JPH0346217B2 - - Google Patents
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- JPH0346217B2 JPH0346217B2 JP10389286A JP10389286A JPH0346217B2 JP H0346217 B2 JPH0346217 B2 JP H0346217B2 JP 10389286 A JP10389286 A JP 10389286A JP 10389286 A JP10389286 A JP 10389286A JP H0346217 B2 JPH0346217 B2 JP H0346217B2
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Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は中心偏析の少ない鋼の連続鋳造方法に
関し、さらに詳しくは中心偏析を軽減し、中心偏
析に起因するところの、鋼板における低温靭性、
耐ラメラーテイヤー性、耐HIC性等の向上を図
り、さらに軸受鋼の転動疲労寿命や硬鋼線材にお
ける断線率やカツピー破断率を向上する方法に関
する。 〔従来の技術〕 連続鋳造スラブやブルームの中心偏析を軽減す
るためには、適正なロール間隔の設定とロール配
列の整備あるいは適正な２次冷却によりバルジン
グの発生を防止することが必要である。 一方、溶鋼過熱度の低下、鋳型への冷却材の添
加、鋳型内溶鋼への電磁撹拌の適用、ストランド
内での鋳片に対する超音波の印加、さらにはスト
ランド内での溶鋼への電磁撹拌の適用、などの方
法により中心偏析を軽減する技術が広く普及して
いる。これらの方法はいずれも鋳造組織を等軸晶
化して溶質の微細分散化を図り中心偏析を軽減す
ることを目的としている。 溶鋼過熱度の低下は、等軸晶化を図る上で有効
ではあるが鋳造温度を狭い範囲に制御する必要が
あり、操業の安定性を阻害するという欠点があ
る。 冷却材の添加も等軸晶化には有効であるが、冷
却材の溶け残りや、モールドスラグの巻き込みを
誘起することがあり、UT欠陥を生じ易いという
欠点がある。 鋳片への超音波の印加は原理的には有効である
が実施技術として印加ロールの疲労の問題があ
り、実用化が困難な欠点がある。 こうした点を考えると、鋳型内あるいはストラ
ンド内での電磁撹拌は実用上の欠点が少なく、ま
た等軸晶化には効果があつて、一般に普及してい
る。しかし、電磁撹拌により等軸晶化が進むこと
による中心偏析の軽減は傾向的には認められるも
のの、実際には電磁撹拌を適用した連続鋳造スラ
ブを素材とする厚鋼板製品の機械特性は、電磁撹
拌をかけない同一素材の厚鋼板製品と比較して、
格別に顕著な改善は認められないし、また、電磁
撹拌を適用した連続鋳造ブルームを素材とする硬
鋼線材の破断率も電磁撹拌をかけない素材から得
た線材と比較して顕著な改善効果が認められては
いなかつた。 また、連続鋳造鋳片の最終凝固域において、鋳
片を軽圧下し、中心偏析の原因となる溶質濃化溶
鋼を鋳片の上方へ排出し中心偏析を排出する従来
技術がある。（特開昭54−107831） しかしながら、連続鋳造において最終凝固位置
でのクレータ先端は非常に鋭く、またクレータは
直線でなく波状になつていると言われており、そ
のような位置では、溶質濃化溶鋼がクレータの凹
部に閉じこめられ、その結果偏析度の大きい点状
の偏析が存在すると考えられる。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明はスラブないしはブルームの連続鋳片に
おいて、中心偏析を解消し健全な素材鋳片を製造
する方法を提供するものである。 第４図に硬鋼線用ブルーム鋳片の縦断面マクロ
組織を示す。該鋳片は低温鋳造したため下面側は
下面から軸心まで全域に亘り等軸晶が形成され
る。一方、上面側は上面から150mmの範囲が分岐
柱状晶でそれより内部は等軸晶である。軸心部は
鋳込方向に沿つてザク状のキヤビテイが断続的に
形成されている。ブルーム鋳片で特徴的なのは、
軸心近傍にＶ偏析を伴なうことで、これは鋼塊軸
心部に発生するＶ偏析と形態を異にし、むしろ鋼
塊での逆Ｖ偏析の形態を有する。Ｖ偏析は軸心を
中心にして幅約100mm程度の領域に発生する。第
２図は同一サイズ鋳片の軸心近傍におけるセミマ
クロ分析値の統計的な分布を示したものである。
これより中心偏析とこれに隣接した負偏析帯とが
鮮明に認められる。この図から負偏析の発生し始
める領域は軸心から40mmの範囲である。すなわち
軸心を中心とした80mmの幅の領域でバルクの溶質
移動があることが分る。この溶質移動が生じてい
