JP4923650B2 - 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 - Google Patents

Description

本発明は、連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法に関し、詳しくは、鋳片の表層部を変態させることによって表面割れを防止した表面割れ防止方法に関するものである。

鉄鋼製造工程における生産性の向上並びに製品品質の向上は極めて重要な課題であり、高級鋼や特殊な材料特性を有する鋼製品の安定製造技術が求められている。連続鋳造工程において生産性を向上させるには、鋳片の表面割れや内部割れなどの欠陥を発生させずに鋳造し、その後、鋳片の温度を低下させずに次工程に搬送させることが理想である。

しかしながら、高級鋼や種々な材料特性が求められる現状の鋼種においては、鋳片表面割れの感受性に影響の強い、Ｎｂ、Ｖ、Ｎなどの元素を多量に含むものが増えてきている。鋳片表面に割れが発生した場合には、鋳片の歩留り低下や熱ロスを発生させることになり、操業阻害に対する影響は極めて大きい。特に、Ｎｂ、Ｖ、Ｎなどの元素を含む、割れ感受性の高い鋼種では、直送圧延と呼ばれている、連続鋳造工程で鋳造された鋳片を、加熱炉を経由させずに熱間圧延工程に搬送して熱間圧延工程で直ちに圧延して製品化する技術を達成することは極めて困難であるのが実情であった。

鋳片の表面割れ防止の対策として、鋳片の相変態を利用する方法がこれまでに幾つか提案されている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８質量％及びＮ：０．０１質量％以上を含有するアルミキルド鋼を連続鋳造し、引き続き熱間圧延及び冷間圧延を施して薄鋼板を製造するに当り、連続鋳造鋳片を一旦Ａ₃ 変態点以下に冷却してから熱間圧延する技術が開示されている。特許文献２には、連続鋳造における鋳片の表面温度を、矯正部前の冷却ゾーンにおいて一旦α相析出温度まで下げ、α相を析出させた後に復熱させ、復熱により表層のγ粒径を０．５ｍｍ以下に制御する技術が開示されている。

特許文献３には、連続鋳造法により製造された直後の高温の鋳片を、鋳片の表層温度がＡ₃ 変態点直下になったとき、冷却水によって鋳片表層のみを急速に冷却し、一旦、鋳片の表層温度をＡ₁変態点以下とした後、再加熱して圧延する技術が開示されている。また、特許文献４には、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢのうちの少なくとも１種の合金元素を含有する鋼の連続鋳造方法において、鋳造中の鋳片を表面温度が９５０℃以下６５０℃以上となるように急冷し、この温度域で鋳片の表層部に加工歪を与える技術が開示されている。

これらの技術は何れも、鋼の相変態を利用して結晶粒を小さくし、鋼の延性を向上させることを目的とした技術であるが、何れの方法においても、理想とする効果は得られておらず、Ｎｂ、Ｖ、Ｎなどの元素を多量に含む、割れ感受性の高い鋼種では直送圧延を実施するまでには到っていないのが現状である。
特開２００２−２８３０１９号公報 特開平２−３７９４１号公報 特開昭６３−１８８４０１号公報 特開昭６０−５６４５３号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｂ、Ｎなどの元素を多量に含む鋼種であっても、鋳造後の鋳片の表面検査や表面手入れを実施せずに、鋳造した鋳片を高温のまま次工程の熱間圧延工程に搬送しても、鋳片の表面割れに起因する表面欠陥のない鋼製品を製造することのできる、連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法を提供することである。

本発明者等は、上記課題を解決するべく、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｂ、Ｎなどの元素を多量に含む鋼種に関して表面割れの発生に及ぼす凝固組織及び組織変態の影響について詳細な調査を行い、下記の結論に至った。

即ち、鋳片の表面割れを防止するには、旧オーステナイト結晶粒界における表面割れ発生に有害な析出物や鋳片組織を、無害な形態に変化させることが重要であり、この点に関して、スラブ鋳片表面を冷却する際に冷却温度範囲及び冷却速度を規定することで、大幅に鋳片の表面割れが少なくなることを知見した。

