JP5884479B2 - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼の連続鋳造方法、特に表面割れの発生を抑制した連続鋳造方法に関するものである。
鋼の強度を確保するために、Ｃ、Ｖ、NbおよびNiなどが添加されている。これらの成分を含有する鋼は、連続鋳造によって製造されることが一般的であるが、合金鋼によっては、連続鋳造後に表面割れが発生するものが少なくない。これらの表面割れは、その後の圧延工程において拡大して欠陥となるため、圧延前にグラインダーによる手入れを余儀なくされ、工数が増大するばかりでなく、表面割れが大きい場合には廃棄処分にする等、歩留まり低下の一因となっていた。
ここで、表面割れは旧オーステナイト（γ）粒界に沿った粒界割れであり、連続鋳造の曲げ矯正点で矯正時の応力により脆い旧γ粒界が開口するものと考えられている。従来、この対応策としては、曲げ矯正点通過温度を高温脆化域である850〜600℃から外す方法がとられている。一般的には、鋳片の冷却を緩やかにして850℃以上の高温側に外している
。
。
例えば、特許文献１には、鋳型出口から矯正帯までの間にて鋼片表面を550℃以下まで
冷却し、その後、850℃以上に復熱させて矯正を行うことが記載されている。すなわち、550℃以下まで冷却してフェライトを生成させてから復熱し、再度オーステナイト化することにより、オーステナイト粒を微細化するものである。
冷却し、その後、850℃以上に復熱させて矯正を行うことが記載されている。すなわち、550℃以下まで冷却してフェライトを生成させてから復熱し、再度オーステナイト化することにより、オーステナイト粒を微細化するものである。
この方法では、冷却時に完全にフェライト変態が完了している必要がある。すなわち、フェライト変態が完了しておらずオーステナイトが残存したままであると、復熱時の復熱速度が速い通常の連鋳機での復熱において、粗大なオーステナイトが残存したままとなり易く、割れが発生しやすい可能性がある。従って、冷却時に完全にフェライト変態を完了させるために、Ａｃ１以下まで冷却することを必要とするため、冷却設備の増強が強いられる結果、コストアップ等が問題となっていた。
そこで、本発明は、鋼の連続鋳造において、特に鋳片引き抜き後の曲げ矯正点付近での表面割れの発生を防止するための手法について提案することを目的とする。
発明者らは、鋳片引き抜き後の曲げ矯正点付近での表面割れの発生を防止する手立てについて鋭意究明したところ、鋳型の直下における冷却条件を厳密に規定することによって、上記の表面割れの発生を防止できることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜いて引き抜き矯正帯にて曲げを矯正する連続鋳造方法において、
前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態線図におけるフェライト−パーライト変態のノーズを通る一定速度の冷却曲線と交差するまで、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法。
ここで、鋳片の表層部とは、表面から５mmの深さにわたる領域をいう。
前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態線図におけるフェライト−パーライト変態のノーズを通る一定速度の冷却曲線と交差するまで、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法。
ここで、鋳片の表層部とは、表面から５mmの深さにわたる領域をいう。
（２）溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜いて引き抜き矯正帯にて曲げを矯正する連続鋳造方法において、
前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、1.5℃/s以下の復熱速度で復熱することを特徴とする連続鋳造方法。
ここで、復熱とは、鋳片内部の顕熱により鋳片表面温度が上昇する現象を言う。
前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、1.5℃/s以下の復熱速度で復熱することを特徴とする連続鋳造方法。
ここで、復熱とは、鋳片内部の顕熱により鋳片表面温度が上昇する現象を言う。