る領域は該鋳片を鋳造した実際の鋳造条件の下
で、鋳込方向に沿う鋳片位置で見ると、鋳片内残
溶鋼プール最先端（クレータエンド）から手前８
〜10mから溶鋼プール最先端に至る間の位置に相
当している。さらにこのような範囲は鋳片断面寸
法、鋳造速度あるいは冷却条件などが変れば当然
変化するものであるが、実際の連続鋳造条件の下
では溶鋼プール最先端から手前２〜15mから溶鋼
プール最先端に至る範囲に相当している。そして
このような溶質濃化溶鋼の移動は第４図に示した
ようにＶ偏析線に沿つてじていることは、Ｖ偏析
についての表面分析を行つた結果から明らかとな
る。さらにこのような溶質濃化溶鋼の移動が生じ
るのは溶鋼プール内残溶鋼の凝固収縮に伴なう吸
引力によつて発生したものであることは、冶金的
な観察と簡単な数値計算から明らかにすることが
できる。 従つて、中心偏析を防止するには鋳片の軸心
（スラブの場合は厚さ中心）近傍における、溶鋼
プール内残溶鋼の凝固収縮に伴なう吸引力につて
発生した溶質濃化溶鋼の移動を阻止することであ
る。 〔問題点を解決するための手段〕 上記問題点を解決するための本発明の技術手段
は、鋼の連続鋳造において、残溶湯プールの鋳込
方向最先端より手前２〜15mの位置からプール最
先端位置まで、鋳込方向に沿う鋳片表面温度を、
鋳片の液芯核の凝固の進行に合わせて、鋼のA3
変態温度もしくはＡcm変態の開始温度TA以上で
次式に示す有効鋳片表面温度TV以下の温度に逐
次強制冷却して鋳片凝固殻を収縮せしめ、鋳片断
面を減面して鋳造することを特徴とする。 Ta＋（TN−Ta）×0.3＝TV 但し、 TN：ピンチロールを出た後の自然放冷による
鋳片表面温度 Ta：凝固収縮量を補償するに必要な凝固殻平
均冷却を得る鋳片表面温度 〔作用〕 上記技術手段は溶鋼プール内残溶鋼の凝固すな
わち鋼片の液芯核の凝固に伴なう収縮量を鋳片凝
固殻を収縮変形させることにより補償するので、
溶質濃化溶鋼の軸心部へ向けての移動を阻止する
作用をなす。溶鋼プール内残溶鋼の凝固収縮に伴
なう収縮量すなわち圧縮変形歪を鋳片断面積、鋳
込速度、冷却水比など種々の鋳造条件に対して計
算すると第３図に影線を付した領域内にある。 鋳片凝固殻に外部から収縮を与えて鋳片の液芯
核の収縮を補償しようとすると、液芯核に有効に
作用する収縮量は、外部からの収縮の印加方法に
も依存するが、印加歪の1/2〜1/10に低下する。
これを歪効率ηであらわす。例えば偏平比1.4程
度のビレツト鋳片を厚さ方向への収縮歪を与えよ
うとすると歪効率はη＝0.2となることが実験的
検証により判明した。 鋳片凝固殻に圧縮歪を加える手段として、鋳片
表面を強制冷却し、凝固殻の平均温度を必要とす
る圧縮歪が得られるように鋳片の液芯核の凝固に
よる体積収縮量相当量だけ低下させてやれば、残
溶鋼液芯核の凝固に伴なう収縮歪を完全に補償
し、溶質濃化溶鋼のＶ状偏析線に沿う移動を阻止
することができる。 例えばブルーム鋳片の場合、溶鋼プールはピン
チロールの先方に大きく突き出していて、この領
域は通常水冷を行わず復熱するにまかせている。
第５図は鋳片のメニスカスのからの距離とその表
面温度を示したものである。第５図中に示されて
いるNo.７ピンチロールを出たあとの自然放冷によ
る鋳片表面温度TNは復熱の状態を示している。
ピンチロールを出た後の領域においても溶鋼液芯
核の凝固は着実に進行し凝固収縮は生じているに
も拘らず、鋳片凝固殻は復熱によりむしろ膨張す
る傾向にある。 従つて溶質濃化溶鋼にＶ偏析線に沿う吸引を
益々助長し、ひいては中心偏析の発生程度を促進
することとなる。そこで第１図に示したように溶
鋼プール最先端に至る当該位置範囲にスプレーを
設置することにより、鋳片凝固殻を強制的に冷却
し凝固殻を収縮させ、溶鋼液芯核の凝固収縮を補
償する。 この方法により中心偏析を軽減するためには、
スプレーを配置した位置での凝固収縮量ならびに
確保すべき表面温度を把握しなければならない。
そこでまず、鋳片の伝熱解析を行いスプレー配置
位置での凝固プロフイールから下記(1)式によつて
凝固収縮量を求めた。 凝固シエル断面を第６図に模式的に示した。 シエルプロフイールfsiは回転放物体であると
仮定する。 等固相率fi，fi+1のシエルプロフイールは異な
る固相率間で合同である。 以上の仮定の下で鋳片がxiからxi+1まですすむ
間の体積収縮率ηは、 ここで、 η：凝固時の体積収縮率 β：凝固収縮率 fsi：ｉ番目の領域の固相率 Vi：面xi，xi+1，fi，fsiで囲まれた体積 Ｗ：鋳片幅 Ｄ：鋳片長 である。次に鋳片の凝固殻を冷却し、凝固時の体
積収縮を補うためには次の(2)式が成りたたなけれ
