JPH0541348B2 - - Google Patents
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- JPH0541348B2 JPH0541348B2 JP17143984A JP17143984A JPH0541348B2 JP H0541348 B2 JPH0541348 B2 JP H0541348B2 JP 17143984 A JP17143984 A JP 17143984A JP 17143984 A JP17143984 A JP 17143984A JP H0541348 B2 JPH0541348 B2 JP H0541348B2
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、連続鋳造鋳片の熱間割れ防止方法、
ならびにいわゆる直送圧延プロセスあるいはホツ
トチヤージ圧延プロセスにおける熱間割れを防止
する方法に関する。 さらに詳述すれば、本発明は、Si、Mnのうち
いずれかもしくは両方を含有する中低炭素鋼ある
いはAl、Nb、Ti、Ta、Ｖ、Ｂ等の合金元素を
それぞれ１％以下含有する低合金鋼を連続鋳造す
る方法および連続鋳造の直後に再加熱することな
く直ちに圧延する直送圧延プロセス、もしくは室
温まで冷却することなく再加熱後熱間圧延するホ
ツトチヤージ圧延プロセスにおいて、連続鋳造鋳
片ならび熱間圧延時の鋼片の割れ防止する方法に
関する。 （従来の技術） 上述のような中低炭素鋼や低合金鋼を、例えば
湾曲型連続鋳造機お用いた連続鋳造法によつて製
造する場合、連続鋳造鋳片には主として鋳片矯正
時に印加される曲げ応力や冷却によつて発生する
熱応力などによつて表面割れが発生するごとが多
く、特に含Nb鋼においてその傾向が著しい。こ
のような割れは、次工程に進む前の手入れ工程を
必要とするので、そのために一旦室温付近にまで
冷却する必要がある。冷鋳片による通常の圧延プ
ロセスの場合にあつても手入れ工程を必要とする
ことは操業を復雑にし、コスト上昇をもたらし、
一方、省エネルギーや省力化によるコスト低減を
狙つた直送圧延やホツトチヤージ圧延に対しては
かる割れの発生は著しく障害となつている。 また鋳片に疵が生じなかつたとしても直送圧延
やホツトチヤージ圧延過程において割れを生ずる
こともあり、このことが同様にそれらのプロセス
の実用化に対し著しく障害となつている。なお、
そのような割れ発生は特に不純物としてのＳ含有
量が高い材料において著しい。 したがつて、直送圧延もしくはホツトチヤージ
圧延プロセスによつて安定して安価に製品を製造
するには、連続鋳造時の鋳片にみられる疵発生防
止およびその後続工程である直送圧延もしくはホ
ツトチヤージ圧延時の表面疵の発生をそれぞれ完
全に防止する方法の確立が望まれている。一方、
連続鋳造鋳片を一旦冷却して再加熱し熱間加工す
る場合でも、得られる連続鋳造鋳片そのものに疵
発生がなければ疵取りの工程が不要となりその実
益は極めて大きいため、かかる場合にあつても、
連続鋳造鋳片製造時の疵発生を完全に防止する方
法の確立が望まれている。 まず、このような連続鋳造鋳片に発生する表面
疵防止方法としては、特開昭58−128255号公報に
シヨツト玉の連続衝突方法が開示されている。し
かしながら、当該公報のp.290、３〜７行以下に
述べられているように、その方法はモールド直下
において割れ疵の圧着、噛み込み異物の除去およ
び鋳片表面酸化の防止を目的としたものであり、
しかも当該公報の第４図からも明らかなように、
モールド直下、ガイドロールに入る前の過程の処
理にすぎない。割れはその後にも発生するもので
あり、後述するように割れ疵発生の完全な防止策
にはなつていない。 また特開昭54−155123公報には鋳片に1100〜
900℃という比較的高温状態で塑性歪を加える方
法が開示されているが、その方法は表層の塑性歪
量、鋳片温度、オーステナイト粒径を一定範囲に
調整するというもので、その作用効果はオーステ
ナイト粒度の微細化であつても、それによつてオ
ーステナイト粒界からのフイルム状初析フエライ
トの核生成を防止しようとするものであり、本発
明者らの知見によればこれらの条件だけでは疵発
生を完全に防止することはできない。しかもその
塑性歪を与える手段として提案されているロール
圧下、シヨツトブラスト、レーザーパルスでは、
いずれも十分な効果が得られない。すなわち、未
凝固部分を含む鋳片を通常のロールで圧下したの
では凝固殻の厚み全体が凹むだけであり、対象と
なる鋳片表層部に歪を付与することはできない。
またシヨツトブラストでは歪を付与できる深さが
浅くて効果を発揮するに至らず、またシヨツトの
回収方法に問題が多く非現実的である。さらにレ
ーザーパルスによる方法は鋳片表面厚さ数十μｍ
に熱を与えて内部との温度差によつて歪を付与し
ようとするものであり、熱鋳片にこのような方法
を適用するのは温度差が小さいので原理的に不可
能に近い。さらに鋳片表面には冷却水があるので
その効果はさらに簿くなり、実際の製造ラインへ
の適用は極めて困難である。ちなみに、その実施
例にあつては塑性歪みは引張りあるいは圧縮加工
を行つて付与している。 また、連続鋳造に続く直送圧延やホツトチヤー
ジ圧延プロセスにおける熱間圧延時の疵発生を防
止する手段としては、特公昭58−52442号公報に
開示されているように連続鋳造時に1150〜950℃
での10分間以上の加熱処理によつて析出物の球状
化および粗大化を行わせるなどの対策が提案され
ているものの、冷却速度を遅くするように制御す