つまり、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｂなどを多量に含む鋼種において、従来の冷却速度の１０倍強の冷却強度で冷却して、鋳片の表層のみを、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態開始温度であるＡ_r3変態点以上の温度域から、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態完了温度であるＡ_r1変態点以下の温度域まで冷却し、その後、Ａ_r3変態点以上に復熱させることが、脆化防止に極めて有効であり、鋳片の割れを抑制できることが分かった。この場合、炭素濃度が０．１質量％付近の亜包晶中炭素鋼では、縦割れを含めた表面割れの感受性が高くなるので、前記技術と公知の縦割れ回避技術とを組み合わせて用いることで、更なる効果が期待できることも分かった。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、第１の発明に係る連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法は、連続鋳造鋳片の表面を、その表面温度がＡ_r3変態点以上の温度域からＡ_r1変態点以下の温度域になるまで３００℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その後、再び連続鋳造鋳片の表面温度をＡ_r3変態点以上の温度域まで復熱させることを特徴とするものである。

第２の発明に係る連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法は、第１の発明において、前記鋳片は、化学成分としてＮｂ、Ｖ、Ｂのうち少なくとも１種が添加されたものであることを特徴とするものである。

本発明によれば、３００℃／秒以上の冷却速度でＡ_r1変態点以下の温度域まで鋳片表面を冷却するので、鋳片表層にフェライトが分散状に形成され、その結果、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂなどを多量に含む表面割れ感受性の高い鋼種であっても、表面割れを防止することができ、表面手入れによる歩留まり低下や鋳片温度低下を防止することができる。また、鋳片表層部のみを冷却するので、鋳片全体の温度低下は僅かとなり、直送圧延が可能となる。

以下、本発明を具体的に説明する。

本発明者等は、鋳片の表面割れを防止することを目的とし、５０ｋｇ規模の鋼塊を用いた実験を行い、鋼塊表面における冷却速度を変化させてＡ_r1変態点以下の温度域まで冷却し、その後の加工による割れ発生状況と冷却速度との関係を調査した。

図１に実験方法の概要を示す。実験は、図１（Ａ）に示すように、５０ｋｇ溶解炉で化学成分を調整した後の溶鋼１を鋳型２に注入して凝固させ、凝固シェル３の厚みが所定の厚みになったところで鋳型２の一面を開放した。その後、図１（Ｂ）に示すように、開放面に高圧型の水スプレイノズル４から冷却水を噴霧して冷却した。その際に、予め鋳片内に設置した、凝固シェル３に鋳ぐるまれた複数個の熱電対５の測温値からスプレイ冷却条件と冷却能（熱伝達係数）との関係を定量化した。Ａ_r1変態点以下まで冷却した後、水スプレイノズル４からの冷却水の噴霧を停止して、表面温度をＡ_r3変態点以上に復熱させた。その後は、空冷により冷却し、開放面の表面温度が７５０℃に達した時点で、図１（Ｃ）に示すように、油圧式の歪付加装置６により凝固シェル３に５％の表面歪を付加し、表面割れをシミュレートした。鋼塊を室温まで冷却させた後に、表面割れを評価した。実験では、目安として、Ａ_r1変態点を６５０℃、Ａ_r3変態点を９００℃とした。図２に、試験における開放面の温度条件及び表面歪の付加時期を模式的に示す。

この実験により、高圧型の水スプレイノズル４を用いて冷却する場合の熱伝達係数を定量化することができた。得られた熱伝達係数の推定式を下記の（１）式に示す。但し、（１）式において、α：熱伝達係数（ｋｃａｌ／ｍ² ・ｈｒ・℃）、ｄ_s ：スプレイ厚み（ｍｍ）、Ｕ：鋳片移動速度（ｍｍ／秒）、ｔ_a ：冷却後経過時間（秒）、Ｑ：水量密度（Ｌ／分・ｍ² ）、Ｐ：ノズル圧力（ｋｇｆ／ｃｍ² ）、ｗ_s ：スプレイ幅（ｍｍ）、Ｃ₁ ：定数である。ここで、定数Ｃ₁ は、高圧型の水スプレイノズルを使用した場合には１．５〜３．５程度である。