ばならない。 ηm＝ηo+1−ηn ……(2) ここで、 ηm：凝固殻の収縮率 ηn：ｎ層での凝固収縮率 ηo+1：ｎ＋１層での凝固収縮率 である。凝固収縮率ηmは次の(3)式で表わされ、
上記(1)式で求めた各層の体積収縮率の差を代入す
ることにより、凝固殻の平均温度降下量ΔTを得
る。 ηm＝（Ｗ−Ｌ）2・πD／W2πD ×α・ΔT×100 ……(3) ここで、 Ｌ：鋳片軸心からfs＝１までの距離 α：面膨張係数 ΔT：凝固殻の平均温度降下量 である。上記(3)式で求めた凝固殻の平均温度と鋳
片表面温度の関係は下記(4)式で表わされる（H.S
CARSLAW，J.C.JAEGER：“Conduction of
heat in solids”，Oxford University Press，
second edition 1959 P.99〜100）。さらに表面温
度がTaに保たれたｘ／ｌ＝１ではT1に保たれる
とすると温度プロフイールは下記(5)式の如く近似
される。 従つて、(5)式で求めたTaに鋳片表面温度を制
御することにより中心偏析の原因となる凝固時の
体積収縮が補償される。 Ｔ＝Ta＋（T0−Ta）ｘ／ｌ＋２／π∞ 〓 〓1 T0 cos nπ−T0／ｎsinnπx／ｌ・exp（−kπ2n2＋ｔ
／l2） ＋２／ｌ∞ 〓 〓1 sinnπx／ｌ・exp（−kπ2n2t／ｌ∫l/of′（ｘ）′si
nnπx′／ｌdx′……(4) Ｔ＝Ta＋（T1−Ta）ｘ／ｌ＋２／π｛−Ta＋
T0｝・sinπ／ｌｘ・exp（−kπ2・ｔ／l2） ……(5) ここで、 Ｔ：凝固殻の平均温度 ｌ：fs＝１から表面までの距離 Ta：Ｔを保つために必要な表面温度 ｘ：凝固殻の平均温度決定位置からfs＝１まで
の距離 T0：最初の表面温度 ｋ：熱伝導率 T1：固相線温度 ｔ：直線近似に要する時間 第５図に0.8％Ｃ，0.24％Si，0.8％Mn，0.010
％Ｐ，0.007％Ｓ，0.03％Alを含有するブルーム
鋳片の通常操業時におけるピンチロールを出た後
の鋳片表面温度の一例を示した。自然放冷のまま
の鋳片表面温度は破線で示した温度TNとなつた。
自然放冷時の鋳片温度がこの破線に示す鋳片表面
温度TNである場合に、第３図に示す凝固収縮量
を補償するために必要とする凝固殻平均冷却度を
得ることができる鋳片表面温度Taを実線で示し
た。 連続鋳片の中心偏析を軽減するためには、ピン
チロールを出たあとの鋳片の表面温度が第５図の
影線を施した領域にあればよいことが実験によつ
て確かめられた。 影線を施した領域の上限温度TVは上記温度Ta
よりも高くてもよく、その許容範囲は、図中に破
線で示した温度TNと、実線で示した上記温度Ta
との差の30％高温側にあつても効果があるという
実験結果に基づくものである。その実験結果を第
７図に示す。第７図中に中心偏析比（Ｃ／C0）
を示しているが、Ｃは鋳片中心の組成、このC0
は鋳造前溶鋼（例えばタンデツシユ内）の組成で
ある。 次に第５図に示す鋳片表面温度の下限温度は、
0.8％Ｃ，0.24％Si，0.8％Mn，0.010％Ｐ，0.007
％Ｓ，0.03％Alを含有する鋼のγ相から（α＋
Fe3C）相への変態開始温度TA（本鋼種：690℃）
である。鋳片表面温度の下限を変態温度TAに規
定する理由は次の通りである。鋼は冷却により収
縮するが、変態温度に到達すると膨張に変る。そ
こで鋳片軸心に濃化溶鋼が存在する場合、鋳片表
面を冷却し鋳片凝固殻を収縮させれば、未凝固部
分凝固時の収縮量を補償することとなり、中心偏
析は軽減されるが、鋳片表面がその鋼種の変態温
度を下回ると膨張し、濃化溶鋼が吸引され中心偏
析が助長される。従つて表面温度を変態温度TA
より高く保つ必要がある。 以上詳述したように、溶鋼プール最先端に至る
位置範囲にスプレーを設置し鋳片表面を水冷する
場合、その表面温度を、凝固収縮量を補償するた
めに必要とする凝固殻平均冷却度が得られる鋳片
表面温度と従来法の温度差の30％分高温移行した
表面温度を上限とし、水冷を行う鋼種のA3変態
もしくはＡcm変態開始温度を下限とする温度範囲
内に制御することにより、確実に中心偏析を軽減
させることができる。 各鋼種のA3もしくはＡcm変態開始温度、すな
わち体積膨張開始温度は示差熱膨張測定にて確認
することが好ましい。 〔実施例〕 鋳片断面560×400mmの硬線用ブルーム鋳片（Ｃ
＝0.80％）を鋳造速度0.55m／分、水比0.55l／Kg
で連続鋳造した。 実施例のＡストランドではメニスカスから23〜
29mの範囲に第１図に示したスプレー配管を設置
してスプレー冷却し、第５図中に実線で示した鋳
片表面温度Ta′を得た。 本鋳造条件のもとでは、溶鋼プール最先端はメ
ニスカスから28.5mの位置であり、この位置は本
発明に基づく付加的スプレー冷却を行うことによ
