JPH0568525B2 - - Google Patents
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- JPH0568525B2 JPH0568525B2 JP11962884A JP11962884A JPH0568525B2 JP H0568525 B2 JPH0568525 B2 JP H0568525B2 JP 11962884 A JP11962884 A JP 11962884A JP 11962884 A JP11962884 A JP 11962884A JP H0568525 B2 JPH0568525 B2 JP H0568525B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、熱間圧延時における連続鋳造鋳片の
表面割れ防止法に関する。 さらに詳述すれば、本発明は、Alキルド鋼、
Si−Alキルド鋼、あるいはNb、Ｖなどを含む低
合金鋼を連続鋳造機にて鋳片とし、得られた熱鋳
片を直接あるいは鋳片の温度が均一になるように
軽加熱後、熱間圧延する方法（以下、“直送圧延”
あるいは“直送圧延プロセス”という）におい
て、熱間圧延時の鋳片の割れを防止する方法に関
する。 （従来の技術） 従来、熱間圧延で製造される鋼板は、連続鋳造
機にて得られる鋳片を一旦、常温まで冷却し、そ
の後加熱炉にて高温長時間の均熱加熱を行つてか
ら熱間圧延されていた。しかし、近年、熱間圧延
プロセスにおける省エネルギー対策として、連続
鋳造機で得られたばかりの鋳片、すなわち熱鋳片
を直接あるいは鋳片の温度が均一になるように軽
加熱後、熱間圧延する直送圧延プロセスが開発さ
れつつある。この直送圧延プロセスによれば、冷
鋳片を高温に再加熱する工程が省略できるため、
この再加熱に必要な莫大なエネルギーが節約でき
る。 しかし、この直送圧延プロセスでは、均熱加熱
工程を採用する従来法では問題とならない、熱間
圧延時の鋳片の表面割れが問題となることが分か
つた。すなわち、直送圧延プロセスによれば、溶
融状態から凝固する途中の冷却過程で鋳片は、
Ar3点以下に降温されることがないため凝固直後
の粗大なオーステナイト結晶粒が保存された状態
のまま圧延されることと、冷却過程でオーステナ
イト粒界に、Ｓ、Ｏ、Ｐ等の不純物元素が偏析、
析出することとが相俟つて、熱間加工による応力
が加わると粒界割れを生じ、鋳片に表面疵（以
下、“表面割れ”とも称する）が発生する。特に、
鋳片の熱間延性が低下する温度域は、800〜1200
℃の範囲にあり、これは通常の熱間圧延の温度域
と一致していることもあつて、かかる表面疵の発
生は工業上大きな問題となつており、直送圧延プ
ロセスの普及の１つの大きな障害となつている。 ここに、表面疵発生の原因が上述のような点に
あることから、鋳片の熱間延性を向上させて、熱
間圧延時の表面割れ発生を防止する方法として
は、不純物元素を低減する、オーステナイト
結晶粒を細かくする、析出物を凝集粗大化し、
粒界への析出密度を低下させるなどの手段が考え
られる。そして実際、そのような観点に立つてこ
れまでにも直送圧延プロセスにおける表面割れ防
止法としていくつかの方法がすでに提案されてき
た。しかし、そのような従来より提案されてきた
方法はいずれも工業的に満足し得るものではな
く、直送圧延プロセスの普及にはより実際的方法
の出現が望まれている現状である。 例えば不純物を低減させる方法では、精錬工程
で脱硫や脱リンプロセスを用いれば良いが、不必
要にＳ、Ｐを低下させることになり、生産コスト
の上昇を招くことになる。 また、オーステナイト結晶粒を微細化するため
には、例えば、特公昭58−52441号公報に開示さ
れているように、熱間加工性に有害の元素の析出
開始温度域より上の温度で、強加工する方法があ
る。このような強加工により、析出物の形態制御
が同時に行われ、熱間加工性が向上するとされて
いる。しかし、通常の連続鋳造法では、熱鋳片を