（３）前記溶鋼は、Ｃ：0.05−1.2mass％、Si：0.05−1.0mass％、Mn：0.4−2.0mass％およびAl：0.02−0.06mass％を含有し、残部Feおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする前記(１)または(２)に記載の連続鋳造方法。
（４）前記溶鋼は、さらに、Mo：0.6mass％以下、Ti：0.030mass％以下、Cr：1.0mass％以下、Ｖ：0.1mass％以下、Cu：1.0mass％以下、Nb：0.05mass％以下、Ni：1.0mass％以下およびＢ：0.004mass％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記(３)に記載の連続鋳造方法。
本発明によれば、Ｃ、Ｖ、NbおよびNiなどの、表面割れが発生しやすい成分を添加した鋼材を連続鋳造する際にも、該鋳片の表面割れの発生を抑止することができる。
以下、本発明の連続鋳造方法について、図面を参照して、詳しく説明する。
さて、溶鋼は、垂直ベンディング型または、図１に示すような湾曲型の連続鋳造機を用いて連続鋳造されるが、その際、特に曲げ矯正点での矯正時に表面割れを誘発させないために、少なくとも鋳型直下の冷却帯において、以下に示す冷却パターンを経ることが肝要である。
さて、溶鋼は、垂直ベンディング型または、図１に示すような湾曲型の連続鋳造機を用いて連続鋳造されるが、その際、特に曲げ矯正点での矯正時に表面割れを誘発させないために、少なくとも鋳型直下の冷却帯において、以下に示す冷却パターンを経ることが肝要である。
なお、図１において、符号１は取鍋２内に装入した溶鋼であり、溶鋼１は取鍋２からタンディッシュ３そして浸漬ノズル４を介して、水冷鋳型５内に供給される。この水冷鋳型５にて冷却された溶鋼１は、凝固殻を作りながら鋳型５の出側へ導かれて鋳型５から引き抜かれ、鋳型５直下の２次冷却帯６にてさらに冷却されて凝固殻の成長を促進され、湾曲を強制されて水平方向に導かれてから、引き抜き矯正帯（曲げ矯正点）７において曲げの矯正がなされて連続鋳造鋳片となる。
すなわち、前記鋳型の直下において、より具体的には、２次冷却帯の開始点から矯正帯までの区間において、前記溶鋼の連続冷却変態線図（以下、CCT線図と示す）から読み取れる、フェライト−パーライト変態終了温度未満、かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態図におけるフェライト−パーライト変態のノーズを通る冷却曲線と交差するまで当該温度域に保持することが肝要である。かような冷却および復熱を、２次冷却帯の開始点から矯正帯までの区間、より具体的には鋳型直下それも鋳型直下５ｍまでの区間にて、完了することが好ましい。
なお、CCT線図は、連続鋳造に供する溶鋼に応じたCCT線図を用いることは勿論であり、連続鋳造に供する溶鋼種毎にCCT線図を導入すればよい。
なお、CCT線図は、連続鋳造に供する溶鋼に応じたCCT線図を用いることは勿論であり、連続鋳造に供する溶鋼種毎にCCT線図を導入すればよい。
以上の鋳型の直下における冷却温度制御を、上記CCT線図を模式的に示す図２にて詳しく説明する。
まず、該CCT線図は、上記した鋼を用いて1400℃以上の温度から冷却した際のCCT線図を作成する必要がある。例えば、900℃などの低い温度から冷却した時のCCT線図では、旧γ粒径が小さくなるため、フェライト−パーライトノーズおよびベイナイトノーズが短時間側に移動し、正確な冷却速度や温度を得ることができない。また、鋳型直下の２次冷却帯においては、1400℃以上の温度からの冷却になるため、1400℃以上の温度から冷却した際のCCT線図を作成する。
まず、該CCT線図は、上記した鋼を用いて1400℃以上の温度から冷却した際のCCT線図を作成する必要がある。例えば、900℃などの低い温度から冷却した時のCCT線図では、旧γ粒径が小さくなるため、フェライト−パーライトノーズおよびベイナイトノーズが短時間側に移動し、正確な冷却速度や温度を得ることができない。また、鋳型直下の２次冷却帯においては、1400℃以上の温度からの冷却になるため、1400℃以上の温度から冷却した際のCCT線図を作成する。
鋳型から引き抜かれた鋳片には、鋳型の直下の２次冷却帯において、表層部に対して冷却を施す。その際、上記したCCT線図に太線で示す冷却パターン（Ｐ）に従って、フェライト−パーライト変態終了温度未満、かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで、鋳片の表層部を冷却する。