り手前（メニスカス側）に移動してくるが、この
スプレー冷却帯内にあり、本発明の効果は損なわ
れないことは別途確認した。 比較例としてＢストランドにＡストランドと同
じスプレー配管を用いて、故意にスプレー冷却水
量をＡストランドの２倍にし、鋳片表面温度が冷
却開始後約4mでA3変態点を下回るようにした。
また別の比較例Ｃストランドは従来法で鋳造し
た。 こうして鋳造した各ストランドのブルーム鋳片
をサンプルとして採取し、中心偏析を調査すると
ともに、圧延、線引によりPC鋼線を製造し、セ
メンタイト評点、カツピー破面率を調べた。その
結果を第１表に示した。実施例は比較例に比し、
中心偏析Ｃ／C0のばらつき（標準偏差）が約1/1
０となり、セメンタイト評点はＣストランドでは
粒界にセメンタイトの発生が見られ、Ｂストラン
ドでは全粒界に発生していたが、実施例では全く
認められず評点は０であつた。
関し、さらに詳しくは中心偏析を軽減し、中心偏
析に起因するところの、鋼板における低温靭性、
耐ラメラーテイヤー性、耐HIC性等の向上を図
り、さらに軸受鋼の転動疲労寿命や硬鋼線材にお
ける断線率やカツピー破断率を向上する方法に関
する。 〔従来の技術〕 連続鋳造スラブやブルームの中心偏析を軽減す
るためには、適正なロール間隔の設定とロール配
列の整備あるいは適正な２次冷却によりバルジン
グの発生を防止することが必要である。 一方、溶鋼過熱度の低下、鋳型への冷却材の添
加、鋳型内溶鋼への電磁撹拌の適用、ストランド
内での鋳片に対する超音波の印加、さらにはスト
ランド内での溶鋼への電磁撹拌の適用、などの方
法により中心偏析を軽減する技術が広く普及して
いる。これらの方法はいずれも鋳造組織を等軸晶
化して溶質の微細分散化を図り中心偏析を軽減す
ることを目的としている。 溶鋼過熱度の低下は、等軸晶化を図る上で有効
ではあるが鋳造温度を狭い範囲に制御する必要が
あり、操業の安定性を阻害するという欠点があ
る。 冷却材の添加も等軸晶化には有効であるが、冷
却材の溶け残りや、モールドスラグの巻き込みを
誘起することがあり、UT欠陥を生じ易いという
欠点がある。 鋳片への超音波の印加は原理的には有効である
が実施技術として印加ロールの疲労の問題があ
り、実用化が困難な欠点がある。 こうした点を考えると、鋳型内あるいはストラ
ンド内での電磁撹拌は実用上の欠点が少なく、ま
た等軸晶化には効果があつて、一般に普及してい
る。しかし、電磁撹拌により等軸晶化が進むこと
による中心偏析の軽減は傾向的には認められるも
のの、実際には電磁撹拌を適用した連続鋳造スラ
ブを素材とする厚鋼板製品の機械特性は、電磁撹
拌をかけない同一素材の厚鋼板製品と比較して、
格別に顕著な改善は認められないし、また、電磁
撹拌を適用した連続鋳造ブルームを素材とする硬
鋼線材の破断率も電磁撹拌をかけない素材から得
た線材と比較して顕著な改善効果が認められては
いなかつた。 また、連続鋳造鋳片の最終凝固域において、鋳
片を軽圧下し、中心偏析の原因となる溶質濃化溶
鋼を鋳片の上方へ排出し中心偏析を排出する従来
技術がある。（特開昭54−107831） しかしながら、連続鋳造において最終凝固位置
でのクレータ先端は非常に鋭く、またクレータは
直線でなく波状になつていると言われており、そ
のような位置では、溶質濃化溶鋼がクレータの凹
部に閉じこめられ、その結果偏析度の大きい点状
の偏析が存在すると考えられる。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明はスラブないしはブルームの連続鋳片に
おいて、中心偏析を解消し健全な素材鋳片を製造
する方法を提供するものである。 第４図に硬鋼線用ブルーム鋳片の縦断面マクロ
組織を示す。該鋳片は低温鋳造したため下面側は
下面から軸心まで全域に亘り等軸晶が形成され
る。一方、上面側は上面から150mmの範囲が分岐
柱状晶でそれより内部は等軸晶である。軸心部は
鋳込方向に沿つてザク状のキヤビテイが断続的に
形成されている。ブルーム鋳片で特徴的なのは、
軸心近傍にＶ偏析を伴なうことで、これは鋼塊軸
心部に発生するＶ偏析と形態を異にし、むしろ鋼
塊での逆Ｖ偏析の形態を有する。Ｖ偏析は軸心を
中心にして幅約100mm程度の領域に発生する。第
２図は同一サイズ鋳片の軸心近傍におけるセミマ
クロ分析値の統計的な分布を示したものである。
これより中心偏析とこれに隣接した負偏析帯とが
鮮明に認められる。この図から負偏析の発生し始
める領域は軸心から40mmの範囲である。すなわち
軸心を中心とした80mmの幅の領域でバルクの溶質
移動があることが分る。この溶質移動が生じてい
る領域は該鋳片を鋳造した実際の鋳造条件の下
で、鋳込方向に沿う鋳片位置で見ると、鋳片内残
