JPH0324297B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

＜産業上の利用分野＞ この発明は、鋳造の途中に縦割れや横ひび割れ
等の表面疵を発生したり、その後の熱間圧延の際
に前記横ひび割れと類似の表面疵を発生したりす
ることのない、表面性状の良好な連続鋳造鋳片を
安定して製造する方法に関するものである。 ＜背景技術＞ 近年、鉄鋼の製造にあたつては、垂直型若しく
は彎曲型等の連続鋳造機を使用した連続鋳造工程
が不可決なものとなつているが、このような連続
鋳造法によつてブルームやスラブ等の鋳片を製造
しようとすると、その鋳造の途中で、鋳片に印加
される曲げ応力や冷却に起因して生じる熱応力に
よつて表面疵（表面割れ）が発生したり、更には
得られた鋳片の熱間圧延時（特に、熱間直送圧延
又はホツトチヤージ圧延時に著しい）にも同様な
表面疵を発生すると言つたトラブルが目立ち、こ
れらが、製品歩留りの向上や、熱間直送圧延又は
ホツトチヤージ圧延等を採用して鉄鋼製造プロセ
スの省力・省エネルギー化を推進する上で大きな
障害となつていた。 ところで、上述のような表面疵の発生状況を調
査してみるといずれもオーステナイト（γ）粒界
の割れを伴つて起きることが観察されることか
ら、従来、前記表面疵の発生原因の１つとして 「鋳片の凝固・冷却中にオーステナイト（γ）
粒界へ析出又は偏析する炭化物や窒化物（NbC，
AlN等），（Mn，Fe）Ｓ等の硫化物、及びＰやＳ
等の不純物元素が結晶粒界の脆弱化を招く」 ことがあげれられるようになり、表面疵（割れ）
の発生頻度は、上記の如き析出物や偏析を生じさ
せる元素の含有量に大きく影響されることが知ら
れるようになつてきた。 そこで、このような元素の含有量を制御するこ
とによつて鋳片の表面疵防止を図る試みもなされ
たが、この場合には、製品の品質（特性）確保や
コスト面で限界がある上、化学成分の調整基準が
今一つ明確でなく、従つて、化学成分の調整のみ
では十分に満足できる効果をあげ得なかつたので
ある。 一方、かかる鋳片表面疵の発生頻度は、第２図
で示されるように鋳片のＣ含有量に大きく依存す
ると言う事実もあるが、その原因は未だに不明で
あり、これに対する何らの方策も見付からないこ
ともあつて、結局はこのようなＣ含有量領域を避
けて操業が行われることすらあつた。 しかしながら、第２図にみられるような表面疵
発生頻度が急激に高くなる領域は必ずしも一定し
ていないで、鋼種によつてもバラツキがあり、特
に低合金鋼の場合にはＣ含有量からは推量れない
ような思いがけない成分組成領域で表面疵発生頻
度が極端に高くなることが多く、しばしば、操業
上極めて不都合な結果を招く事態がもたらされて
いたのである。 従つて、従来一般に実施されている表面疵防止
対策は、オシレーシヨンマークを浅くしたり、凝
固シエルに作用する熱応力を軽減したりするため
に鋳片の冷却速度を小さくすると言つた不十分な
ものでしかなかつた。 このようなことから、鋼の連続鋳造や、これに
次いで実施される熱間圧延において鋳片表面に割
れ疵が発生するのを確実に防止し、表面性状の良
好な熱間加工鋼材を工業的に量産し得る手段の出
現が強く望まれているのが現状であつた。 本発明者等は、上述のような観点から、連続鋳
造によつて製造される鋼鋳片の鋳造途中における
表面疵発生や、連続鋳造鋳片を熱間加工する際に
起こりがちな表面疵発生を確実に防止する実施容
易な手段を見出すべく、そのためには、第２図で
示したような特定Ｃ含有量域近傍での表面疵発生
頻度急増の原因解明が不可欠であるとの考えの下
に種々の実験・研究を重ねたところ、次に示すよ
うな知見を得たのである。即ち、 (a) 連続鋳造鋳片の結晶粒界割れは、従来言われ
ていたように、結晶粒界に析出又は偏析する炭
化物、窒化物、硫化物或いは不純物等に係る元
素の含有量に影響されることもさることなが