例えば1200℃以上に保持しながら圧延機に供給す
るのは、実際問題として困難であり、例えば鋳片
の温度降下を防止するために特殊な保熱設備を必
要とし、設備費の上昇を招きやすく、工業上は必
ずしも得策とならない場合がある。 さらに、析出物の凝集粗大化を図るためには、
有害な元素が析出する温度域で長時間保持すれば
良いが、例えば、Metal.Tras.6A（1975）pp.1727
によれば、そのためには10分以上は保持すること
が必要となり、これは生産性を低下させ、やはり
工業上最善な方法とはならない場合がある。 （発明が解決しようとする問題点） 以上のように、直送圧延プロセスにおける熱間
圧延時の鋳片の表面割れに対し、必ずしも有効な
防止方法が確立されていないのが現状であり、本
発明の目的とするところは、上述のような従来技
術の問題点を解消して直送圧延プロセスを工業的
にも実際的たらしめる方法を提供することであ
り、さらに詳述すれば、上述の鋳片の表面割れを
生産性を低下させずにより効果的に防止し得る方
法を提供することである。 （発明の構成） 本発明者らは、直送圧延プロセスにおける圧延
時の鋳片の表面割れ防止について鋭意検討した結
果、通常の連続鋳造法で得られる熱鋳片の温度
域、換言すれば熱間圧延によつて割れが最も発生
しやすい温度域でも、その時の圧延条件を限定す
れば、鋳片の表面割れが防止できることを知見し
て本発明を完成した。すなわち、冶金学的には、
本発明は、従来の知見とは異なり、むしろオース
テナイト結晶粒は粗大なままで軽圧延によつて予
め不純物をオーステナイト結晶粒内に積極的に析
出させることによつて効果的に表面割れが防止で
きるとの知見にもとずくものである。 よつて、本発明の要旨とするところは、連続鋳
造鋳片を直送圧延する際に、1100℃以下、Ar3点
以上の温度域において10-2〜100sec-1の歪速度、
５％以下の圧下率で１次圧延を行つた後、１分以
上５分以下の保定を行い、次いで２次圧延を行う
ことを特徴とする連続鋳造鋳片の熱間圧延時の表
面割れ防止法である。 ここに、「直送圧延」とは、連続鋳造機にて得
られる熱鋳片をAr3点より低い温度にまで降温さ
せることなく、直接あるいは復熱をはかつた後、
あるいは鋳片の温度が均一になるように軽加熱し
た後、熱間圧延する方法である。 本発明によれば、上記の直送圧延において圧延
工程を一次圧延と二次圧延とに分割し、一次圧延
に際して温度条件を1100℃以下、Ar3点以上に限
定するが、これは圧延温度が1100℃を越えると、
有害元素が析出してこないため、熱間圧延時の割
れが問題にならないが、通常の連続鋳造法では、
1100℃を越えた温度に鋳片の温度を維持するのが
困難であるためである。一方、Ar3点より低温に
降温してもA3変態による細粒化と析出促進が起
こり、熱間圧延時の表面割れが問題とならなくな
るが、しかし、Ar3点より低温にまで降温する
と、AlやNb等の元素がAlNやNbC等の形態で析
出してしまい、製品の性質を確保するためには、
その後、それらの元素を再固溶させる必要があ
り、それには1150℃以上に再加熱する必要があ
り、そのような工程を採用した場合、直送圧延プ
ロセスの狙いである省エネルギー効果が損なわれ
てしまうからである。 次に、本発明によれば、上記一次圧延において
歪速度を10-2〜100sec-1、圧下率を５％以下に制
限するが、その目的とするところはオーステナイ
ト結晶粒内への不純物の析出を促進させるととも
に粒界の析出密度を低下させるためである。 ここに、第１図は、第１表に示す組成のSi−
Alキルド鋼を真空溶製し、50厚さ×100幅×150
長さ（mm）の鋼塊とし、凝固完了後直ちに型抜き
し、表面温度が1000℃になるまで放冷し、次いで
歪速度と圧下率を変化させた１パス圧延をおこな
つた時の鋳片表面割れの発生状況を示す。図中、
「○」は割れなしの場合を、「〓」は微小割れ発生
（板厚の1/10以下の長さ）の場合を、そして「●」