溶鋼プール最先端（クレータエンド）から手前８
〜10mから溶鋼プール最先端に至る間の位置に相
当している。さらにこのような範囲は鋳片断面寸
法、鋳造速度あるいは冷却条件などが変れば当然
変化するものであるが、実際の連続鋳造条件の下
では溶鋼プール最先端から手前２〜15mから溶鋼
プール最先端に至る範囲に相当している。そして
このような溶質濃化溶鋼の移動は第４図に示した
ようにＶ偏析線に沿つてじていることは、Ｖ偏析
についての表面分析を行つた結果から明らかとな
る。さらにこのような溶質濃化溶鋼の移動が生じ
るのは溶鋼プール内残溶鋼の凝固収縮に伴なう吸
引力によつて発生したものであることは、冶金的
な観察と簡単な数値計算から明らかにすることが
できる。 従つて、中心偏析を防止するには鋳片の軸心
（スラブの場合は厚さ中心）近傍における、溶鋼
プール内残溶鋼の凝固収縮に伴なう吸引力につて
発生した溶質濃化溶鋼の移動を阻止することであ
る。 〔問題点を解決するための手段〕 上記問題点を解決するための本発明の技術手段
は、鋼の連続鋳造において、残溶湯プールの鋳込
方向最先端より手前２〜15mの位置からプール最
先端位置まで、鋳込方向に沿う鋳片表面温度を、
鋳片の液芯核の凝固の進行に合わせて、鋼のA3
変態温度もしくはＡcm変態の開始温度TA以上で
次式に示す有効鋳片表面温度TV以下の温度に逐
次強制冷却して鋳片凝固殻を収縮せしめ、鋳片断
面を減面して鋳造することを特徴とする。 Ta＋（TN−Ta）×0.3＝TV 但し、 TN：ピンチロールを出た後の自然放冷による
鋳片表面温度 Ta：凝固収縮量を補償するに必要な凝固殻平
均冷却を得る鋳片表面温度 〔作用〕 上記技術手段は溶鋼プール内残溶鋼の凝固すな
わち鋼片の液芯核の凝固に伴なう収縮量を鋳片凝
固殻を収縮変形させることにより補償するので、
溶質濃化溶鋼の軸心部へ向けての移動を阻止する
作用をなす。溶鋼プール内残溶鋼の凝固収縮に伴
なう収縮量すなわち圧縮変形歪を鋳片断面積、鋳
込速度、冷却水比など種々の鋳造条件に対して計
算すると第３図に影線を付した領域内にある。 鋳片凝固殻に外部から収縮を与えて鋳片の液芯
核の収縮を補償しようとすると、液芯核に有効に
作用する収縮量は、外部からの収縮の印加方法に
も依存するが、印加歪の1/2〜1/10に低下する。
これを歪効率ηであらわす。例えば偏平比1.4程
度のビレツト鋳片を厚さ方向への収縮歪を与えよ
うとすると歪効率はη＝0.2となることが実験的
検証により判明した。 鋳片凝固殻に圧縮歪を加える手段として、鋳片
表面を強制冷却し、凝固殻の平均温度を必要とす
る圧縮歪が得られるように鋳片の液芯核の凝固に
よる体積収縮量相当量だけ低下させてやれば、残
溶鋼液芯核の凝固に伴なう収縮歪を完全に補償
し、溶質濃化溶鋼のＶ状偏析線に沿う移動を阻止
することができる。 例えばブルーム鋳片の場合、溶鋼プールはピン
チロールの先方に大きく突き出していて、この領
域は通常水冷を行わず復熱するにまかせている。
第５図は鋳片のメニスカスのからの距離とその表
面温度を示したものである。第５図中に示されて
いるNo.７ピンチロールを出たあとの自然放冷によ
る鋳片表面温度TNは復熱の状態を示している。
ピンチロールを出た後の領域においても溶鋼液芯
核の凝固は着実に進行し凝固収縮は生じているに
も拘らず、鋳片凝固殻は復熱によりむしろ膨張す
る傾向にある。 従つて溶質濃化溶鋼にＶ偏析線に沿う吸引を
益々助長し、ひいては中心偏析の発生程度を促進
することとなる。そこで第１図に示したように溶
鋼プール最先端に至る当該位置範囲にスプレーを
設置することにより、鋳片凝固殻を強制的に冷却
し凝固殻を収縮させ、溶鋼液芯核の凝固収縮を補
償する。 この方法により中心偏析を軽減するためには、
スプレーを配置した位置での凝固収縮量ならびに
確保すべき表面温度を把握しなければならない。
そこでまず、鋳片の伝熱解析を行いスプレー配置
位置での凝固プロフイールから下記(1)式によつて
凝固収縮量を求めた。 凝固シエル断面を第６図に模式的に示した。 シエルプロフイールfsiは回転放物体であると
仮定する。 等固相率fi，fi+1のシエルプロフイールは異な
る固相率間で合同である。 以上の仮定の下で鋳片がxiからxi+1まですすむ
間の体積収縮率ηは、 ここで、 η：凝固時の体積収縮率 β：凝固収縮率 fsi：ｉ番目の領域の固相率 Vi：面xi，xi+1，fi，fsiで囲まれた体積 Ｗ：鋳片幅 Ｄ：鋳片長 である。次に鋳片の凝固殻を冷却し、凝固時の体
積収縮を補うためには次の(2)式が成りたたなけれ
ばならない。 ηm＝ηo+1−ηn ……(2) ここで、 ηm：凝固殻の収縮率 ηn：ｎ層での凝固収縮率 ηo+1：ｎ＋１層での凝固収縮率 である。凝固収縮率ηmは次の(3)式で表わされ、