ここで、フェライト−パーライト変態終了温度未満の温度域で冷却するのは、フェライト−パーライト変態終了温度以上では、等温保持時または復熱時に変態を起こさせることができず、鋳片表層部に微細なフェライト−パーライトを生成することができないためである。
一方、図３に点線で示すような冷却パターンに従って、ベイナイト変態開始温度以下にまで冷却してしまうと、組織が粒界フェライトとベイナイトになり、割れ易い状態になるから、ベイナイト変態開始温度を超える温度域に冷却を留める必要がある。この適切な温度域に冷却された鋳片表層部は、冷却状態のオーステナイトである。
ここで、フェライト−パーライト変態終了温度未満の温度域で冷却するのは、フェライト−パーライト変態終了温度以上では、等温保持時または復熱時に変態を起こさせることができず、鋳片表層部に微細なフェライト−パーライトを生成することができないためである。
一方、図３に点線で示すような冷却パターンに従って、ベイナイト変態開始温度以下にまで冷却してしまうと、組織が粒界フェライトとベイナイトになり、割れ易い状態になるから、ベイナイト変態開始温度を超える温度域に冷却を留める必要がある。この適切な温度域に冷却された鋳片表層部は、冷却状態のオーステナイトである。
その後、フェライト−パーライト変態のノーズを通る冷却曲線（Ａ）と交差するまで、当該温度域、つまりフェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持する。
なぜなら、フェライト変態のノーズの下側（低温側）に入れることにより、過冷却オーステナイトの到るところからフェライトが一挙に核生成し、微細フェライト−パーライト組織を形成するためである。かくして得られるフェライト−パーライト組織は、15μｍ以下の粒径を有する微細組織となる。さらには、10μｍ以下の粒径になるよう制御することが好ましく、そのためには、ベイナイト変態開始温度以上で、かつ〔ベイナイト変態開始温度＋40℃〕以下の温度域に過冷却するとよい。
なぜなら、フェライト変態のノーズの下側（低温側）に入れることにより、過冷却オーステナイトの到るところからフェライトが一挙に核生成し、微細フェライト−パーライト組織を形成するためである。かくして得られるフェライト−パーライト組織は、15μｍ以下の粒径を有する微細組織となる。さらには、10μｍ以下の粒径になるよう制御することが好ましく、そのためには、ベイナイト変態開始温度以上で、かつ〔ベイナイト変態開始温度＋40℃〕以下の温度域に過冷却するとよい。
また、上記したフェライト−パーライト変態終了温度未満、かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで、鋳片の表層部を冷却し、その後、1.5℃/s以下の復熱速度で復熱することが好ましい。この復熱は、上記冷却曲線（Ａ）との交差に関係なく、つまり処理時間には関係なく、復熱速度を1.5℃/s以下で復熱させることが肝要である。この条件に従う復熱によって、該復熱時に変態が起こる。この変態（フェライト−パーライト変態）は旧オーステナイト粒界を超えて起こるため、粗大な旧オーステナイト粒は消失する結果、割れに対して強い組織が得られる。
ここで、復熱速度が1.5℃/s超えになると、一部に粗大なフェライトが生成して割れの抑制が阻害されるため、1.5℃/s以下が好ましい。一方、復熱温度（最高加熱温度）の下限は、フェライト−パーライト変態終了温度以上とする。なぜなら、当該温度未満の場合は、等温保持時または復熱時に変態を起こさせることができず、鋳片表層部に微細なフェライト−パーライトを生成することができないためである。
なお、鋳型直下の２次冷却帯においてCCT線図における冷却パターン（Ｐ）に従う冷却を鋳片に施すには、連続鋳造時の２次冷却帯の鋳型直下（５ｍ以内）の水量密度が0.08t／ｍ２以上となるように制御し、鋳型直下５ｍを超えたところでは水量密度を0.08t／ｍ２未満とする。
ちなみに、２次冷却後の曲げ矯正点での温度について、脆化域である850℃以下の温度域は避けた方が無難であるが、本発明の冷却パターンに従えば既に組織が微細になっており表面割れが発生しにくいため、この矯正点の温度は特に限定する必要はない。
また、溶鋼は、次の成分組成を有することが好ましい。