は割れ発生（板厚の1/10以上の長さ）の場合をそ
れぞれ示す。 第１表 Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al Ｎ Fe 0.12 0.1 0.45 0.025 0.020 0.045 0.00
58 bal 図示のデータより明らかように、圧下量Ｒ
（％）、歪速度ε・（sec-1）とした場合、Ｒ≦5.2−
2.41logε・の範囲内で鋳片の表面割れは発生しな
い。つまり、歪速度が遅い程、また圧下率が少な
い程熱間圧延時の表面割れが抑制される。したが
つて、本発明にあつては、一次圧延における圧下
量Ｒおよび歪速度をＲ≦5.2−2.41logε・の範囲に
制限するが、その好適態様にあつては前述のよう
に一次圧延での表面割れを防止するために、歪速
度の上限を100sec-1とした。下限の制約はとくに
ないが、歪速度が遅すぎると生産性を劣化させた
り、圧延中の温度低下が大きくなり二次圧延時の
作業性を低下させるため、10-2sec-1とした。圧
下量は100sec-1で割れが発生しない条件、すなわ
ち５％以下とした。このように一般的に割れ防止
の条件としてはＲ≦5.2−2.41logε・であるが、実
際上の観点から、好ましくは本発明にあつてはＲ
≦５％、ε・：10-2〜100sec-1に制限する。 すなわち、本発明により上述の条件にしたがつ
て低歪速度で軽圧下を行えば、従来の熱間圧延時
に割れが発生する温度域でも、鋳片の表面割れが
抑制でき、その後に行う二次圧延としては通常の
熱間圧延条件下で行つても、圧延時の表面割れの
発生が抑制される。 次に、第２図は、第２表に示す組成のSi−Al
キルド鋼を前述の方法で溶製、鋳込み、1000℃で
歪速度２×10-1sec-1、圧下率４％の一次圧延を
行つたあと、０〜20分の保定を行つてから、歪速
度２×102sec-1、圧下率20％の条件で二次圧延と
して２パス圧延を行つた時の表面割れ発生状況を
示す。また、一次圧延を行わず直接上記の二次圧
延を行つた時の表面割れ発生状況も併記する。保
定は一次圧延後直ちに1000℃に保持してある炉に
投入して行つた。一次圧延を行なわない場合は鋼
塊表面温度が1000℃になつた時点で直ちに同様の
炉に投入して行つた。 図中「○」は一次圧延を行つた場合を、「●」
は一次圧延を行わなかつた場合をそれぞれ示す。
なお、割れ評価は次の通りであつた。 評点１：割れなし 評点２：板厚の1/10以下の長さの割れ 評点３：板厚の1/5以下の長さの割れ 評点４：板厚の1/5以上の長さの割れ 第２表 Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al Ｎ Fe 0.14 0.15 0.52 0.028 0.023 0.032 0.0
071 bal 図示データから明らかなように、一次圧延を行
わない場合は、10分以上の保定によつて、表面割
れの発生が抑制されるが、本発明に示した一次圧
延を採用すると、実際の製造ラインにおいて生産
に支障のない５分以内という短時間の保定で表面
割れの発生が抑制される。一方、保定時間が５分
を越えるとその効果が飽和することから、本発明
にあつては保定時間の上限を５分とした。また、
下限は１分以上である。なお、本発明にあつては
保定時間が５分以内と短く、実際の製造ラインに
おいては鋳片の保有熱が大きいため保定の代わり
に一次圧延後鋳片を放冷しても同等の効果を得る
ことができる。 ここで保定することによつて延性が回復して割
れの発生が抑制されることの冶金学的意味につい
て説明すると次の通りである。 熱間圧延中のオーステナイト粒界脆化は固溶Ｓ
が圧延中に粒界および粒内に動的析出することに
よる。すなわち、粒内析出によつて粒内が硬化し
て粒界に歪が集中し粒界析出物とオーステナイト
相との界面剥離を生じるのが原因である。したが
つて、圧延前に保定を行えば固溶ＳがMnSとし
て粗大析出してしまうのでなくなり、上記動的析