また、図３に、実験により得られた冷却速度と表面割れの発生量との関係を示す。表面割れの発生量は、割れ発生部の合計の割れ長さで評価した。図３では、この合計の割れ長さを指標化して表示している。図３に示すように、割れ発生量は１５０℃／秒の冷却速度までは冷却速度が大きくなるほど増大するが、冷却速度が１５０℃／秒を超えると逆に割れ発生量は減少し、３００℃／秒以上の冷却速度では極めて低い値となることが確認できた。

この理由については、不明な点も多いが、鋼組織の調査並びに析出物調査の結果から以下のことが考えられる。

表面割れの発生は、旧オーステナイト結晶粒界に沿って割れが発生し進展するのが一般的であるが、この原因としては、割れ発生に有害な析出物やフェライト組織が、旧オーステナイト結晶粒界に優先的に生成することに起因すると考えられている。これを防止するために、これまで、特許文献１〜４に開示されるように、オーステナイト組織の温度範囲（Ａ_r3変態点以上）から一旦フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで冷却し、その後Ａ_r3変態点点以上まで温度を上昇させることで、旧オーステナイト結晶粒界のみでのフェライト生成を抑制する技術が開発されてきたが、その効果は十分ではなかった。

図４に、スラブ鋳片表層の組織に及ぼす冷却速度の影響を模式的に示す。図４（Ａ）は、Ａ_r3変態点以上からＡ_r1変態点以下まで単純に冷却した場合の組織、つまり、フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで一旦冷却した後にＡ_r3変態点以上まで復熱させることはせずに、単純に冷却した場合の組織である。これに対して図４（Ｂ）〜（Ｄ）は、フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで一旦冷却した後にＡ_r3変態点以上まで復熱させ、その後、Ａ_r3変態点以上からＡ_r1変態点以下まで冷却した場合の組織である。但し、それぞれ、フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで一旦冷却する際の冷却速度が異なっていて、図４（Ｂ）は、一旦フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで冷却する際の冷却速度が５０℃／秒未満の場合、図４（Ｃ）は、前記冷却速度が５０℃／秒以上３００℃／秒未満の場合、図４（Ｄ）は、前記冷却速度が本発明の範囲である３００℃／秒以上の冷却速度の場合である。尚、図４（Ａ）〜（Ｄ）において、斜線部の部分が析出したフェライト相であり、図４（Ｄ）においては塗りつぶした部分もフェライト相である。

図４（Ａ）の場合には、旧オーステナイト結晶粒界に沿ってフェライトが網目状に析出している。これに対して図４（Ｂ）〜（Ｄ）では、旧オーステナイト結晶粒界以外の場所にフェライトが析出している。しかし、フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで一旦冷却する際の冷却速度が３００℃／秒未満の場合には、つまり図４（Ｂ）及び図４（Ｃ）の場合には、Ａ_r1変態点以下まで冷却された部分と旧オーステナイト結晶粒界とに層状にフェライトが形成されているのに対して、フェライト変態完了温度（Ａ_r1変態点）以下まで一旦冷却する際の冷却速度が本発明の範囲である３００℃／秒以上の場合には、つまり図４（Ｄ）の場合には、旧オーステナイト結晶粒界にはフェライトの形成がほとんど見られず、Ａ_r1変態点以下まで冷却された部分に分散してフェライトが形成されていること、つまり分散型フェライト組織になっていることが分かった。尚、当然ながらＡ_r1変態点以下まで冷却されていない鋳片内部の部分には、図４（Ａ）と同様に旧オーステナイト結晶粒界に沿ってフェライトが網目状に析出している。

即ち、本発明では、冷却速度が極めて大きいために、図４（Ｄ）に示すように、フェライトが層状ではなく分散状に表層下２ｍｍ程度まで生成され、旧オーステナイト結晶粒界への析出が、冷却速度が小さい場合に比べて少ないことが判明した。この結果として旧オーステナイト結晶粒界への歪集中が回避でき、これにより表面割れが防止されているものと考えられる。