上記(1)式で求めた各層の体積収縮率の差を代入す
ることにより、凝固殻の平均温度降下量ΔTを得
る。 ηm＝（Ｗ−Ｌ）2・πD／W2πD ×α・ΔT×100 ……(3) ここで、 Ｌ：鋳片軸心からfs＝１までの距離 α：面膨張係数 ΔT：凝固殻の平均温度降下量 である。上記(3)式で求めた凝固殻の平均温度と鋳
片表面温度の関係は下記(4)式で表わされる（H.S
CARSLAW，J.C.JAEGER：“Conduction of
heat in solids”，Oxford University Press，
second edition 1959 P.99〜100）。さらに表面温
度がTaに保たれたｘ／ｌ＝１ではT1に保たれる
とすると温度プロフイールは下記(5)式の如く近似
される。 従つて、(5)式で求めたTaに鋳片表面温度を制
御することにより中心偏析の原因となる凝固時の
体積収縮が補償される。 Ｔ＝Ta＋（T0−Ta）ｘ／ｌ＋２／π∞ 〓 〓1 T0 cos nπ−T0／ｎsinnπx／ｌ・exp（−kπ2n2＋ｔ
／l2） ＋２／ｌ∞ 〓 〓1 sinnπx／ｌ・exp（−kπ2n2t／ｌ∫l/of′（ｘ）′si
nnπx′／ｌdx′……(4) Ｔ＝Ta＋（T1−Ta）ｘ／ｌ＋２／π｛−Ta＋
T0｝・sinπ／ｌｘ・exp（−kπ2・ｔ／l2） ……(5) ここで、 Ｔ：凝固殻の平均温度 ｌ：fs＝１から表面までの距離 Ta：Ｔを保つために必要な表面温度 ｘ：凝固殻の平均温度決定位置からfs＝１まで
の距離 T0：最初の表面温度 ｋ：熱伝導率 T1：固相線温度 ｔ：直線近似に要する時間 第５図に0.8％Ｃ，0.24％Si，0.8％Mn，0.010
％Ｐ，0.007％Ｓ，0.03％Alを含有するブルーム
鋳片の通常操業時におけるピンチロールを出た後
の鋳片表面温度の一例を示した。自然放冷のまま
の鋳片表面温度は破線で示した温度TNとなつた。
自然放冷時の鋳片温度がこの破線に示す鋳片表面
温度TNである場合に、第３図に示す凝固収縮量
を補償するために必要とする凝固殻平均冷却度を
得ることができる鋳片表面温度Taを実線で示し
た。 連続鋳片の中心偏析を軽減するためには、ピン
チロールを出たあとの鋳片の表面温度が第５図の
影線を施した領域にあればよいことが実験によつ
て確かめられた。 影線を施した領域の上限温度TVは上記温度Ta
よりも高くてもよく、その許容範囲は、図中に破
線で示した温度TNと、実線で示した上記温度Ta
との差の30％高温側にあつても効果があるという
実験結果に基づくものである。その実験結果を第
７図に示す。第７図中に中心偏析比（Ｃ／C0）
を示しているが、Ｃは鋳片中心の組成、このC0
は鋳造前溶鋼（例えばタンデツシユ内）の組成で
ある。 次に第５図に示す鋳片表面温度の下限温度は、
0.8％Ｃ，0.24％Si，0.8％Mn，0.010％Ｐ，0.007
％Ｓ，0.03％Alを含有する鋼のγ相から（α＋
Fe3C）相への変態開始温度TA（本鋼種：690℃）
である。鋳片表面温度の下限を変態温度TAに規
定する理由は次の通りである。鋼は冷却により収
縮するが、変態温度に到達すると膨張に変る。そ
こで鋳片軸心に濃化溶鋼が存在する場合、鋳片表
面を冷却し鋳片凝固殻を収縮させれば、未凝固部
分凝固時の収縮量を補償することとなり、中心偏
析は軽減されるが、鋳片表面がその鋼種の変態温
度を下回ると膨張し、濃化溶鋼が吸引され中心偏
析が助長される。従つて表面温度を変態温度TA
より高く保つ必要がある。 以上詳述したように、溶鋼プール最先端に至る
位置範囲にスプレーを設置し鋳片表面を水冷する
場合、その表面温度を、凝固収縮量を補償するた
めに必要とする凝固殻平均冷却度が得られる鋳片
表面温度と従来法の温度差の30％分高温移行した
表面温度を上限とし、水冷を行う鋼種のA3変態
もしくはＡcm変態開始温度を下限とする温度範囲
内に制御することにより、確実に中心偏析を軽減
させることができる。 各鋼種のA3もしくはＡcm変態開始温度、すな
わち体積膨張開始温度は示差熱膨張測定にて確認
することが好ましい。 〔実施例〕 鋳片断面560×400mmの硬線用ブルーム鋳片（Ｃ
＝0.80％）を鋳造速度0.55m／分、水比0.55l／Kg
で連続鋳造した。 実施例のＡストランドではメニスカスから23〜
29mの範囲に第１図に示したスプレー配管を設置
してスプレー冷却し、第５図中に実線で示した鋳
片表面温度Ta′を得た。 本鋳造条件のもとでは、溶鋼プール最先端はメ
ニスカスから28.5mの位置であり、この位置は本
発明に基づく付加的スプレー冷却を行うことによ
り手前（メニスカス側）に移動してくるが、この