るため冷却完了までに極めて長時間を要し、生産
性を著しく損なうので、理論的には可能であつて
も実操業への適用には多くの問題点がある。 このように、特公昭58−52442号公報に記載さ
れた発明にあつても、結果的には、スブラ矯正時
の割れをもたらすAlN等の微細析出を防止しよ
うとするのであるが、そのための手段において実
用面での問題点を有しているのである。 （発明が解決しようとする問題点） かくして本発明の目的は、生産性を全く損なう
ことなく、連続鋳造鋳片の製造の際ならびにそれ
らを直送圧延ないしはホツトチヤージ圧延する際
に発生する表面疵としての割れを完全に防止し、
かかるプロセスの安定操業を可能にして大幅なコ
スト低減を図ることにある。 本発明者らは、これらの表面欠陥としての割れ
が連続鋳造鋳片において冷却過程における低温オ
ーステナイト（γ）域において、場合によつては
フエライト（α）との共存域において鋳片にかか
る熱応力やこのような温度域での鋳片矯正時に鋳
片に加えられる外部応力等の低歪速度変形によつ
て発生すること〔Mat.Sci.Eng.、62（1984）
p.109〜119、およびTrans.JIM、25（1984）
p.160〜167〕また熱間圧延時においては比較的低
温のγ域における高歪速度変形によつて発生し、
いずれもγ粒界が破壊することによるものである
ことを知見し発表した。 本発明において鋳片表面に軽加工を加えた後に
矯正ロールを通過させるのは、上述のように、矯
正時の温度（低温γ域またはα＋γ2相共存域）
における低歪速度変形によつて表面疵が多発する
からてあり、その前に疵を発生させる析出物を粗
大化させて無害化し、割れの原因となる微細析出
物の生成を防止しようとするからに他ならない。 低歪速度変形時における材料の脆化は、AlN
やNbCあるいはTaC、TiC、VN等の炭窒化物が
変形中にγ粒界に連続的に析出し、かつ粒内にも
微細に析出したり、さらには粒界に相対的に軟い
フエライト（α）がフイルム状に析出して粒内が
相対的に強化され、歪がγ粒界に沿う無析出帯や
フイルム状αの軟い部分に集中して粒界析出物と
マトリツクスとの界面剥離を生じさせて起こるも
のである〔Mat.Sci.Eng.、62（1984）p.109〜
119、Trans.JIM、25（1984）p.160〜167〕。 また、熱間圧延の際にみられる高歪速度変形時
の脆化は、やはり変形中のγ粒界への（Fe、
Mn）Ｓの連続析出と粒内への微細析出による粒
内強化によつて同様に生ずるものである。この場
合、この高歪速度変形前に炭窒化物のγ粒界連続
析出と粒内析出が起こつていれば、（Fe、Mn）
Ｓによる脆化は著しく助長されることになる。 したがつて、両工程におけるｒ粒界割れによる
脆化を防止するにはγ粒を微細にして粒界脆化感
受性を下げるか、問題となる変形時（例えば鋳片
矯正と圧延時）までに析出物を粗大化して変形時
のγ粒界析出および粒内微細析出を防止すればよ
い。しかしながら現状においては設備上および操
業上の制約その他によつて十分な対策がとられて
ないのが実情である。例えば、凝固が進行中の析
出物の凝集粗大化は冷却速度を小さくするか冷却
中に恒温保持すれば実現できる〔炭窒化物につい
てはMat.Sci.Eng.、62（1984）p.109〜119、硫化
物については特公昭58−52442号公報を参照〕が、
冷却に桁違いに長い時間を要し、生産性を著しく
損なうので現実的ではない。またγ粒の再結晶を
利用して細粒化する試みもなされているが（特開
昭54−155123参照）、もとものγ粒が極めて粗大
であるので再結晶核としての粒界の面積が著しく
小さく、細粒化を図るには大きな歪を加える必要
があり、かつ特開昭54−155123号にいうように粒
径0.1mm以下の如き微細結晶粒とするには少なく
とも40％以上の塑性歪を与える必要があり、未凝
固部分を含む鋳片にこれを行うのは極めて困難で
あり、これまでのところ実用化されていない。一
方、γ←→α変態を利用してγ粒の微細化を図る試
みもなされているが、変態中にγ／α界面に
NbCやVNなどの炭窒化物が析出して変態を著し
く抑制するので微細化はむしろ極めて困難であ
り、これも十分は効果は得られていない。 また上述した脆化機構から考えて、鋼の化学成
分を調整して表面疵の発生を抑制することも考え
られるが、鋼の化学成分は鋼の材質、所要の特性
を与えるために添加せざるを得ないものもあるた
め制約が多く、抜本的対策とはなつていない。た
とえばAlNの析出防止にはAl、Ｎの低減もしく
はTiを添加してTiNとしてＮをγ粒内に固定す
れば延性の向上が望めるが、それらの低減にはコ
スト上昇が伴いまたTi添加は溶接部の靭性を損
なうなど害も多い。またNb添加等は製品の品質
を確保する上で不可欠であり、それの変更によつ
て対策をとることは不可能である。Ｓの低減も有
効であるがコスト上昇が伴うためトータルコスト
の低減には必ずしもつながらない。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、炭窒化物の粒内析出を図つた後
にγ←→α変態をさせて組織を微細にし、かつ硫化
物の粗大化を実用的な時間内に達成する方法につ
いて検討を重ね、鋳片が冷却中である900〜500℃
の低温域において表面疵に結びつく鋳片表層部に
加工を加えれば目的が達成されることを見い出し
た。 すなわち、第１表に示す組成の鋼を用意し、こ
れより引張試験片を採取して次の実験を行つた。
ならびにいわゆる直送圧延プロセスあるいはホツ
トチヤージ圧延プロセスにおける熱間割れを防止