本発明は、この実験結果に基づくもので、連続鋳造鋳片の表面温度を、Ａ_r3変態点以上の温度域からＡ_r1変態点以下の温度域まで３００℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その後、再び連続鋳造鋳片の表面温度をＡ_r3変態点以上の温度域まで復熱させることを特徴としている。このような構成の本発明は、連続鋳造工程から熱間圧延工程の間の任意の箇所で実施することができる。

図５は、スラブ鋳片の連続鋳造工程から熱間圧延工程までを模式的に示したものである。スラブ連続鋳造機７で鋳造されるスラブ鋳片１３は、鋳型９を出た後に鋳片支持ロール１０で支持されながら二次冷却帯で冷却され、凝固シェル厚みを増加させながら連続的に引抜かれる。その後、ガス切断機１４で切断されたスラブ鋳片１３ａは、必要に応じて表面のチェック及び手入れが実施された後、加熱炉１５に装入されて加熱され、その後、熱間圧延機１６で熱間圧延される。図５において、符号８はタンディッシュ、１１は曲げ部、１２は矯正部、１７は、鋳片表層を３００℃／秒以上の冷却速度で冷却するための冷却装置である。図５に示すスラブ連続鋳造機７は垂直曲げ型スラブ連続鋳造機であり、鋳片１３は曲げ部１１で垂直から湾曲に曲げられ、矯正部１２で湾曲から水平に矯正されている。

このような連続鋳造工程から熱間圧延工程までにおいて、スラブ鋳片１３，１３ａにおける表面割れの発生は、スラブ連続鋳造機７の曲げ部１１及び矯正部１２、並びに、熱間圧延機１６における圧延時など、スラブ鋳片１３，１３ａの表面に歪が付加される場合に顕著となる。

従って、本発明を実施する箇所は、スラブ連続鋳造機７における曲げ部１１の直前または矯正部１２の直前、或いは、加熱炉１５への装入前または熱間圧延機１６における圧延前などの候補が考えられるが、規定の冷却速度が確保できる限り、何れの箇所でも構わない。当然ながら割れの発生場所全てで実施すればベストであるが、加熱炉１５への装入前で実施しても効果が得られる。図５では、ガス切断機１４で切断されたスラブ鋳片１３ａを搬送させながら、スラブ鋳片１３ａを挟んで配置した冷却装置１７によって強冷却している。

本発明においては、スラブ鋳片１３，１３ａの表面を３００℃／秒以上の強冷却で冷却する必要がある。３００℃／秒以上の強冷却を得る場合、従来型の水スプレイノズルでは、大量の水量で１０秒以上の冷却時間を要する必要があり、スラブ鋳片全体の温度低下にもつながるため、これを防止するために高圧型の水スプレイノズルを使用することが好ましい。また、本発明は、Ｎｂ、Ｖ、Ｂのうち少なくとも１種以上が添加された割れ感受性の高い鋼種を連続鋳造する際に適用することが好ましい。本発明により、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂなどを多量に含む表面割れ感受性の高い鋼種であっても、表面割れを防止することが可能であるからである。その結果、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂなどを多量に含む表面割れ感受性の高い鋼種であっても、直送圧延が可能となる。

以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。鋳片断面サイズが厚み２６０ｍｍ、幅１３００ｍｍのスラブ鋳片を、図５に示すスラプ連続鋳造機で鋳造した。溶鋼成分はＣ：０．０６質量％、Ａｌ：０．０５質量％、Ｎ：０．０１質量％である。

スラブ鋳片の本発明による冷却は、図５に示すように、ガス切断後の搬送ロール上を移動する鋳片に対して実施した。冷却に当たっては、高圧型の水スプレイノズル（Ｐ＝１０〜１５０ｋｇｆ／ｃｍ² 、Ｃ₁ ＝３．０）を設置し、スラブ鋳片の移動速度は１５０〜５００ｍｍ／秒であった。