すなわち、Ｃ：0.05−1.2mass％、Si：0.05−1.0mass％、Mn：0.4−2.0mass％およびAl：0.02−0.06mass％を含有し、さらに必要に応じて、Mo：0.6mass％以下、Ti：0.030mass％以下、Cr：1.0mass％以下、Ｖ：0.1mass％以下、Cu：1.0mass％以下、Nb：0.05mass％以下、Ni：1.0mass％以下およびＢ：0.004mass％以下の１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物の成分組成を有することが好ましい。
以下、基本成分から順に、含有量の限定理由について説明する。
すなわち、Ｃ：0.05−1.2mass％、Si：0.05−1.0mass％、Mn：0.4−2.0mass％およびAl：0.02−0.06mass％を含有し、さらに必要に応じて、Mo：0.6mass％以下、Ti：0.030mass％以下、Cr：1.0mass％以下、Ｖ：0.1mass％以下、Cu：1.0mass％以下、Nb：0.05mass％以下、Ni：1.0mass％以下およびＢ：0.004mass％以下の１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物の成分組成を有することが好ましい。
以下、基本成分から順に、含有量の限定理由について説明する。
Ｃ：0.05−1.2mass％
Ｃは、強度を確保する観点から、0.05−1.2mass％の範囲とする。また、この範囲のＣ量の鋼は、連続鋳造の鋳込み時に割れが発生しやすいため、特に本発明の適用が有効になる。
Ｃは、強度を確保する観点から、0.05−1.2mass％の範囲とする。また、この範囲のＣ量の鋼は、連続鋳造の鋳込み時に割れが発生しやすいため、特に本発明の適用が有効になる。
Si：0.05−1.0mass％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、強度を増加させるのに有効であるため、0.05mass％以上は必要であるが、1.0mass％を超えると、被削性および鍛造性を劣化する、おそれがあるから、1.0mass％以下とする。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、強度を増加させるのに有効であるため、0.05mass％以上は必要であるが、1.0mass％を超えると、被削性および鍛造性を劣化する、おそれがあるから、1.0mass％以下とする。
Mn：0.4−2.0mass％
Mnは、強度を増加するため0.4mass％以上は必要であるが、2.0mass％を超えると、被削性および鍛造性を劣化する、おそれがあるから、2.0mass％以下とする。
Mnは、強度を増加するため0.4mass％以上は必要であるが、2.0mass％を超えると、被削性および鍛造性を劣化する、おそれがあるから、2.0mass％以下とする。
Al：0.02−0.06mass％
Alは、鋼の脱酸剤として作用する他、加熱時のγ粒成長を抑制する効果があるため、0.02mass％以上は必要であるが、0.06mass％を超えると、被削性および疲労強度を劣化する、おそれがあるから、0.06mass％以下とする。
Alは、鋼の脱酸剤として作用する他、加熱時のγ粒成長を抑制する効果があるため、0.02mass％以上は必要であるが、0.06mass％を超えると、被削性および疲労強度を劣化する、おそれがあるから、0.06mass％以下とする。
さらに、必要に応じて、Mo：0.6mass％以下、Ti：0.030mass％以下、Cr：1.0mass％以下、Ｖ：0.1mass％以下、Cu：1.0mass％以下、Nb：0.05mass％以下、Ni：1.0mass％以下およびＢ：0.004mass％以下の１種または２種以上を含有することが可能である。
Mo：0.6mass％以下
Moは、強度を確保する上で有効であるが、0.6mass％を超えて添加すると、被削性を劣化する、おそれがある。
Moは、強度を確保する上で有効であるが、0.6mass％を超えて添加すると、被削性を劣化する、おそれがある。
Ti：0.030mass％以下
Tiは、TiＮとしてピンニングにより組織の微細化をはかる上で有効であり、好ましく0.005mass％以上で添加するが、0.030mass％を超えて添加すると、耐労強度を劣化する、おそれがある。
Tiは、TiＮとしてピンニングにより組織の微細化をはかる上で有効であり、好ましく0.005mass％以上で添加するが、0.030mass％を超えて添加すると、耐労強度を劣化する、おそれがある。
Cr：2.0mass％以下
Crは、焼入れ性の向上に有効であるが、2.0mass％を超えて添加すると、耐疲労強度を劣化する、おそれがある。