ら、これらの析出や偏析密度を左右するオース
テナイト（γ）粒の粒度に大きく影響され、凝
固・冷却中のオーステナイト（γ）粒の粗大化
は鋳片の粒界割れを著しく助長すること、 (b) 凝固・冷却中の炭素鋼鋳片のオーステナイト
（γ）粒粗大化の程度はそのＣ含有量の変化に
よつて大きく変わり、それもＣ含有量との単な
る比例的関係を維持しながら変化するわけでは
なく、第３図で示されるように、前述した表面
疵を発生しややすいＣ含有量領域で急激に著し
くなると言う挙動を示すこと（因に、第３図は
Fe−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５
℃／secとしたときの、Ｃ含有量とオーステナ
イト粒径との関係を示す曲線である）、 (c) これらの結果と、「凝固・冷却中のオーステ
ナイト（γ）粒の粗大化は、オーステナイト単
相となつてから急激に起こり、しかも温度が高
いほどその傾向が著しい」と言う実験による確
認事項とからみて、凝固・冷却中の炭素鋼鋳片
は、同一冷却条件下であると、必然的に、第４
図で示されるFe−Ｃ系平衡状態図からも明ら
かなオーステナイト単相化温度が最も高い組成
のもの、即ち包晶点組成（Fe−Ｃ系では0.18重
量％Ｃ）のものが最も粗大なオーステナイト
（γ）粒を呈するようになり（因に、第４図中
の破線は、第３図で示したオーステナイト粒粗
大化挙動を表わす）、従つて熱間割れ感受性も
この付近のものが急激に高くなるのであると結
論されること、 (d) ところで、第３図で示されるオーステナイト
（γ）粒径粗大化挙動と第２図で示される鋳片
表面疵発生頻度傾向とは必ずしも合致していな
い。しかしながら、これは、第３図が純粋な
Fe−Ｃ系での実験結果であるのに対して第２
図は実用鋼の場合のデータであると言う相違に
起因するものであり、Ｃ以外の含有元素（合金
元素等）の影響によつて包晶点がずれているか
らに他ならないこと、 (e) しかも、鋼中に含有されるＣ以外の元素の種
類によつては、鋼の熱間割れ感受性が一層鋭敏
化し、鋳片表面疵の増大を招く恐れがあるこ
と、 (f) 従つて、鋳片の熱間割れ感受性を評価する場
合には、Ｃ含有量のみではなく、合金元素の影
響をも含めたＣ当量（Cp）を指標にする必要
があること、 (g) 状態図的な検討から、鋼の包晶点に影響を及
ぼすと考えられる元素としてＣ，Mn，Ni，Cu
及びＮがあげられ、Ｃ当量（Cp）は次式で整
理されること（なお、以下、成分割合を表わす
％は重量％とする）。即ち、 Cp＝Ｃ（％）＋Mn（％）／33＋Ni（％）／25 ＋Cu（％）／44＋Ｎ（％）／1.7 (h) 状態図的検討によつて得られた上記式は実際
と良く合致しており、これに基づいて鋳片の熱
間割れ感受性を極めて的確に評価できること。 第５図は、これを確認するために本発明者等
が実施した実験結果を示すものであり、第１表
に示される成分組成内の合計50種類の鋼から採
取した小片をアルミナるつぼ中で再溶解した
後、冷却速度：５℃／secで冷却し、そのオー
ステナイト粒径を測定して上記式で算出される
Cp値により整理したグラフである。 この第５図からも明らかなように、オーステ
ナイト（γ）粒径はCp値で良く整理され、Cp
値が0.18で最大値をとることがわかる。 (i) また一方、同一組成鋼を凝固・冷却した場合
の鋳片のオーステナイト粒度は高温領域での冷
却速度に大きく左右され、特に1450〜1200℃程
度の温度領域における冷却速度によつてほぼ

【表】

【表】

【表】 決定されてしまうこと。 従つて、オーステナイト単相化温度が高くて
オーステナイト粒が粗大化しやすい包晶組成
（Cp＝0.18）付近の鋳片であつたとしても、上
記温度域での冷却速度を速くしてやれば、オー
ステナイト粒の粗大化が抑えられて単位体積当
りの結晶粒界面の大きい細粒結晶が得られ、こ