出が起こらなくなるので脆化を生じなくなる。 一方、一次圧延を行えばそれによつて析出核が
導入されるので、そのあとの粗大化が容易に起こ
るので短時間の保定でも目的が十分達せられる。 換言すれば、そのような粗大化が容易におこる
に必要な時間だけ一般には少なくとも１分間だけ
保定すればよい。 したがつて、ここに本発明における用語「保
定」は保熱炉を使つた恒温保持操作ばかりでな
く、通常の条件下での５分以内の放冷操作をも包
含する。なお、すでに述べたように、一次圧延に
引続いて行われる二次圧延の圧延条件は特に制約
はなく、通常の圧延条件で良い。代表的には一パ
ス当りの圧下率10〜40％、歪速度100〜103sec-1
の条件で５〜10パスの圧延を行う方法である。 本発明を以下実施例によつてさらに詳述する
が、これは本発明を単に説明するために示すもの
であつて、それにより本発明を制限する意図にな
いことは勿論である。 実施例 第３表に示す３種類の鋼について各組成範囲内
の一連の鋼片に、連続鋳造後、凝固からの冷却過
程で種々の条件で一次圧延を行い、続いて通常の
二次圧延を行つた。そのとき、一次圧延および二
次圧延の際の鋳片の表面割れ発生状況を調べた。
結果は圧延条件とともに同じく第３表にまとめて
示す。表面割れの評価は微少割れが発生しても割
れ発生とした。 なお、鋳片は、転炉溶製した溶鋼を連続鋳造機
にて250mm厚、2000mm幅の鋳片としたもので、凝
固後約0.15℃／secで冷却して所定温度としてか
ら圧延機に供給した。この場合の保定は放冷操作
にて代替した。 第３表に示す結果から明らかなように、一次圧
延を行わずに、熱鋳片を通常の圧延条件で直接圧
延すると、いかなる鋼種でも圧延時に割れが発生
してしまう。また、一次圧延の条件が本発明の範
囲外にあると、一次圧延時に割れが発生してしま
う（一次圧延で割れが発生した場合、それで実験
は終了とした）。 しかしながら、本発明によるものは、いずれの
場合にも割れ発生はみられなかつた。
表面割れ防止法に関する。 さらに詳述すれば、本発明は、Alキルド鋼、
Si−Alキルド鋼、あるいはNb、Ｖなどを含む低
合金鋼を連続鋳造機にて鋳片とし、得られた熱鋳
片を直接あるいは鋳片の温度が均一になるように
軽加熱後、熱間圧延する方法（以下、“直送圧延”
あるいは“直送圧延プロセス”という）におい
て、熱間圧延時の鋳片の割れを防止する方法に関
する。 （従来の技術） 従来、熱間圧延で製造される鋼板は、連続鋳造
機にて得られる鋳片を一旦、常温まで冷却し、そ
の後加熱炉にて高温長時間の均熱加熱を行つてか
ら熱間圧延されていた。しかし、近年、熱間圧延
プロセスにおける省エネルギー対策として、連続
鋳造機で得られたばかりの鋳片、すなわち熱鋳片
を直接あるいは鋳片の温度が均一になるように軽
加熱後、熱間圧延する直送圧延プロセスが開発さ
れつつある。この直送圧延プロセスによれば、冷
鋳片を高温に再加熱する工程が省略できるため、
この再加熱に必要な莫大なエネルギーが節約でき
る。 しかし、この直送圧延プロセスでは、均熱加熱
工程を採用する従来法では問題とならない、熱間
圧延時の鋳片の表面割れが問題となることが分か
つた。すなわち、直送圧延プロセスによれば、溶
融状態から凝固する途中の冷却過程で鋳片は、
Ar3点以下に降温されることがないため凝固直後
の粗大なオーステナイト結晶粒が保存された状態
のまま圧延されることと、冷却過程でオーステナ
イト粒界に、Ｓ、Ｏ、Ｐ等の不純物元素が偏析、
析出することとが相俟つて、熱間加工による応力
が加わると粒界割れを生じ、鋳片に表面疵（以
下、“表面割れ”とも称する）が発生する。特に、
鋳片の熱間延性が低下する温度域は、800〜1200
℃の範囲にあり、これは通常の熱間圧延の温度域
と一致していることもあつて、かかる表面疵の発
生は工業上大きな問題となつており、直送圧延プ
ロセスの普及の１つの大きな障害となつている。 ここに、表面疵発生の原因が上述のような点に
あることから、鋳片の熱間延性を向上させて、熱
