍛造など製品加工でも欠陥が発生しないことが分かっ
ている。一方、鋳片欠陥指数が1を超えるものでは、鋳
片を最終製品に加工するまでの間に、割れなどの欠陥を
生じるので、製品としての品質を維持することができな
くなる。
【００３０】A値と鋳片欠陥指数の関係を図2に示す。図
2から明らかな様に、A値と鋳片欠陥指数は相関関係があ
ることが分かる。すなわち、Ａ値が15以下であると、Ｌ
＋δ相が完全固相域になった際にγ相が多く生成してい
るので、δ＋γ→γ変態時に体積収縮はほとんど発生し
ない。よって、鋳片凹みもほとんど見られず、鋳片欠陥
指数は1以下となっている。
2から明らかな様に、A値と鋳片欠陥指数は相関関係があ
ることが分かる。すなわち、Ａ値が15以下であると、Ｌ
＋δ相が完全固相域になった際にγ相が多く生成してい
るので、δ＋γ→γ変態時に体積収縮はほとんど発生し
ない。よって、鋳片凹みもほとんど見られず、鋳片欠陥
指数は1以下となっている。
【００３１】一方、A値が15を超えるように成分調整後
連続鋳造すると、Ｌ＋δ→δ＋γ変態時にγ相はほとん
ど生成せず、δ相が多く生成することとなる。よって、
γ＋δ→γ変態時に体積収縮が起こり、鋳片の凹みが多
く見られる。従って、鋳片欠陥指数も1を超え、後の加
工時に品質欠陥を生じる。
連続鋳造すると、Ｌ＋δ→δ＋γ変態時にγ相はほとん
ど生成せず、δ相が多く生成することとなる。よって、
γ＋δ→γ変態時に体積収縮が起こり、鋳片の凹みが多
く見られる。従って、鋳片欠陥指数も1を超え、後の加
工時に品質欠陥を生じる。
【００３２】実施例２
表1に示した実施例7近傍の化学成分組成を有する鋼材を
鋳造する際に、物性の違うモールドパウダーを用いて、
モールドパウダーの物性が鋳片割れに与える影響を調べ
た。モールドパウダーの物性は、神戸製鋼所社製の振動
片式粘度計を用いて再結晶温度と、1300℃での粘度を測
定した。結果を図3に示す。尚、鋳片割れは、割れ発生
率を用いて評価し、試験片100個中に鋳片欠陥指数が1を
超えるものがいくつ占めるかを割合で算出した。評価基
準は、下記の通りである。 ＜割れ発生率＞ ○：0%以上10%未満 △：10%以上40%未満 ×：40%以上 図3から明らかな様に、振動片式粘度計を用いて測定し
たときの再結晶温度が1235〜1245℃で、且つ1300℃での
粘度が0.06〜0.08Ｐａ・ｓの範囲の連続鋳造用パウダー
を使用することによって、割れの発生率を10%未満に低
減していることがわかる。すなわち、本発明の要件を満
足する様に成分調整後連続鋳造する際に、上記モールド
パウダーを併用すると、鋳片欠陥指数が1以下の高品質
な鋳片を90%以上の割合で製造することができる。
鋳造する際に、物性の違うモールドパウダーを用いて、
モールドパウダーの物性が鋳片割れに与える影響を調べ
た。モールドパウダーの物性は、神戸製鋼所社製の振動
片式粘度計を用いて再結晶温度と、1300℃での粘度を測
定した。結果を図3に示す。尚、鋳片割れは、割れ発生
率を用いて評価し、試験片100個中に鋳片欠陥指数が1を
超えるものがいくつ占めるかを割合で算出した。評価基
準は、下記の通りである。 ＜割れ発生率＞ ○：0%以上10%未満 △：10%以上40%未満 ×：40%以上 図3から明らかな様に、振動片式粘度計を用いて測定し
たときの再結晶温度が1235〜1245℃で、且つ1300℃での
粘度が0.06〜0.08Ｐａ・ｓの範囲の連続鋳造用パウダー
を使用することによって、割れの発生率を10%未満に低
減していることがわかる。すなわち、本発明の要件を満
足する様に成分調整後連続鋳造する際に、上記モールド
パウダーを併用すると、鋳片欠陥指数が1以下の高品質
な鋳片を90%以上の割合で製造することができる。
【００３３】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋳
造時のδ→γ変態に伴う体積収縮による鋳片凹みを低減
し、該凹みが原因で生じる割れの発生を防止することが
できる鋼の連続鋳造方法が実現できた。
造時のδ→γ変態に伴う体積収縮による鋳片凹みを低減
し、該凹みが原因で生じる割れの発生を防止することが
できる鋼の連続鋳造方法が実現できた。
【図１】 Ｆｅ−Ｃ系の平衡状態図の一部であり、本発
明原理の説明図である。
明原理の説明図である。
【図２】 A値と鋳片欠陥指数の関係を示すグラフであ
る。
る。
【図３】 モールドパウダーの有する物性が鋳片割れに
及ぼす影響を示すグラフである。