のため結晶粒界に集まる析出物や偏析の密度が
低くなつて熱間割れ感受性が緩和されること。 第６図は、第２表に示される成分組成の鋼に
ついて、凝固に続く冷却速度を種々に変え、
1000に到達後急冷してその組織を固定したもの
のオーステナイト粒径を前記冷却速度で整理し
て表わしたグラフであるとともに、これらの鋳
片から採取した試験片（直径：10mmφ）を通電
加熱にて中心部を部分的に再溶融（1580℃）さ
せた後それぞれ前記の各冷却速度で1000℃まで
降温し、2.0sec^-1の歪速度で引張り破断して得
た断面収縮率〔R_A〕を前記冷却速度で整理し
併記したものでもある。そして、この第６図か
らも、最もオーステナイト粒成長が起りやすい
包晶組成の鋼であつても、凝固に続く冷却速度
を上げることによつてオーステナイト粒の粗大
化を防止することができ、その結果、延性も十
分に良好な値を示すようになることがわかる。 また、第７図は、前記第２表に示した成分組
成の鋼から採取した小片をアルミナるつぼ中で
再溶解してから、冷却速度：５℃／sec及び12
℃／secで冷却するとともに、その途中から水
焼入れして組織を固定したものについて、水焼
入れ温度とオーステナイト粒径との関係をプロ
ツトしたグラフであるが、この第７図からも、
冷却速度がオーステナイト粒成長に大きく影響
するのは極く高い温度域に限られることが明ら
かである。 (j) このようなことから、連続鋳造によつて製造
される鋳片の鋳造途中における表面疵（割れ）
発生や、連続鋳造鋳片を熱間圧延する際の表面
疵（割れ）発生の起こりやすい鋼種を前記式
（Cpを算出する式）によつて簡単・確実に予測
することが可能であり、また、これらの鋼種に
ついても、連続鋳造の際の表面が凝固した直後
の鋳片を出来るだけ早い時期に速い冷却速度で
冷却することによつて表面疵発生を抑えること
ができること。 そこで、本発明者等は、これら知見に基づき、
鋳型内に注入した溶鋼の高温域における冷却速度
を速くすることで表面割れ感受性の低い鋳片を製
造しようとの試みを行つたが、鋼の連続鋳造の実
操業においては、溶鋼メニスカス近傍では凝固シ
エルと鋳型壁とが溶融パウダーを介して密着した
状態で凝固が進行するものの、それより下方にな
ると溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に伴う収縮
とで鋳片は鋳型壁面から離れて、鋳型の抜熱作用
を損なうエアーギヤツプを生じるようになり、従
つて、垂直型又は彎曲型連続鋳造機で使用される
通常の鋳型（長さが700〜900mmかそれ以上）で
は、その後にオーステナイト粒界破壊を起して表
面疵を発生しやすくなる程度にまでオーステナイ
ト粒の粗大化をもたらすような著しい冷却遅れが
生じるのを免れることができないとの問題に突き
当つた。 このため、鋳型の長さを短かくして、鋳型内で
の溶鋼の凝固は極く薄い鋳片表面凝固シエルの形
成だけにとどめ、鋳型下端から早めに引き抜いた
鋳片に冷却媒体を吹き付けることで高温度域での
冷却速度を高めることも試みたが、この場合、鋳
型直下の鋳片の支持を従来の支持様式で行うと、
鋳片のバルジングを引き起こしたり、或いは支持
様式によつては鋳片の冷却速度を期待通りに上げ
られないと言う事実が明らかとなつたのである。 即ち、連続鋳造鋳型直下での鋳片の支持には ○イ サポート用ロールを使用する様式、 ○ロ サポート用プレートを使用する様式、 ○ハ サポート用グリツドを使用する様式、 が採用されていたが、サポート用ロールでは鋳片
との接触が線接触であるので凝固シエル厚が薄い
早期引き抜き鋳片ではバルジングを起す恐れがあ
り、一方、サポート用プレートの場合には鋳片と
の接触面積が大きすぎて水スプレー等による直接
冷却が阻害される等の問題があつた。また、高速
鋳込みに採用されるサポート用グリツドはサポー
ト用プレートよりも小さい接触面で鋳片のバルジ