する方法に関する。 さらに詳述すれば、本発明は、Si、Mnのうち
いずれかもしくは両方を含有する中低炭素鋼ある
いはAl、Nb、Ti、Ta、Ｖ、Ｂ等の合金元素を
それぞれ１％以下含有する低合金鋼を連続鋳造す
る方法および連続鋳造の直後に再加熱することな
く直ちに圧延する直送圧延プロセス、もしくは室
温まで冷却することなく再加熱後熱間圧延するホ
ツトチヤージ圧延プロセスにおいて、連続鋳造鋳
片ならび熱間圧延時の鋼片の割れ防止する方法に
関する。 （従来の技術） 上述のような中低炭素鋼や低合金鋼を、例えば
湾曲型連続鋳造機お用いた連続鋳造法によつて製
造する場合、連続鋳造鋳片には主として鋳片矯正
時に印加される曲げ応力や冷却によつて発生する
熱応力などによつて表面割れが発生するごとが多
く、特に含Nb鋼においてその傾向が著しい。こ
のような割れは、次工程に進む前の手入れ工程を
必要とするので、そのために一旦室温付近にまで
冷却する必要がある。冷鋳片による通常の圧延プ
ロセスの場合にあつても手入れ工程を必要とする
ことは操業を復雑にし、コスト上昇をもたらし、
一方、省エネルギーや省力化によるコスト低減を
狙つた直送圧延やホツトチヤージ圧延に対しては
かる割れの発生は著しく障害となつている。 また鋳片に疵が生じなかつたとしても直送圧延
やホツトチヤージ圧延過程において割れを生ずる
こともあり、このことが同様にそれらのプロセス
の実用化に対し著しく障害となつている。なお、
そのような割れ発生は特に不純物としてのＳ含有
量が高い材料において著しい。 したがつて、直送圧延もしくはホツトチヤージ
圧延プロセスによつて安定して安価に製品を製造
するには、連続鋳造時の鋳片にみられる疵発生防
止およびその後続工程である直送圧延もしくはホ
ツトチヤージ圧延時の表面疵の発生をそれぞれ完
全に防止する方法の確立が望まれている。一方、
連続鋳造鋳片を一旦冷却して再加熱し熱間加工す
る場合でも、得られる連続鋳造鋳片そのものに疵
発生がなければ疵取りの工程が不要となりその実
益は極めて大きいため、かかる場合にあつても、
連続鋳造鋳片製造時の疵発生を完全に防止する方
法の確立が望まれている。 まず、このような連続鋳造鋳片に発生する表面
疵防止方法としては、特開昭58−128255号公報に
シヨツト玉の連続衝突方法が開示されている。し
かしながら、当該公報のp.290、３〜７行以下に
述べられているように、その方法はモールド直下
において割れ疵の圧着、噛み込み異物の除去およ
び鋳片表面酸化の防止を目的としたものであり、
しかも当該公報の第４図からも明らかなように、
モールド直下、ガイドロールに入る前の過程の処
理にすぎない。割れはその後にも発生するもので
あり、後述するように割れ疵発生の完全な防止策
にはなつていない。 また特開昭54−155123公報には鋳片に1100〜
900℃という比較的高温状態で塑性歪を加える方
法が開示されているが、その方法は表層の塑性歪
量、鋳片温度、オーステナイト粒径を一定範囲に
調整するというもので、その作用効果はオーステ
ナイト粒度の微細化であつても、それによつてオ
ーステナイト粒界からのフイルム状初析フエライ
トの核生成を防止しようとするものであり、本発
明者らの知見によればこれらの条件だけでは疵発
生を完全に防止することはできない。しかもその
塑性歪を与える手段として提案されているロール
圧下、シヨツトブラスト、レーザーパルスでは、
いずれも十分な効果が得られない。すなわち、未
凝固部分を含む鋳片を通常のロールで圧下したの
では凝固殻の厚み全体が凹むだけであり、対象と
なる鋳片表層部に歪を付与することはできない。
またシヨツトブラストでは歪を付与できる深さが
浅くて効果を発揮するに至らず、またシヨツトの
回収方法に問題が多く非現実的である。さらにレ
ーザーパルスによる方法は鋳片表面厚さ数十μｍ
に熱を与えて内部との温度差によつて歪を付与し
ようとするものであり、熱鋳片にこのような方法
を適用するのは温度差が小さいので原理的に不可
能に近い。さらに鋳片表面には冷却水があるので
その効果はさらに簿くなり、実際の製造ラインへ
の適用は極めて困難である。ちなみに、その実施
例にあつては塑性歪みは引張りあるいは圧縮加工
を行つて付与している。 また、連続鋳造に続く直送圧延やホツトチヤー
ジ圧延プロセスにおける熱間圧延時の疵発生を防
止する手段としては、特公昭58−52442号公報に
開示されているように連続鋳造時に1150〜950℃
での10分間以上の加熱処理によつて析出物の球状
化および粗大化を行わせるなどの対策が提案され
ているものの、冷却速度を遅くするように制御す
るため冷却完了までに極めて長時間を要し、生産
性を著しく損なうので、理論的には可能であつて
も実操業への適用には多くの問題点がある。 このように、特公昭58−52442号公報に記載さ
れた発明にあつても、結果的には、スブラ矯正時
の割れをもたらすAlN等の微細析出を防止しよ
うとするのであるが、そのための手段において実
用面での問題点を有しているのである。 （発明が解決しようとする問題点） かくして本発明の目的は、生産性を全く損なう
ことなく、連続鋳造鋳片の製造の際ならびにそれ
らを直送圧延ないしはホツトチヤージ圧延する際
に発生する表面疵としての割れを完全に防止し、
かかるプロセスの安定操業を可能にして大幅なコ
スト低減を図ることにある。 本発明者らは、これらの表面欠陥としての割れ
が連続鋳造鋳片において冷却過程における低温オ
ーステナイト（γ）域において、場合によつては
フエライト（α）との共存域において鋳片にかか
る熱応力やこのような温度域での鋳片矯正時に鋳
