JPH0675752B2

JPH0675752B2 - 高速度鋼薄板の製造方法

Info

Publication number: JPH0675752B2
Application number: JP62040555A
Authority: JP
Inventors: 千里吉田; 弘行安中; 輝彦野崎
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1987-02-24
Filing date: 1987-02-24
Publication date: 1994-09-28
Anticipated expiration: 2009-09-28
Also published as: JPS63207455A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は高速度鋼薄板の製造に係り、特に鋳造後の鍛造
工程及び熱間圧延の一部の工程を省略して高速度鋼薄板
を製造できる方法に関するものである。

（従来の技術）従来、高速度鋼の連続鋳造は中心偏析が激しく困難であ
ると云われており、高速度鋼薄板の製造は、通常、次の
ような製造プロセスによって行われていた。

溶解→造塊→鍛造→熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→焼入れ
・焼もどし一般に高速度鋼では、凝固時に粒界に共晶炭化物が生成
するため、この炭化物を微細且つ均一に分布させること
が熱処理後の工具の寿命を向上させるうえで重要であ
る。そのため、現在では、上記製造プロセスにおいて、
凝固時の炭化物を小さくするために造塊時のインゴット
を一般に行なわれている鋼塊サイズよりも小さい300〜6
00kg とし、凝固時の冷却速度を５〜20℃/min（0.1〜0.3℃/
s）のように増大させており、更に鍛造ミルで鍛造を十
分に行って炭化物を破壊することで対処している。この
ため現状では鍛造とその後の熱間圧延での圧下比は30以
上と大きくなる。

したがって、このような製造プロセスでは、インゴット
を小さくせざるを得ないため、鍛造歩留が低下し、更に
はＷ、Mo、Cr、Ｖ等の合金元素の偏析によってインゴッ
ト中心部での炭化物が大きくなりやすくなり、不均一組
織となるという欠点がある。また造塊後に鍛造と熱間圧
延が必須であるため、必然的にそのための加熱エネルギ
ーも必要であり、コスト高となる。

本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、鍛造歩留を大
幅に向上でき、しかも鍛造等の工程を省略して高品質の
高速度鋼薄板を安価に且つ簡易なプロセスにより製造す
る方法を提供することを目的とするものである。

（問題点を解決するための手段）上記目的を達成するため、本発明者は、凝固時に粒界に
生成する共晶炭化物を均一に微細分布させる手段とし
て、従来の小型インゴット→鍛造プロセスに代替し得る
新規なプロセスの開発について研究を重ねた。

その結果、冷却速度が極めて大きい急冷凝固法（双ロー
ル法）を採用することにより、凝固時に生成する共晶炭
化物が極めて小さく、かつ、5mm厚以下の薄鋳片であれ
ば特にマクロ偏析がなく中心部においても微細に共晶炭
化物が生成することを見い出した（特願昭61−178289号
参照）。

しかし、5mmより厚い薄板の用途も多く、このような要
請に対しては上記方法では対処できず、その後更に研究
を重ねた結果、5mmより厚い薄鋳片から高速度鋼薄板を
製造する場合には、いわゆるヘズレー式、チルブロック
式などの薄スラブ連鋳機で薄スラブを作製し、これに熱
間圧延及び焼鈍を施すプロセスが適当であることが判明
し、本発明をなすに至ったものである。

すなわち、本発明に係る高速度鋼薄板の製造方法は、高
速度鋼を溶解後、薄スラブ連鋳法により凝固時の冷却速
度が10⁰〜10²℃/sとなるように冷却して板厚が5mm超〜4
0mmの薄スラブ連鋳片を製造し、引き続いて該連鋳片に
熱間圧延及び焼鈍を施して炭化物を微細な球状とするこ
とを特徴とするものである。