間圧延時の表面割れ発生を防止する方法として
は、不純物元素を低減する、オーステナイト
結晶粒を細かくする、析出物を凝集粗大化し、
粒界への析出密度を低下させるなどの手段が考え
られる。そして実際、そのような観点に立つてこ
れまでにも直送圧延プロセスにおける表面割れ防
止法としていくつかの方法がすでに提案されてき
た。しかし、そのような従来より提案されてきた
方法はいずれも工業的に満足し得るものではな
く、直送圧延プロセスの普及にはより実際的方法
の出現が望まれている現状である。 例えば不純物を低減させる方法では、精錬工程
で脱硫や脱リンプロセスを用いれば良いが、不必
要にＳ、Ｐを低下させることになり、生産コスト
の上昇を招くことになる。 また、オーステナイト結晶粒を微細化するため
には、例えば、特公昭58−52441号公報に開示さ
れているように、熱間加工性に有害の元素の析出
開始温度域より上の温度で、強加工する方法があ
る。このような強加工により、析出物の形態制御
が同時に行われ、熱間加工性が向上するとされて
いる。しかし、通常の連続鋳造法では、熱鋳片を
例えば1200℃以上に保持しながら圧延機に供給す
るのは、実際問題として困難であり、例えば鋳片
の温度降下を防止するために特殊な保熱設備を必
要とし、設備費の上昇を招きやすく、工業上は必
ずしも得策とならない場合がある。 さらに、析出物の凝集粗大化を図るためには、
有害な元素が析出する温度域で長時間保持すれば
良いが、例えば、Metal.Tras.6A（1975）pp.1727
によれば、そのためには10分以上は保持すること
が必要となり、これは生産性を低下させ、やはり
工業上最善な方法とはならない場合がある。 （発明が解決しようとする問題点） 以上のように、直送圧延プロセスにおける熱間
圧延時の鋳片の表面割れに対し、必ずしも有効な
防止方法が確立されていないのが現状であり、本
発明の目的とするところは、上述のような従来技
術の問題点を解消して直送圧延プロセスを工業的
にも実際的たらしめる方法を提供することであ
り、さらに詳述すれば、上述の鋳片の表面割れを
生産性を低下させずにより効果的に防止し得る方
法を提供することである。 （発明の構成） 本発明者らは、直送圧延プロセスにおける圧延
時の鋳片の表面割れ防止について鋭意検討した結
果、通常の連続鋳造法で得られる熱鋳片の温度
域、換言すれば熱間圧延によつて割れが最も発生
しやすい温度域でも、その時の圧延条件を限定す
れば、鋳片の表面割れが防止できることを知見し
て本発明を完成した。すなわち、冶金学的には、
本発明は、従来の知見とは異なり、むしろオース
テナイト結晶粒は粗大なままで軽圧延によつて予
め不純物をオーステナイト結晶粒内に積極的に析
出させることによつて効果的に表面割れが防止で
きるとの知見にもとずくものである。 よつて、本発明の要旨とするところは、連続鋳
造鋳片を直送圧延する際に、1100℃以下、Ar3点
以上の温度域において10-2〜100sec-1の歪速度、
５％以下の圧下率で１次圧延を行つた後、１分以
上５分以下の保定を行い、次いで２次圧延を行う
ことを特徴とする連続鋳造鋳片の熱間圧延時の表
面割れ防止法である。 ここに、「直送圧延」とは、連続鋳造機にて得
られる熱鋳片をAr3点より低い温度にまで降温さ
せることなく、直接あるいは復熱をはかつた後、
あるいは鋳片の温度が均一になるように軽加熱し
た後、熱間圧延する方法である。 本発明によれば、上記の直送圧延において圧延
工程を一次圧延と二次圧延とに分割し、一次圧延
に際して温度条件を1100℃以下、Ar3点以上に限
定するが、これは圧延温度が1100℃を越えると、
有害元素が析出してこないため、熱間圧延時の割
れが問題にならないが、通常の連続鋳造法では、
1100℃を越えた温度に鋳片の温度を維持するのが
困難であるためである。一方、Ar3点より低温に
降温してもA3変態による細粒化と析出促進が起
こり、熱間圧延時の表面割れが問題とならなくな
るが、しかし、Ar3点より低温にまで降温する