片に加えられる外部応力等の低歪速度変形によつ
て発生すること〔Mat.Sci.Eng.、62（1984）
p.109〜119、およびTrans.JIM、25（1984）
p.160〜167〕また熱間圧延時においては比較的低
温のγ域における高歪速度変形によつて発生し、
いずれもγ粒界が破壊することによるものである
ことを知見し発表した。 本発明において鋳片表面に軽加工を加えた後に
矯正ロールを通過させるのは、上述のように、矯
正時の温度（低温γ域またはα＋γ2相共存域）
における低歪速度変形によつて表面疵が多発する
からてあり、その前に疵を発生させる析出物を粗
大化させて無害化し、割れの原因となる微細析出
物の生成を防止しようとするからに他ならない。 低歪速度変形時における材料の脆化は、AlN
やNbCあるいはTaC、TiC、VN等の炭窒化物が
変形中にγ粒界に連続的に析出し、かつ粒内にも
微細に析出したり、さらには粒界に相対的に軟い
フエライト（α）がフイルム状に析出して粒内が
相対的に強化され、歪がγ粒界に沿う無析出帯や
フイルム状αの軟い部分に集中して粒界析出物と
マトリツクスとの界面剥離を生じさせて起こるも
のである〔Mat.Sci.Eng.、62（1984）p.109〜
119、Trans.JIM、25（1984）p.160〜167〕。 また、熱間圧延の際にみられる高歪速度変形時
の脆化は、やはり変形中のγ粒界への（Fe、
Mn）Ｓの連続析出と粒内への微細析出による粒
内強化によつて同様に生ずるものである。この場
合、この高歪速度変形前に炭窒化物のγ粒界連続
析出と粒内析出が起こつていれば、（Fe、Mn）
Ｓによる脆化は著しく助長されることになる。 したがつて、両工程におけるｒ粒界割れによる
脆化を防止するにはγ粒を微細にして粒界脆化感
受性を下げるか、問題となる変形時（例えば鋳片
矯正と圧延時）までに析出物を粗大化して変形時
のγ粒界析出および粒内微細析出を防止すればよ
い。しかしながら現状においては設備上および操
業上の制約その他によつて十分な対策がとられて
ないのが実情である。例えば、凝固が進行中の析
出物の凝集粗大化は冷却速度を小さくするか冷却
中に恒温保持すれば実現できる〔炭窒化物につい
てはMat.Sci.Eng.、62（1984）p.109〜119、硫化
物については特公昭58−52442号公報を参照〕が、
冷却に桁違いに長い時間を要し、生産性を著しく
損なうので現実的ではない。またγ粒の再結晶を
利用して細粒化する試みもなされているが（特開
昭54−155123参照）、もとものγ粒が極めて粗大
であるので再結晶核としての粒界の面積が著しく
小さく、細粒化を図るには大きな歪を加える必要
があり、かつ特開昭54−155123号にいうように粒
径0.1mm以下の如き微細結晶粒とするには少なく
とも40％以上の塑性歪を与える必要があり、未凝
固部分を含む鋳片にこれを行うのは極めて困難で
あり、これまでのところ実用化されていない。一
方、γ←→α変態を利用してγ粒の微細化を図る試
みもなされているが、変態中にγ／α界面に
NbCやVNなどの炭窒化物が析出して変態を著し
く抑制するので微細化はむしろ極めて困難であ
り、これも十分は効果は得られていない。 また上述した脆化機構から考えて、鋼の化学成
分を調整して表面疵の発生を抑制することも考え
られるが、鋼の化学成分は鋼の材質、所要の特性
を与えるために添加せざるを得ないものもあるた
め制約が多く、抜本的対策とはなつていない。た
とえばAlNの析出防止にはAl、Ｎの低減もしく
はTiを添加してTiNとしてＮをγ粒内に固定す
れば延性の向上が望めるが、それらの低減にはコ
スト上昇が伴いまたTi添加は溶接部の靭性を損
なうなど害も多い。またNb添加等は製品の品質
を確保する上で不可欠であり、それの変更によつ
て対策をとることは不可能である。Ｓの低減も有
効であるがコスト上昇が伴うためトータルコスト
の低減には必ずしもつながらない。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、炭窒化物の粒内析出を図つた後
にγ←→α変態をさせて組織を微細にし、かつ硫化
物の粗大化を実用的な時間内に達成する方法につ
いて検討を重ね、鋳片が冷却中である900〜500℃
の低温域において表面疵に結びつく鋳片表層部に
加工を加えれば目的が達成されることを見い出し
た。 すなわち、第１表に示す組成の鋼を用意し、こ
れより引張試験片を採取して次の実験を行つた。
【表】
第１図は、本実験で採用した各種の加工、熱処
理条件を示す説明図である。図中、ケース、
およびのいずれの場合にあつても800℃の最終
変形時の歪速度はＡ鋼についてはε〓＝10-3s-1、Ｂ
鋼についてはε〓＝10゜s-1とした。 すなわち、冷却過程で連続鋳造鋳片に加える加
工をシミユレートするために、1350℃で溶体化処
理した材料を、ケースの場合には、まず800℃
に降温してから鋳片矯正時の割れが問題となるＡ
鋼についてはε〓＝10-3s-1で、その後の直送圧延時
の割れが問題となるＢ鋼についてはε〓＝10゜s-1で
引張変形した。ケースの場合には、それらの最
終変形に至るまでにγ←→α変態を起こすべく、一
旦600℃にまで冷却してから再び800℃に復熱さ
せ、さらに600℃にまで冷却、次いで800℃で最終
変形を行つた。 ケースの場合には、そのようなケースの処
理を行う前に700℃でε〓＝10-1s-1で20％までの引
張歪を導入した。なお、ケースおよびの場合
における600℃および800℃での保持時間は３分と