スプレー冷却帯内にあり、本発明の効果は損なわ
れないことは別途確認した。 比較例としてＢストランドにＡストランドと同
じスプレー配管を用いて、故意にスプレー冷却水
量をＡストランドの２倍にし、鋳片表面温度が冷
却開始後約4mでA3変態点を下回るようにした。
また別の比較例Ｃストランドは従来法で鋳造し
た。 こうして鋳造した各ストランドのブルーム鋳片
をサンプルとして採取し、中心偏析を調査すると
ともに、圧延、線引によりPC鋼線を製造し、セ
メンタイト評点、カツピー破面率を調べた。その
結果を第１表に示した。実施例は比較例に比し、
中心偏析Ｃ／C0のばらつき（標準偏差）が約1/1
０となり、セメンタイト評点はＣストランドでは
粒界にセメンタイトの発生が見られ、Ｂストラン
ドでは全粒界に発生していたが、実施例では全く
認められず評点は０であつた。
【表】
またカツピー破面率はＣストランド6.5％、Ｂ
ストランドでは12.2％であつたが実施例では０と
なつた。このように本発明が極めて優れているこ
とが明確である。 セメンタイト評点とは伸線前の圧延材（８〜10
mmφ）の横断面をピクリン酸飽和水溶液にて腐食
し、その断面のセメンタイト析出状況を顕微鏡観
察により０，１，２，３の４段階に評点化するも
のである。 例えば評点０はセメンタイトの析出が全くない
もの、評点４はセメンタイトの析出がネツトワー
ク状にあるもの、評点１，２は析出が生じている
が断続的なものである。 また、カツピー破面率とは伸線材（４mmφの７
本撚り）を引張り試験し、破面の形状判定により
７本中のカツプ状破面の割合で示す。 また、前述した鋳造条件にて0.45％Ｃ，0.24％
Si，1.10％Mn，0.010％Ｐ，0.007％Ｓを含有する
鋼について本発明法を適応し実験した。その時の
表面温度推移を第８図に示す。実施例は本鋼種の
A1変態温度712℃とTaの間に位置する。 この実験に適用した鋼種は、40mmφに圧延され
焼入を施されるが、中心偏析によりマルテンサイ
トが発生し中心部で割れが発生することがある。 第２表に鋳片の中心偏析結果と焼入後の割れの
発生率を示す。
ストランドでは12.2％であつたが実施例では０と
なつた。このように本発明が極めて優れているこ
とが明確である。 セメンタイト評点とは伸線前の圧延材（８〜10
mmφ）の横断面をピクリン酸飽和水溶液にて腐食
し、その断面のセメンタイト析出状況を顕微鏡観
察により０，１，２，３の４段階に評点化するも
のである。 例えば評点０はセメンタイトの析出が全くない
もの、評点４はセメンタイトの析出がネツトワー
ク状にあるもの、評点１，２は析出が生じている
が断続的なものである。 また、カツピー破面率とは伸線材（４mmφの７
本撚り）を引張り試験し、破面の形状判定により
７本中のカツプ状破面の割合で示す。 また、前述した鋳造条件にて0.45％Ｃ，0.24％
Si，1.10％Mn，0.010％Ｐ，0.007％Ｓを含有する
鋼について本発明法を適応し実験した。その時の
表面温度推移を第８図に示す。実施例は本鋼種の
A1変態温度712℃とTaの間に位置する。 この実験に適用した鋼種は、40mmφに圧延され
焼入を施されるが、中心偏析によりマルテンサイ
トが発生し中心部で割れが発生することがある。 第２表に鋳片の中心偏析結果と焼入後の割れの
発生率を示す。
本発明により、連続鋳造のスラブやブルームの
中心偏析を軽減し、低温靭性、対ラメラーテイヤ
ー性、耐HIC性の向上、軸受鋼における転動疲労
寿命、硬鋼線材における断線率やカツピー破断率
を向上することができる。
中心偏析を軽減し、低温靭性、対ラメラーテイヤ
ー性、耐HIC性の向上、軸受鋼における転動疲労
寿命、硬鋼線材における断線率やカツピー破断率
を向上することができる。
第１図は中心偏析を低減するためのスプレーノ
ズルの配置図、第２図は鋳片軸心近傍のセミマク
ロ偏析を示すグラフ、第３図は溶鋼プール内残溶
鋼の凝固に伴なう収縮量を補償するに必要な圧縮
変形歪を示すグラフ、第４は硬鋼線材ブルームの
マクロ組織を示す金属組織の写真（倍率0.25倍）、
第５は本発明の実施例と比較例の鋳片表面温度推
移を示す図表、第６図は凝固シエル断面の模式
図、第７図は中心偏析に有効な温度範囲を決定す
る実験結果を示すグラフ、第８図は0.45％Ｃ鋼に
本発明を適用した時の表面温度推移を示すグラフ
である。 １……凝固殻、２……溶鋼プール、３……ピン
チロール、４……ローラテーブル、５……スプレ
ーノズル。
ズルの配置図、第２図は鋳片軸心近傍のセミマク
ロ偏析を示すグラフ、第３図は溶鋼プール内残溶
鋼の凝固に伴なう収縮量を補償するに必要な圧縮
変形歪を示すグラフ、第４は硬鋼線材ブルームの
マクロ組織を示す金属組織の写真（倍率0.25倍）、