Crは、焼入れ性の向上に有効であるが、2.0mass％を超えて添加すると、耐疲労強度を劣化する、おそれがある。
Ｖ：0.1mass％以下
Ｖは、炭化物を生成することにより、鋼材の強度を向上するのに有効であるが、0.1mass％を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が生成して強度を低下させる、おそれがある。
Ｖは、炭化物を生成することにより、鋼材の強度を向上するのに有効であるが、0.1mass％を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が生成して強度を低下させる、おそれがある。
Cu：1.0mass％以下
Cuは、固溶強化および析出強化による強度上昇に有効であり、かつ焼入れ性の向上に寄与するが、1.0mass％を超えて添加すると、被削性を劣化する、おそれがある。
Cuは、固溶強化および析出強化による強度上昇に有効であり、かつ焼入れ性の向上に寄与するが、1.0mass％を超えて添加すると、被削性を劣化する、おそれがある。
Nb：0.05mass％以下
Nbは、析出によりγ粒をピンニングする効果があるが、0.05mass％を超えると効果が飽和するため、経済性の観点から0.05mass％以下とすることが好ましい。
Nbは、析出によりγ粒をピンニングする効果があるが、0.05mass％を超えると効果が飽和するため、経済性の観点から0.05mass％以下とすることが好ましい。
Ni：1.0mass％以下
Niは、強度および靭性の確保に有効であるが、1.0mass％を超えると効果が飽和するため、経済性の観点から1.0mass％以下とすることが好ましい。
Niは、強度および靭性の確保に有効であるが、1.0mass％を超えると効果が飽和するため、経済性の観点から1.0mass％以下とすることが好ましい。
Ｂ：0.004mass％以下
Ｂは、粒界強化により耐疲労特性を向上し、また焼入れ性を高めて強度上昇に寄与する成分であるが、0.004mass％を超えると効果が飽和するため、経済性の観点から0.004mass％以下とすることが好ましい。
Ｂは、粒界強化により耐疲労特性を向上し、また焼入れ性を高めて強度上昇に寄与する成分であるが、0.004mass％を超えると効果が飽和するため、経済性の観点から0.004mass％以下とすることが好ましい。
Ｃ：0.50mass％、Si：0.25mass％、Mn：1.55 mass％、Al：0.030mass％、Cr：0.20mass％およびＶ：0.10mass％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物の成分に調整した鋼から試験片を採取し、この鋼のCCT線図を作成した。このCCT線図から、ベイナイト変態開始温度およびフェライト変態開始温度を読み取り、さらに、加熱時の膨張曲線からＡｃ１点（627℃）およびＡｃ３点（743℃）を読み取り、表１にＡ−Ｅとして示す５パターンの試験を行った。
その結果、モールド直下での急冷処理を模擬した過冷却時の温度を、フェライト変態開始温度以下かつベイナイト変態開始温度以上(500℃)に止めて、その後、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持したパターンＡの場合と、同様に、Ａｃ3点以下まで復熱したパターンＣの場合とは、連続鋳造での鋳片割れの原因といわれる、粒界フェライトが現れず、また組織も微細であった。
一方、モールド直下での急冷時を模擬した過冷却時の温度が、ベイナイト変態開始温度以下として、Ａｃ３点以下に復熱したパターンＢの場合は、組織がベイナイト主体となり、旧γ粒界に粒界フェライトが存在した。また、過冷却温度も復熱温度も適正だが、復熱速度が2.0℃/sと速いパターンＤの場合には変態が起こらず、最終的に得られた組織は粒界フェライトと粗大パーライトからなる組織であった。鋳型直下の急冷がない状態を模擬したパターンＥの場合には過冷却が650℃とＡr３点（630℃）以上となり、この場合も変態が起こらず、最終的な組織は粒界フェライトと粗大パーライトの混合組織であった。
一方、モールド直下での急冷時を模擬した過冷却時の温度が、ベイナイト変態開始温度以下として、Ａｃ３点以下に復熱したパターンＢの場合は、組織がベイナイト主体となり、旧γ粒界に粒界フェライトが存在した。また、過冷却温度も復熱温度も適正だが、復熱速度が2.0℃/sと速いパターンＤの場合には変態が起こらず、最終的に得られた組織は粒界フェライトと粗大パーライトからなる組織であった。鋳型直下の急冷がない状態を模擬したパターンＥの場合には過冷却が650℃とＡr３点（630℃）以上となり、この場合も変態が起こらず、最終的な組織は粒界フェライトと粗大パーライトの混合組織であった。