ングを防止しようとするものではあるが、それで
も、グリツドが鋳片に対して静止状態に配置され
ているため、これと接触する鋳片部分の抜熱はグ
リツドを介しての熱伝導のみで行われることとな
つて、やはり十分に高い冷却速度を達成できなか
つたのである。その上、サポート用グリツドを使
用すると、複数配置されている各グリツド間に鋳
造パウダーやスケール等が堆積して目づまりを起
こし、グリツド間に配設された冷却媒体スプレー
の冷却能を低下すると言う問題も度々観察され
た。 ＜問題点を解決するための手段＞ この発明は、以上に説明した問題点を踏まえた
上で、鋼の成分組成に影響されることなく、表面
疵の無い、しかも表面割れ感受性の小さい連続鋳
造鋳片を安定して量産する手段を提供すべくなさ
れたもので、 鋼の連続鋳造において、鋳型直下の鋳片サポー
ト用グリツドを高速振動させることによつて鋳型
から引き抜かれた直後の鋳片のバルジングを防止
しつつ、冷却媒体による鋳片の直接冷却を行い、
該鋳片表層部の高温度域での冷却速度を10℃／
sec以上にすることにより、鋳片表層部のオース
テナイト粒の粗大化を防止して、以て、表面性状
の良好な連続鋳造鋳片を安定・確実に製造する
点、に特徴を有するものである。 つまり、この発明は、連続鋳造鋳型直下の鋳片
サポート用グリツドを高速振動させることによつ
て、鋳片のバルジングを防止しながら瞬時瞬時で
はあるが鋳片とグリツドとの離隔期間を確保し、
従来の静止グリツドを使用した手段にみられるグ
リツドを介しての伝導伝熱による冷却遅れを解消
してスプレーでの直接冷却による冷却能を維持す
るとともに、鋳造パウダーやスケール等のグリツ
ドへの堆積をも防止してスプレーの冷却能低下を
防ぎ、鋳片表層部の高温度域における冷却速度：
10℃／sec以上を十分に達成して、表面割れ感受
性の低い連続鋳造鋳片を得ることを骨子としてい
る。 なお、鋳片サポート用グリツドの振動には既知
の各種手段が採用でき、その振動サイクルは、鋳
片のバルジングが防止され、かつ鋳片とグリツド
との間に出来る隙間にスプレー冷却媒体が出入り
できる程度であれば格別に制限されるものではな
いが、50Hz程度に調整するのが適当である。ま
た、該グリツドの振動方向も特に規定しないが、
好ましくは鋳片及び鋳込み方向と直角方向が良
い。 更に、前記「鋳片表層部」とは鋳片の表面から
３mm程度、多くとも10mm程度までを、そして前記
「高温度域」とは1200℃程度に冷却されるまでの
温度域を言い、鋳片表層部がこの温度域を冷却速
度：10℃／sec以上で冷却されることによつて所
望の特性を観保できるのである。 ところで、上記高温度域での鋳片表層部の冷却
速度を10℃／sec以上に限定した具体的理由は、
第６図及び第７図からも明らかなように、該冷却
速度が10℃／sec未満では鋳片表層部のオーステ
ナイト粒が粗大化傾向を見せ、オーステナイト粒
界破壊を伴う鋳片表面疵の多発を招くようになる
からである。 次に示す第１図は、この発明の方法によつて連
続鋳造鋳片を製造している状態を示す概略模式図
である。 第１図において、タンデイシユを介して鋳型１
内に注入された溶鋼２は、鋳型壁から抜熱されて
凝固シエル３を形成しながら引き抜かれ、鋳片と
なるが、この発生の方法では、まず、例えば全長
が500mm程度の短かい鋳型を採用するなどして、
鋳型直下における鋳片が、凝固シエル厚：５〜10
mm程度（従つて、凝固シエル部の温度は1400〜
1200℃近辺である）となるように調節される（因
に、通常の800mm程度の鋳型を用た場合には、鋳
型直下における凝固シエル厚は10〜20mm程度であ
る）。 従つて、このような状態の鋳型直下部の鋳片
は、サポート用グリツド４によつて面支持されな
がら冷却媒体スプレーノズル５からのスプレーに
より直接冷却され、凝固が進行するが、前記サポ