第５は本発明の実施例と比較例の鋳片表面温度推
移を示す図表、第６図は凝固シエル断面の模式
図、第７図は中心偏析に有効な温度範囲を決定す
る実験結果を示すグラフ、第８図は0.45％Ｃ鋼に
本発明を適用した時の表面温度推移を示すグラフ
である。 １……凝固殻、２……溶鋼プール、３……ピン
チロール、４……ローラテーブル、５……スプレ
ーノズル。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 鋼の連続鋳造において、残溶湯プールの鋳込
方向最先端より手前２〜15mの位置からプール最
先端位置までの鋳込方向に沿う鋳片表面温度を、
鋳片の液芯核の凝固の進行に合わせて、鋼のA3
変態温度もしくはＡcm変態の開始温度TA以上で
次式に示す有効鋳片表面温度TV以下の温度に逐
次強制冷却して鋳片凝固殻を収縮せしめ、鋳片断
面を減面して鋳造することを特徴とする中心偏析
の少ない連続鋳造方法。 記 Ta＋（TN−Ta）×0.3＝TV 但し、 TN：ピンチロールを出た後の自然放冷による
鋳片表面温度 Ta：凝固収縮量を補償するに必要な凝固殻平
均冷却を得る鋳片表面温度
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10389286A JPS62263855A (ja) | 1986-05-08 | 1986-05-08 | 中心偏析の少ない連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10389286A JPS62263855A (ja) | 1986-05-08 | 1986-05-08 | 中心偏析の少ない連続鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62263855A JPS62263855A (ja) | 1987-11-16 |
| JPH0346217B2 true JPH0346217B2 (ja) | 1991-07-15 |
Family
ID=14366074
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10389286A Granted JPS62263855A (ja) | 1986-05-08 | 1986-05-08 | 中心偏析の少ない連続鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62263855A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9174262B2 (en) | 2010-04-12 | 2015-11-03 | Crown Packaging Technology, Inc. | Can manufacture |
| US9545655B2 (en) | 2010-02-04 | 2017-01-17 | Crown Packaging Technology, Inc. | Can manufacture |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2631263B1 (fr) * | 1988-05-13 | 1990-07-20 | Siderurgie Fse Inst Rech | Procede de refroidissement d'un produit metallique coule en continu |
| JP5145791B2 (ja) | 2007-06-28 | 2013-02-20 | 新日鐵住金株式会社 | 小断面ビレットの連続鋳造方法 |
-
1986
- 1986-05-08 JP JP10389286A patent/JPS62263855A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9545655B2 (en) | 2010-02-04 | 2017-01-17 | Crown Packaging Technology, Inc. | Can manufacture |
| US9174262B2 (en) | 2010-04-12 | 2015-11-03 | Crown Packaging Technology, Inc. | Can manufacture |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62263855A (ja) | 1987-11-16 |
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