した。 これらの結果得られた予備変形歪量10％のとき
の最終変形時の絞り値（RA）を第２図にグラフ
で示す。これによりケースの場合の如く鋳片表
層部に軽加工を与えた後のγ←→α変態の促進効果
により延性が著しく向上することがわかる。な
お、予備変形温度を500〜900℃の範囲で変化させ
たがそれによるRA値の変化はほとんど認められ
なかつた。同じく、第３図ａにはケースの場合
について700℃での予備変形歪量との関係を示す
が、約５％以上の加工を加えることによつてその
後の変形時の著しい延性向上効果が得られたこと
がわかる。また、第３図ｂは、Ａ鋼についてケー
スと同じ温度履歴で予備変形の歪速度を変えて
10％の予備変形を与えた場合の絞り値の変化を示
すグラフであり、これにより絞り値50％以上を得
るには予備歪速度はおよそ１×10-2s-1以上でな
ければならないことが理解できる。 ここに、本発明の要旨とするところは、連続鋳
造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５％以上の加
工歪をその表面温度が900〜500℃のときに１×
10-2s-1以上の歪速度で与え、その過程もしくは
その後に少なくとも１回以上Ar3点以下に降温さ
せてからAc3点以上に復熱させる処理を行つた後
に矯正ロールを通過させることを特徴とする、連
続鋳造鋳片の製造方法である。このようにして得
られた連続鋳造鋳片には割れ疵が発生しないので
後続する熱間加工に先立つて、再加熱することな
く直接熱間加工してもあるいは室温にまで冷却す
ることなく再加熱してから熱間加工を加えてもよ
い。 なお、熱間加工は通常の熱間圧延の外、鋳造等
熱間で行う全ての加工法を意味する。 （作用） 次に本発明における加工条件の限定理由につい
て説明する。 加工歪を与える領域を鋳片の表層部２mm以上に
限定したのは、表面から２mm以内の領域に発生し
た疵が後工程で割れ疵やすじ疵として残るという
知見に基づく。これは表面から少なくとも２mmま
での深さの領域には所定の加工を加える趣旨であ
る。 加工歪量を５％以上に限定したのは、５％以上
の加工量でなければ、析出物の核生成が困難であ
るという理由に基づく。また歪速度の限定理由
は、低歪速度変形の場合、塑性変形がγ粒界近傍
に集中し、炭窒化物のγ粒界析出が促進されるの
で割れ疵を助長することがあり、その限界が１×
10-2s-1であることによる。また、このような高
温で歪の蓄積を図るには、導入した転位の回復が
起こるまでに析出核が生成したければならない
が、ε〓≧10-2s-1であれば十分である。 次に、本発明において上述のような加工時に鋳
片表面温度を900〜500℃とし、その後あるいはそ
の途中で少なくとも１回以上Ar3点以下とするの
は、900℃を越えた温度であればその後の冷却過
程において析出物の粗大化が起こり変態を利用し
たγの細粒化は必要でなくなり、一方500℃未満
での加工は現実的ではないためである。 本発明において、上述の如き加工歪を付与する
加工方法としは、例えばガイドロール表面に突起
を付けたロールを使用したりエアーハンマーや特
殊なプレスなどが考えられ、所要の加工歪、歪速
度を実現できる限りその他の方法も場合によつて
は採用できる。またその加工時点は、矯正に先立
つ位置で加工を加え所定の変態を起こさせるもの
であれば、特に限定されない。 本発明の適用鋼種は特に限定されないが、連続
鋳造鋳片にAlN、Nbc、TaC、TiC、BN、VN
などの析出が原因と見られる表面疵が発生しやす
い鋼種、例えばSi、Mnのうちいずれかもしくは
両方を含有する中低炭素鋼あるいはAl、Nb、
Ti、Ta、Ｖ、Ｂ等の合金元素をそれぞれ１％以
下含有する低合金鋼については特に有効である。
一方、炭窒化物が析出しにくい成分系において
は、直送圧延やホツトチヤージ圧延時に主として
硫化物の析出に起因する表面疵防止に大きな効果
が得られる。 実施例 １ 製造工場の半径12.5ｍの湾曲型連続鋳造機を用
いて、断面が250mm×2100mmの鋳片を条件を変え
て鋳造し、矯正後の鋳片の表面疵の発生程度を目
視で評価した。第４図はこの時の鋳片表層部への
加工歪を付与するのに使用した鋳片上面側のロー
ル間で鋳片巾方向に移動する油圧シリンダーを動
力源とする鋳片打撃装置を鋳造ラインとともに示
す。図示例にあつては、一部未凝固の溶鋼がある
ような段階で鋳片１に対し、鋳片打撃装置２によ
つて加工歪を与えている。鋳片打撃装置は圧子３
とこれに接続された油圧シリンダー４から構成さ
れ、これらは油圧ユニツト５、油圧ポンプユニツ
ト６を経て制御器７でその打撃量等が制御されて
いる。 第５図は鋳片打撃装置の先端に取付けられた圧
子によつて加工歪を与えられた鋳片表層部の状態
を示す。圧子球面径５mm、圧下の深さは３mm、圧
下の打撃数180サイクル／分の打撃を与え、鋳片
表層部３mmの平均歪量は７％で歪速度は0.3s-1で
あつた。第２表には本例で使用した鋼の成分組成
を、第３表に鋳造条件および結果で示す。 これらの結果からも分かるように、従来方式で
鋳造した鋳片には多くのひび割れが発生したが、
本発明による表面加工を実施した鋳片表面には全
くひび割れ発生しなかつた。 第６図はこのときの温度パターンを示す。
理条件を示す説明図である。図中、ケース、
およびのいずれの場合にあつても800℃の最終
変形時の歪速度はＡ鋼についてはε〓＝10-3s-1、Ｂ
鋼についてはε〓＝10゜s-1とした。 すなわち、冷却過程で連続鋳造鋳片に加える加
工をシミユレートするために、1350℃で溶体化処
理した材料を、ケースの場合には、まず800℃