以上のことから、パターンＡやパターンＣでは粒界フェライトが抑制され、かつ組織が微細になることから、連続鋳造での鋳片割れが抑制されたものと考えられる。
次に、上記した実験結果に基づいて、実機において、表２に示すノズル水量の下、鋳込み速度を変化させて冷却条件を調整して連続鋳造を行った。各連続鋳造にて得られた鋳片について、その表面割れの有無を目視にて評価した。その結果、鋳型直下水量0.16t/m2の条件（発明例）では表面割れは発生せず、同0.02t/m2の条件（比較例）では表面割れが発生した。
以上の評価結果を表２に示す。
以上の評価結果を表２に示す。
また、各冷却条件にて得られた鋳片につき、そのコーナー部のミクロ組織写真を図３および図４に示す。この写真は、鋳片コーナ部の表面から10mm深さの断面を撮影したものである。鋳型直下水量0.16t/m2の条件（発明例）では、微細なフェライト−パーライト組
織になっており、一方、同0.05t/m2の条件（比較例）では、γ粒界に粒界フェライトが
析出したベイナイト組織となっていた。
織になっており、一方、同0.05t/m2の条件（比較例）では、γ粒界に粒界フェライトが
析出したベイナイト組織となっていた。
また、図５に同0.02t/m2の条件（比較例）による鋳片にて観察された表面割れの破面
写真を示すように、ここでの破面は粒界破壊であることが分かる。
以上の結果から、本発明の手法を用いれば、連統鋳造鋳片の鋳型直下の表面近傍（実験の結果、表面から20mm程度まで）のミクロ組織を微細化することができ、これにより鋳片に延性をもたせ、矯正点での表面割れを抑御することができる。
写真を示すように、ここでの破面は粒界破壊であることが分かる。
以上の結果から、本発明の手法を用いれば、連統鋳造鋳片の鋳型直下の表面近傍（実験の結果、表面から20mm程度まで）のミクロ組織を微細化することができ、これにより鋳片に延性をもたせ、矯正点での表面割れを抑御することができる。
１ 溶鋼
２ 取鍋
３ タンディッシュ
４ 浸漬ノズル
５ 水冷鋳型
６ ２次冷却帯
７ 引き抜き矯正帯
２ 取鍋
３ タンディッシュ
４ 浸漬ノズル
５ 水冷鋳型
６ ２次冷却帯
７ 引き抜き矯正帯
Claims (4)
- 溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜いて引き抜き矯正帯にて曲げを矯正する連続鋳造方法において、
前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態線図におけるフェライト−パーライト変態のノーズを通る一定速度の冷却曲線と交差するまで、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法。 - 溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜いて引き抜き矯正帯にて曲げを矯正する連続鋳造方法において、
前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト−パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、1.5℃/s以下の復熱速度で復熱することを特徴とする連続鋳造方法。 - 前記溶鋼は、Ｃ：0.05−1.2mass％、Si：0.05−1.0mass％、Mn：0.4−2.0mass％およびAl：0.02−0.06mass％を含有し、残部Feおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする請求項１または２に記載の連続鋳造方法。
- 前記溶鋼は、さらに、Mo：0.6mass％以下、Ti：0.030mass％以下、Cr：1.0mass％以下、Ｖ：0.1mass％以下、Cu：1.0mass％以下、Nb：0.05mass％以下、Ni：1.0mass％以下およびＢ：0.004mass％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の連続鋳造方法。
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