と、AlやNb等の元素がAlNやNbC等の形態で析
出してしまい、製品の性質を確保するためには、
その後、それらの元素を再固溶させる必要があ
り、それには1150℃以上に再加熱する必要があ
り、そのような工程を採用した場合、直送圧延プ
ロセスの狙いである省エネルギー効果が損なわれ
てしまうからである。 次に、本発明によれば、上記一次圧延において
歪速度を10-2〜100sec-1、圧下率を５％以下に制
限するが、その目的とするところはオーステナイ
ト結晶粒内への不純物の析出を促進させるととも
に粒界の析出密度を低下させるためである。 ここに、第１図は、第１表に示す組成のSi−
Alキルド鋼を真空溶製し、50厚さ×100幅×150
長さ（mm）の鋼塊とし、凝固完了後直ちに型抜き
し、表面温度が1000℃になるまで放冷し、次いで
歪速度と圧下率を変化させた１パス圧延をおこな
つた時の鋳片表面割れの発生状況を示す。図中、
「○」は割れなしの場合を、「〓」は微小割れ発生
（板厚の1/10以下の長さ）の場合を、そして「●」
は割れ発生（板厚の1/10以上の長さ）の場合をそ
れぞれ示す。 第１表 Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al Ｎ Fe 0.12 0.1 0.45 0.025 0.020 0.045 0.00
58 bal 図示のデータより明らかように、圧下量Ｒ
（％）、歪速度ε・（sec-1）とした場合、Ｒ≦5.2−
2.41logε・の範囲内で鋳片の表面割れは発生しな
い。つまり、歪速度が遅い程、また圧下率が少な
い程熱間圧延時の表面割れが抑制される。したが
つて、本発明にあつては、一次圧延における圧下
量Ｒおよび歪速度をＲ≦5.2−2.41logε・の範囲に
制限するが、その好適態様にあつては前述のよう
に一次圧延での表面割れを防止するために、歪速
度の上限を100sec-1とした。下限の制約はとくに
ないが、歪速度が遅すぎると生産性を劣化させた
り、圧延中の温度低下が大きくなり二次圧延時の
作業性を低下させるため、10-2sec-1とした。圧
下量は100sec-1で割れが発生しない条件、すなわ
ち５％以下とした。このように一般的に割れ防止
の条件としてはＲ≦5.2−2.41logε・であるが、実
際上の観点から、好ましくは本発明にあつてはＲ
≦５％、ε・：10-2〜100sec-1に制限する。 すなわち、本発明により上述の条件にしたがつ
て低歪速度で軽圧下を行えば、従来の熱間圧延時
に割れが発生する温度域でも、鋳片の表面割れが
抑制でき、その後に行う二次圧延としては通常の
熱間圧延条件下で行つても、圧延時の表面割れの
発生が抑制される。 次に、第２図は、第２表に示す組成のSi−Al
キルド鋼を前述の方法で溶製、鋳込み、1000℃で
歪速度２×10-1sec-1、圧下率４％の一次圧延を
行つたあと、０〜20分の保定を行つてから、歪速
度２×102sec-1、圧下率20％の条件で二次圧延と
して２パス圧延を行つた時の表面割れ発生状況を
示す。また、一次圧延を行わず直接上記の二次圧
延を行つた時の表面割れ発生状況も併記する。保
定は一次圧延後直ちに1000℃に保持してある炉に
投入して行つた。一次圧延を行なわない場合は鋼
塊表面温度が1000℃になつた時点で直ちに同様の
炉に投入して行つた。 図中「○」は一次圧延を行つた場合を、「●」
は一次圧延を行わなかつた場合をそれぞれ示す。
なお、割れ評価は次の通りであつた。 評点１：割れなし 評点２：板厚の1/10以下の長さの割れ 評点３：板厚の1/5以下の長さの割れ 評点４：板厚の1/5以上の長さの割れ 第２表 Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al Ｎ Fe 0.14 0.15 0.52 0.028 0.023 0.032 0.0
071 bal 図示データから明らかなように、一次圧延を行
わない場合は、10分以上の保定によつて、表面割