に降温してから鋳片矯正時の割れが問題となるＡ
鋼についてはε〓＝10-3s-1で、その後の直送圧延時
の割れが問題となるＢ鋼についてはε〓＝10゜s-1で
引張変形した。ケースの場合には、それらの最
終変形に至るまでにγ←→α変態を起こすべく、一
旦600℃にまで冷却してから再び800℃に復熱さ
せ、さらに600℃にまで冷却、次いで800℃で最終
変形を行つた。 ケースの場合には、そのようなケースの処
理を行う前に700℃でε〓＝10-1s-1で20％までの引
張歪を導入した。なお、ケースおよびの場合
における600℃および800℃での保持時間は３分と
した。 これらの結果得られた予備変形歪量10％のとき
の最終変形時の絞り値（RA）を第２図にグラフ
で示す。これによりケースの場合の如く鋳片表
層部に軽加工を与えた後のγ←→α変態の促進効果
により延性が著しく向上することがわかる。な
お、予備変形温度を500〜900℃の範囲で変化させ
たがそれによるRA値の変化はほとんど認められ
なかつた。同じく、第３図ａにはケースの場合
について700℃での予備変形歪量との関係を示す
が、約５％以上の加工を加えることによつてその
後の変形時の著しい延性向上効果が得られたこと
がわかる。また、第３図ｂは、Ａ鋼についてケー
スと同じ温度履歴で予備変形の歪速度を変えて
10％の予備変形を与えた場合の絞り値の変化を示
すグラフであり、これにより絞り値50％以上を得
るには予備歪速度はおよそ１×10-2s-1以上でな
ければならないことが理解できる。 ここに、本発明の要旨とするところは、連続鋳
造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５％以上の加
工歪をその表面温度が900〜500℃のときに１×
10-2s-1以上の歪速度で与え、その過程もしくは
その後に少なくとも１回以上Ar3点以下に降温さ
せてからAc3点以上に復熱させる処理を行つた後
に矯正ロールを通過させることを特徴とする、連
続鋳造鋳片の製造方法である。このようにして得
られた連続鋳造鋳片には割れ疵が発生しないので
後続する熱間加工に先立つて、再加熱することな
く直接熱間加工してもあるいは室温にまで冷却す
ることなく再加熱してから熱間加工を加えてもよ
い。 なお、熱間加工は通常の熱間圧延の外、鋳造等
熱間で行う全ての加工法を意味する。 （作用） 次に本発明における加工条件の限定理由につい
て説明する。 加工歪を与える領域を鋳片の表層部２mm以上に
限定したのは、表面から２mm以内の領域に発生し
た疵が後工程で割れ疵やすじ疵として残るという
知見に基づく。これは表面から少なくとも２mmま
での深さの領域には所定の加工を加える趣旨であ
る。 加工歪量を５％以上に限定したのは、５％以上
の加工量でなければ、析出物の核生成が困難であ
るという理由に基づく。また歪速度の限定理由
は、低歪速度変形の場合、塑性変形がγ粒界近傍
に集中し、炭窒化物のγ粒界析出が促進されるの
で割れ疵を助長することがあり、その限界が１×
10-2s-1であることによる。また、このような高
温で歪の蓄積を図るには、導入した転位の回復が
起こるまでに析出核が生成したければならない
が、ε〓≧10-2s-1であれば十分である。 次に、本発明において上述のような加工時に鋳
片表面温度を900〜500℃とし、その後あるいはそ
の途中で少なくとも１回以上Ar3点以下とするの
は、900℃を越えた温度であればその後の冷却過
程において析出物の粗大化が起こり変態を利用し
たγの細粒化は必要でなくなり、一方500℃未満
での加工は現実的ではないためである。 本発明において、上述の如き加工歪を付与する
加工方法としは、例えばガイドロール表面に突起
を付けたロールを使用したりエアーハンマーや特
殊なプレスなどが考えられ、所要の加工歪、歪速
度を実現できる限りその他の方法も場合によつて
は採用できる。またその加工時点は、矯正に先立
つ位置で加工を加え所定の変態を起こさせるもの
であれば、特に限定されない。 本発明の適用鋼種は特に限定されないが、連続
鋳造鋳片にAlN、Nbc、TaC、TiC、BN、VN
などの析出が原因と見られる表面疵が発生しやす
い鋼種、例えばSi、Mnのうちいずれかもしくは
両方を含有する中低炭素鋼あるいはAl、Nb、
Ti、Ta、Ｖ、Ｂ等の合金元素をそれぞれ１％以
下含有する低合金鋼については特に有効である。
一方、炭窒化物が析出しにくい成分系において
は、直送圧延やホツトチヤージ圧延時に主として
硫化物の析出に起因する表面疵防止に大きな効果
が得られる。 実施例 １ 製造工場の半径12.5ｍの湾曲型連続鋳造機を用
いて、断面が250mm×2100mmの鋳片を条件を変え
て鋳造し、矯正後の鋳片の表面疵の発生程度を目
視で評価した。第４図はこの時の鋳片表層部への
加工歪を付与するのに使用した鋳片上面側のロー
ル間で鋳片巾方向に移動する油圧シリンダーを動
力源とする鋳片打撃装置を鋳造ラインとともに示
す。図示例にあつては、一部未凝固の溶鋼がある
ような段階で鋳片１に対し、鋳片打撃装置２によ
つて加工歪を与えている。鋳片打撃装置は圧子３
とこれに接続された油圧シリンダー４から構成さ
れ、これらは油圧ユニツト５、油圧ポンプユニツ
ト６を経て制御器７でその打撃量等が制御されて
いる。 第５図は鋳片打撃装置の先端に取付けられた圧
子によつて加工歪を与えられた鋳片表層部の状態
を示す。圧子球面径５mm、圧下の深さは３mm、圧
下の打撃数180サイクル／分の打撃を与え、鋳片
表層部３mmの平均歪量は７％で歪速度は0.3s-1で
あつた。第２表には本例で使用した鋼の成分組成