及ぼす影響を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平８−281397（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−28501（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−320058（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−58105（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−197214（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−214266（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−165648（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−279848（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−276019（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22D 11/00
B22D 11/108
C22C 38/00 301
C22C 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｌ＋δ→δ＋γ変態を伴う鋼の連続鋳造
において、下記計算式（１）で示されるＡ値を満足するように成分
調整後、 振動片式粘度計を用いて測定したときの再結晶温度が１
２３５〜１２４５℃で、且つ１３００℃での粘度が０．
０６〜０．０８Ｐａ・ｓの範囲を満足する連続鋳造用パ
ウダーを使用して連続鋳造することを特徴とする鋼の連
続鋳造方法。 Ａ値＝（Ｃ b −Ｃ o ）／（Ｃ o −Ｃ a ）≦１５ ・・・
（１） ここで、 Ｃ o ＝［ａｔ％Ｃ］ Ｃ a ＝０．４６３３＋０．２［ａｔ％Ｓｉ］−０．０９
［ａｔ％Ｍｎ］−０．１１［ａｔ％Ｐ］−０．６８［ａ
ｔ％Ｓ］＋０．１１［ａｔ％Ｃｒ］＋０．１５［ａｔ％
Ｍｏ］＋０．１１［ａｔ％Ｔｉ］ Ｃ b ＝０．７４＋０．５２［ａｔ％Ｓｉ］−０．１５
［ａｔ％Ｍｎ］＋０．１５［ａｔ％Ｐ］−１．２７［ａ
ｔ％Ｓ］＋０．２１［ａｔ％Ｃｒ］＋０．３６［ａｔ％
Ｍｏ］＋０．３５［ａｔ％Ｔｉ］−０．４０［ａｔ％Ｃ
ｕ］−０．３３［ａｔ％Ｎｉ］ である。 - 【請求項２】 炭素鋼または合金鋼の成分元素が下記範
囲内である請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。 ａｔ％で、Ｃ：３％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：
１．５％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．１％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｃｕ：１．５％以
下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｔｉ：
０．５％以下。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001068235A JP3495006B2 (ja) | 2001-03-12 | 2001-03-12 | 鋼の連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001068235A JP3495006B2 (ja) | 2001-03-12 | 2001-03-12 | 鋼の連続鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002263796A JP2002263796A (ja) | 2002-09-17 |
| JP3495006B2 true JP3495006B2 (ja) | 2004-02-09 |
Family
ID=18926457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001068235A Expired - Fee Related JP3495006B2 (ja) | 2001-03-12 | 2001-03-12 | 鋼の連続鋳造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3495006B2 (ja) |
-
2001
- 2001-03-12 JP JP2001068235A patent/JP3495006B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JP2002263796A (ja) | 2002-09-17 |
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