れの発生が抑制されるが、本発明に示した一次圧
延を採用すると、実際の製造ラインにおいて生産
に支障のない５分以内という短時間の保定で表面
割れの発生が抑制される。一方、保定時間が５分
を越えるとその効果が飽和することから、本発明
にあつては保定時間の上限を５分とした。また、
下限は１分以上である。なお、本発明にあつては
保定時間が５分以内と短く、実際の製造ラインに
おいては鋳片の保有熱が大きいため保定の代わり
に一次圧延後鋳片を放冷しても同等の効果を得る
ことができる。 ここで保定することによつて延性が回復して割
れの発生が抑制されることの冶金学的意味につい
て説明すると次の通りである。 熱間圧延中のオーステナイト粒界脆化は固溶Ｓ
が圧延中に粒界および粒内に動的析出することに
よる。すなわち、粒内析出によつて粒内が硬化し
て粒界に歪が集中し粒界析出物とオーステナイト
相との界面剥離を生じるのが原因である。したが
つて、圧延前に保定を行えば固溶ＳがMnSとし
て粗大析出してしまうのでなくなり、上記動的析
出が起こらなくなるので脆化を生じなくなる。 一方、一次圧延を行えばそれによつて析出核が
導入されるので、そのあとの粗大化が容易に起こ
るので短時間の保定でも目的が十分達せられる。 換言すれば、そのような粗大化が容易におこる
に必要な時間だけ一般には少なくとも１分間だけ
保定すればよい。 したがつて、ここに本発明における用語「保
定」は保熱炉を使つた恒温保持操作ばかりでな
く、通常の条件下での５分以内の放冷操作をも包
含する。なお、すでに述べたように、一次圧延に
引続いて行われる二次圧延の圧延条件は特に制約
はなく、通常の圧延条件で良い。代表的には一パ
ス当りの圧下率10〜40％、歪速度100〜103sec-1
の条件で５〜10パスの圧延を行う方法である。 本発明を以下実施例によつてさらに詳述する
が、これは本発明を単に説明するために示すもの
であつて、それにより本発明を制限する意図にな
いことは勿論である。 実施例 第３表に示す３種類の鋼について各組成範囲内
の一連の鋼片に、連続鋳造後、凝固からの冷却過
程で種々の条件で一次圧延を行い、続いて通常の
二次圧延を行つた。そのとき、一次圧延および二
次圧延の際の鋳片の表面割れ発生状況を調べた。
結果は圧延条件とともに同じく第３表にまとめて
示す。表面割れの評価は微少割れが発生しても割
れ発生とした。 なお、鋳片は、転炉溶製した溶鋼を連続鋳造機
にて250mm厚、2000mm幅の鋳片としたもので、凝
固後約0.15℃／secで冷却して所定温度としてか
ら圧延機に供給した。この場合の保定は放冷操作
にて代替した。 第３表に示す結果から明らかなように、一次圧
延を行わずに、熱鋳片を通常の圧延条件で直接圧
延すると、いかなる鋼種でも圧延時に割れが発生
してしまう。また、一次圧延の条件が本発明の範
囲外にあると、一次圧延時に割れが発生してしま
う（一次圧延で割れが発生した場合、それで実験
は終了とした）。 しかしながら、本発明によるものは、いずれの
場合にも割れ発生はみられなかつた。
【表】
本発明は、以上詳述に述べたように、熱鋳片の
直送圧延プロセスにおいて、圧延時の割れ発生が
なく、省エネルギーで経済的なプロセスを提供で
き、斯界の発展に寄与するところ大であるすぐれ
た発明である。
直送圧延プロセスにおいて、圧延時の割れ発生が
なく、省エネルギーで経済的なプロセスを提供で
き、斯界の発展に寄与するところ大であるすぐれ
た発明である。
第１図は、一次圧延時の歪速度と圧下率とに対
して鋳片の表面割れ発生状況を示すグラフ；およ
び第２図は、保定時間に対して同じく表面割れ発
生状況を示すグラフである。
して鋳片の表面割れ発生状況を示すグラフ；およ
び第２図は、保定時間に対して同じく表面割れ発
生状況を示すグラフである。
Claims (1)
- １ 連続鋳造鋳片を直送圧延する際に、1100℃以
下、Ar3点以上の温度域において10-2〜100sec-1
の歪速度、５％以下の圧下率で１次圧延を行つた