を、第３表に鋳造条件および結果で示す。 これらの結果からも分かるように、従来方式で
鋳造した鋳片には多くのひび割れが発生したが、
本発明による表面加工を実施した鋳片表面には全
くひび割れ発生しなかつた。 第６図はこのときの温度パターンを示す。
【表】
【表】
実施例 ２
製造工場の半径12.5ｍの湾曲型連続鋳造機を用
いて断面が250mm×2100mmの第４表に示す化学成
分の鋳片を第５表に示すように条件を代えて鋳造
し矯正後の鋳片の表面疵を目視で評価した。ま
た、この時の鋳片表層部への加工歪の付与法とし
ては第７図に示す如く湯面から９〜11ｍの間の上
面側ガイドロールを同じく同図に示す突起付きロ
ールに代えて第８図に示す温度パターンで行つ
た。このときの第７図の形状の突起は厚さ72〜79
mmの凝固殻表面に0.06〜0.07Kg／mm2なる静鉄圧を
反力としてくい込み、歪は第９図の如く拡がり、
次式で算出される式から、スラブ表層部５mmの深
さに少なくとも７％の歪を付与することができ
た。歪速度は2x10-1s-1と見積られた。 Ｈ＝（Ｚ＋0.5）−１／√２×ａ Ｓ＝（1.8〜2.2）×ａ であり、 最小５％の歪を与えるには、ａ＝７mm、Ｈ＝３
mmが必要であつた。 第５表に結果を併せて示すように、本発明によ
る突起付きロールを設置した連続鋳造機によれ
ば、スラブ表面に突起の圧痕が残存したが、ひび
割れ疵は全く発生しておらず、一方、従来法では
ひび割れ疵が多発しており、本発明による効果は
明らかである。
いて断面が250mm×2100mmの第４表に示す化学成
分の鋳片を第５表に示すように条件を代えて鋳造
し矯正後の鋳片の表面疵を目視で評価した。ま
た、この時の鋳片表層部への加工歪の付与法とし
ては第７図に示す如く湯面から９〜11ｍの間の上
面側ガイドロールを同じく同図に示す突起付きロ
ールに代えて第８図に示す温度パターンで行つ
た。このときの第７図の形状の突起は厚さ72〜79
mmの凝固殻表面に0.06〜0.07Kg／mm2なる静鉄圧を
反力としてくい込み、歪は第９図の如く拡がり、
次式で算出される式から、スラブ表層部５mmの深
さに少なくとも７％の歪を付与することができ
た。歪速度は2x10-1s-1と見積られた。 Ｈ＝（Ｚ＋0.5）−１／√２×ａ Ｓ＝（1.8〜2.2）×ａ であり、 最小５％の歪を与えるには、ａ＝７mm、Ｈ＝３
mmが必要であつた。 第５表に結果を併せて示すように、本発明によ
る突起付きロールを設置した連続鋳造機によれ
ば、スラブ表面に突起の圧痕が残存したが、ひび
割れ疵は全く発生しておらず、一方、従来法では
ひび割れ疵が多発しており、本発明による効果は
明らかである。
【表】
【表】
この方法で連続鋳造鋳片の表面疵の発生を防止
できることがわかつたので、さらに直送圧延時の
割れ防止の効果について試験した。第６表に示す
鋼イ、ロを溶解し、上述の方法において、スラブ
の上、下面の両方に突起付きロール４組が食い込
むように配置し、第１０図の温度パターンを鋳片
を鋳造後、切断し、直径1300mmの圧延ロールを用
いて厚さ150mmにまで５パスで圧延し、表面疵の
発生程度を目視で評価した。その結果を第７表に
まとめて示す。 第７表に示す結果からも本発明によつて著しい
効果が得られることは明らかである。
できることがわかつたので、さらに直送圧延時の
割れ防止の効果について試験した。第６表に示す
鋼イ、ロを溶解し、上述の方法において、スラブ
の上、下面の両方に突起付きロール４組が食い込
むように配置し、第１０図の温度パターンを鋳片
を鋳造後、切断し、直径1300mmの圧延ロールを用
いて厚さ150mmにまで５パスで圧延し、表面疵の
発生程度を目視で評価した。その結果を第７表に
まとめて示す。 第７表に示す結果からも本発明によつて著しい
効果が得られることは明らかである。
【表】
第１図は、各種加工熱処理パターンを示す模式
図：第２図、第３図ａおよび第３図ｂは、それぞ
れ前加工熱処理の態様とそのときの歪量さらには
歪速度が延性に及ぼす影響を考察する予備試験の
結果を示すグラフ；第４図および第５図は、加工
歪を付与する手段としての鋳片打撃装置の概略説
明図：第６図は、加工を行つた後にAr3点以上に
復熱させたときの鋳片の温度パターンを示すグラ
フ；第７図は、加工歪付与を突起付ローラで行う
場合の概略説明図：第８図は、突起付ロールで加
工歪を与えたときの鋳片の温度パターンを示すグ
ラフ；第９図は、突起付ロールを使つたときの加
工歪の伝搬の模式的説明図；および第１０図は、
加工歪を付与した後に鋳片を切断し、さらに熱間
加工（圧延）を行うときの鋳片表面温度パターン
を示すグラフである。 １：鋳片、２：鋳片打撃装置、３：圧子、４：
油圧シリンダー、５：油圧ユニツト、６：油圧ポ
ンプ、７：制御器。
図：第２図、第３図ａおよび第３図ｂは、それぞ
れ前加工熱処理の態様とそのときの歪量さらには
歪速度が延性に及ぼす影響を考察する予備試験の
結果を示すグラフ；第４図および第５図は、加工
歪を付与する手段としての鋳片打撃装置の概略説
明図：第６図は、加工を行つた後にAr3点以上に
復熱させたときの鋳片の温度パターンを示すグラ
フ；第７図は、加工歪付与を突起付ローラで行う
場合の概略説明図：第８図は、突起付ロールで加
工歪を与えたときの鋳片の温度パターンを示すグ
ラフ；第９図は、突起付ロールを使つたときの加
工歪の伝搬の模式的説明図；および第１０図は、
加工歪を付与した後に鋳片を切断し、さらに熱間
加工（圧延）を行うときの鋳片表面温度パターン
を示すグラフである。 １：鋳片、２：鋳片打撃装置、３：圧子、４：