製造プロセスとしては、以下の３つの方法を採用した。即ち、通常法、ＤＨＣＲ法、及びＤＲ法の３つである。通常法とは、「連続鋳造→鋳片冷却（Ａ_r1変態点以下）→加熱炉装入／抽出→熱間圧延」の工程で、ＤＨＣＲ法とは、「連続鋳造→加熱炉装入／抽出→熱間圧延」の工程で、また、ＤＲ法とは、「連続鋳造→圧延」の工程で圧延鋼板を製造する方法である。

表面割れの発生の確認は、熱間圧延機における粗圧延実施後のスラブ鋳片を、一旦製造ラインから外し、表面割れの発生状況を浸透探傷法（カラーチェック）により確認した。検出された割れ発生個数に基づき、以下の３つに区分して評価した。即ち、スラブ鋳片１ｍ当たりの割れ発生個数が０個の場合を「良好」と評価し、スラブ鋳片１ｍ当たりの割れ発生個数が１〜５個の場合を「通常」と評価し、スラブ鋳片１ｍ当たりの割れ発生個数が５個以上の場合を「不良」と評価した。

表１に、本発明例及び比較例の冷却条件、鋳片温度、及び表面割れ調査結果を示す。表１では表面割れの評価を、「良好」を○印、「通常」を△印、「不良」を×印で表示している。

表１に示すように、鋳片を一旦Ａ_r1変態点以下の温度域まで冷却した後にＡ_r3変態点以上に復熱させる処理を実施していない比較例２及び比較例３では、ＤＨＣＲ法及びＤＲ法ともに、割れの発生が顕著であり製品欠陥が生じることが確認された。同様に、鋳片を一旦Ａ_r1変態点以下の温度域まで冷却し、その後Ａ_r3変態点以上に復熱させたものの、冷却速度が６０℃／秒である比較例４及び比較例５では、ＤＨＣＲ法及びＤＲ法ともに、割れの発生が顕著であり製品欠陥が生じることが確認された。また、鋳片を一旦Ａ_r1変態点以下の温度域まで冷却し、その後Ａ_r3変態点以上に復熱させたものの、冷却速度が２００℃／秒である比較例６及び比較例７では、比較例６のＤＨＣＲ法での表面割れ発生は僅かであったが、比較例７のＤＲ法では割れが多量に発生し、割れ発生の防止効果が不十分であることが確認された。

これに対して、本発明例１〜４では、ＤＨＣＲ法及びＤＲ法においても表面割れ発生が皆無であることが確認できた。比較例１では表面割れが少ないものの、加熱炉装入前の鋳片温度は低下しており、直送圧延は困難であった。これに対して、本発明例では鋳片の温度は１０００℃以上を確保できており、ＤＨＣＲ法やＤＲ法を十分に達成出来るレベルであることが確認できた。

表面割れを評価するための実験方法を示す概略図である。 表面割れを評価するための実験における温度条件及び表面歪の付加時期を模式的に示す図である。 実験により得られた冷却速度と表面割れの発生量との関係を示す図である。 スラブ鋳片表層の断面組織を冷却速度別に模式的に示す図である。 連続鋳造工程から熱間圧延工程までを模式的に示す図である。

符号の説明

１ 溶鋼
２ 鋳型
３ 凝固シェル
４ 水スプレイノズル
５ 熱電対
６ 歪付加装置
７ スラブ連続鋳造機
８ タンディッシュ
９ 鋳型
１０ 鋳片支持ロール
１１ 曲げ部
１２ 矯正部
１３ スラブ鋳片
１３ａ スラブ鋳片
１４ ガス切断機
１５ 加熱炉
１６ 熱間圧延機
１７ 冷却装置

Claims (2)

1. 連続鋳造鋳片の表面を、その表面温度がＡ_r3変態点以上の温度域からＡ_r1変態点以下の温度域になるまで３００℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その後、再び連続鋳造鋳片の表面温度をＡ_r3変態点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。
2. 前記鋳片は、化学成分としてＮｂ、Ｖ、Ｂのうち少なくとも１種が添加されたものであることを特徴とする、請求項１に記載の連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法。

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