後、１分以上５分以下の保定を行い、次いで２次
圧延を行うことを特徴とする連続鋳造鋳片の熱間
圧延時の表面割れ防止法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11962884A JPS60262915A (ja) | 1984-06-11 | 1984-06-11 | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11962884A JPS60262915A (ja) | 1984-06-11 | 1984-06-11 | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60262915A JPS60262915A (ja) | 1985-12-26 |
| JPH0568525B2 true JPH0568525B2 (ja) | 1993-09-29 |
Family
ID=14766147
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11962884A Granted JPS60262915A (ja) | 1984-06-11 | 1984-06-11 | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60262915A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0720874A1 (en) * | 1994-12-15 | 1996-07-10 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Direct rolling method for continuously cast slabs and apparatus thereof |
| US6776218B2 (en) * | 1999-11-30 | 2004-08-17 | Castrip Llp | Casting steel strip |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02137602A (ja) * | 1988-11-17 | 1990-05-25 | Nkk Corp | 連続鋳造鋳片の直接圧延法 |
| AT408323B (de) * | 1999-12-01 | 2001-10-25 | Voest Alpine Ind Anlagen | Verfahren zum stahl-stranggiessen |
| JP4696341B2 (ja) * | 2000-07-25 | 2011-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-06-11 JP JP11962884A patent/JPS60262915A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0720874A1 (en) * | 1994-12-15 | 1996-07-10 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Direct rolling method for continuously cast slabs and apparatus thereof |
| US6776218B2 (en) * | 1999-11-30 | 2004-08-17 | Castrip Llp | Casting steel strip |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60262915A (ja) | 1985-12-26 |
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