油圧シリンダー、５：油圧ユニツト、６：油圧ポ
ンプ、７：制御器。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 連続鋳造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５
％以上の加工歪をその表面温度が900〜500℃のと
きに１×10-2s-1以上の歪速度で与え、その過程
もしくはその後に少なくとも１回以上Ar3点以下
に降温させてからAc3点以上に復熱させる処理を
行つた後に矯正ロールを通過させることを特徴と
する、連続鋳造鋳片の製造方法。 ２ 連続鋳造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５
％以上の加工歪をその表面温度が900〜500℃のと
きに１×10-2s-1以上の歪速度で与え、その過程
もしくはその後に少なくとも１回以上Ar3点以下
に降温させてからAc3点以上に復熱させる処理を
行つた後に矯正ロールを通過させ、得られた連続
鋳造鋳片を、再加熱することなく直接熱間加工す
ることを特徴とする、連続鋳造鋳片の熱間加工
法。 ３ 連続鋳造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５
％以上の加工歪をその表面温度が900〜500℃のと
きに１×10-2s-1以上の歪速度で与え、その過程
もしくはその後に少なくとも１回以上Ar3点以下
に降温させてからAc3点以上に復熱させる処理を
行つた後に矯正ロールを通過させ、得られた連続
鋳造鋳片を、室温まで冷却することなく再加熱
し、次いで熱間加工することを特徴とする、連続
鋳造鋳片の熱間加工法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17143984A JPS6149762A (ja) | 1984-08-20 | 1984-08-20 | 連続鋳造鋳片の製造方法 |
| DE8585109574T DE3581008D1 (de) | 1984-07-31 | 1985-07-30 | Verfahren und einrichtung zur herstellung von stranggussbrammen. |
| US06/760,453 US4709572A (en) | 1984-07-31 | 1985-07-30 | Method of processing continuously cast slabs |
| EP85109574A EP0170254B1 (en) | 1984-07-31 | 1985-07-30 | Method and apparatus of processing continuously cast slabs |
| US07/082,360 US4802356A (en) | 1984-07-31 | 1987-08-06 | Apparatus of processing continuously cast slabs |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17143984A JPS6149762A (ja) | 1984-08-20 | 1984-08-20 | 連続鋳造鋳片の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6149762A JPS6149762A (ja) | 1986-03-11 |
| JPH0541348B2 true JPH0541348B2 (ja) | 1993-06-23 |
Family
ID=15923138
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17143984A Granted JPS6149762A (ja) | 1984-07-31 | 1984-08-20 | 連続鋳造鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6149762A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04253501A (ja) * | 1991-01-31 | 1992-09-09 | Nkk Corp | 連続鋳造鋳片の直接圧延方法 |
| JP2510417Y2 (ja) * | 1991-04-18 | 1996-09-11 | 多摩川精機株式会社 | 巻線型回転検出器 |
| JP2507694Y2 (ja) * | 1991-06-07 | 1996-08-14 | 多摩川精機株式会社 | レゾルバ |
| JP2507693Y2 (ja) * | 1991-06-07 | 1996-08-14 | 多摩川精機株式会社 | レゾルバ |
| JP2507695Y2 (ja) * | 1991-06-14 | 1996-08-14 | 多摩川精機株式会社 | レゾルバ |
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-
1984
- 1984-08-20 JP JP17143984A patent/JPS6149762A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6149762A (ja) | 1986-03-11 |
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