ート用グリツド４は〜50Hz程度に高速振動してい
て、バルジングを防止する程度に鋳片をサポート
するが如く鋳片と間歇接触し、スプレー冷却が遮
られることによる冷却速度の低下を防いでいる。 そして、凝固シエル厚が増した時点で、鋳片は
サポートロール６により支持されて案内されるの
であるが、このようにして得られる連続鋳造鋳片
は、高温度域における表層部の冷却速度：℃／
sec以上を十分に確保しており、表面性状の極め
て良好なものとなる。 次に、この発明を実施例により、比較例と対比
しながら説明する。 ＜実施例＞ まず、250トン転炉によつて第３表に示される
如き成分組成の溶鋼Ａ及びＢを溶製した後、彎曲
半径が12.5ｍの彎曲型連続鋳造機を使用し、本発
明法と比較法とによつて断面寸法が200mm×1200
mmのスラブを鋳造速度：1.2ｍ／minにて約150ｍ
製造した。 なお、その他の鋳造条件は次の通りであつた。 鋳型の長さ：400mm， オシレーシヨン条件： ストローク…３mm サイクル数…150cpm， 使用したサポート用グリツド： 本発明例…振幅が１mm、サイクル数が50Hzで鋳
片と直角方向に高速振動するもの、 比較例…通常の静止グリツド， スプレーした冷却媒体：水。 続いて、このようにして得られたスラブが矯正
点を通過した時点で表面疵発生の有無を目視評価
し、次いで切断したスラブを約900℃の温度にて
そのまま125mm厚にまで５パス圧延してから再び
表面疵発生状況を観察した。 得られた結果を第４表に示す。 ところで、第８図は、この実施例によつて処理
されたスラブ表面の温度変化を示すグラフであ
る。 第４表に示される結果からも明らかなように、
この発明の方法に従つて製造されたスラブは、鋳
造後はもちろんのこと、熱間直送圧延後も表面疵

【表】 発生は皆無であつたのに対して、比較法によつて
得られたスラブは高温域での表層部の冷却速度が
十分でなく、例え鋳造後のスラブに表面疵が発生
しなかつたとしても表面割れ感受性が高くなつて
いて、熱間圧延を施すと表面疵を発生することが
わかる。 ＜総括的な効果＞ 以上説明したように、この発明によれば、連続
鋳造途中や、これに続く熱間直送圧延又はホツト
チヤージ圧延中に割れ疵を発生しやすい鋼種を用
いたとしても、それらのトラブルを発生させるこ
となく所望製品の製造を安定して実施することが
可能となるなど、産業上極めて有用な効果がもた
らされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、この発明の方法によつて連続鋳造鋳
片を製造している状態を示す概略模式図、第２図
は、Ｃ含有量と鋳片表面疵発生頻度との関係を示
すグラフ、第３図は、Fe−Ｃ系鋼のＣ含有量と
オーステナイト粒径との関係を示すグラフ、第４
図は、Fe−Ｃ系平衡状態図、第５図は、鋼のCp
値とオーステナイト粒径との関係を示すグラフ、
第６図は、鋼の冷却速度とオーステナイト粒径と
の関係、並びに冷却速度と断面収縮率との関係を
示すグラフ、第７図は、各種冷却速度で冷却途中
の鋼の、水焼入れ温度とオーステナイト粒径との
関係を示すグラフ、第８図は、溶鋼を連続鋳造
し、熱間直送圧延したときの鋳片表面温度変化を
示すグラフである。 図面において、１……鋳型、２……溶鋼、３…
…凝固シエル、４……サポート用グリツド、５…
…冷却媒体スプレーノズル、６……サポートロー
ル。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 鋼の連続鋳造において、鋳型直下の鋳片サポ
   ート用グリツドを高速振動させることによつて鋳
   型から引き抜かれた直後の鋳片のバルジングを防
   止しつつ、冷却媒体による鋳片の直接冷却を行
   い、該鋳片表層部の高温度域での冷却速度を10
   ℃／sec以上にすることを特徴とする、表面性状
   の良好な連続鋳造鋳片の製造方法。