以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。

従来、高速度鋼は特に合金元素の中心偏析が激しく連鋳
しにくい鋼種とされていたが、本発明では、例えば、ツ
インベルトを対向させて傾斜させ、各ベルトを高速冷却
水ジェットで冷却しつつ、ツインベルト間で溶湯を凝固
させるヘズレー式薄スラブ連鋳機や、水平に配置した一
対の無限軌道上に設けた多数の鋳型を冷却装置で冷却さ
せつつ、上下鋳型間で溶湯を凝固させるチルブロック式
薄スラブ連鋳機等を使用した薄スラブ連鋳法により薄ス
ラブ連鋳片を鋳造するものである。これにより偏析が可
及的に少なく、かつ、凝固時に生成する共晶炭化物を表
面から中心部までサイズの揃った微細炭化物にすること
が可能となる。

但し、凝固時の冷却速度（以下、単に凝固速度という）
及び鋳片厚を適切に規制しなければ所望の急冷効果が得
られない。

すなわち、冷却速度が10⁰℃/s未満では、従来法と同様
に共晶炭化物が大きく生成し、或いは更に偏在すること
になるので、10⁰℃/s以上の大きな冷却速度が必要であ
る。この冷却速度以上であれば、鋳片厚が40mmまでは中
心部に微細な共晶炭化物を生成させることができる。凝
固時の冷却速度が大きいほど望ましいが、ヘズレー式、
チルブロック式等の薄スラブ連鋳機は急冷凝固法よりも
実機許容冷却速度が小さいことを考慮して、10²℃/sを
冷却速度の上限とする。

上記の冷却速度の範囲内であるならば、薄スラブ連鋳機
により鋳片厚が5mm超40mm以下の連鋳片において、その
中央部及び表面部で微細な共晶炭化物を生成させること
が可能である。40mmを超える鋳片厚のスラブを薄スラブ
連鋳機で製造することは可能であるが、その場合、結晶
粒径が従来法でのそれに近づき、急冷効果が得られにく
くなる。また5mm厚以下の薄鋳片に対しては、急冷凝固
法で対処でき、薄スラブ連鋳法を適用するメリットが薄
れる。

第１図（ａ）、（ｂ）は薄スラブ連鋳法により製造した
40mm厚の薄スラブの鋳片中央部と表面部の共晶炭化物を
示しており、そのときの冷却速度は中央で10⁰℃/s、表
面部で10²℃/sであった。中央部及び表面部とも充分な
急冷効果により微細に共晶炭化物（図中、黒い部分）が
生成し、同図（ａ）に示す中央部の結晶粒径が約30μｍ
と小さい。一方、同図（ｃ）、（ｄ）は従来のプロセス
により得られたインゴット材の場合を示しており、中央
部の結晶粒径が約300μｍと大きく、共晶炭化物（図
中、白い部分）がネットワーク状に生成し、偏在してい
る。

連鋳後、得られた薄スラブ連鋳片を熱間圧延する。熱間
圧延は、上記薄スラブ連鋳法により共晶炭化物が微細に
生成しているので、比較的軽度の圧下比｛（圧延前の厚
み）÷（圧延後の厚み）｝で行なうことができる。した
がって、従来のプロセスのように大きな圧下比を必要と
せず、熱間圧延工程の一部を省略可能となる。しかし、
鋳片厚の増加によっては炭化物がネットワーク状に存在
したり、密集して存在したりする領域が一部で発生する
こともある。このような場合には、熱間圧延によりその
領域を軽減させ、微細均一分布化を図る必要がある。そ
のためには、共晶炭化物の密集部分或いはネットワーク
部分を有する薄スラブに対し、熱間圧延の圧下比を６以
上にするのが好ましい。圧下比は大きいほどよいが、10
を超える大きな値にしても炭化物分断効果が飽和すると
共に歩留が低下することになるので、圧下比は10以下と
する。第２図（ａ）、（ｂ）は炭化物密集部分を有する
40mm厚の薄スラブにつき圧下比の変化に伴う炭化物形状
の変化を示したもので、圧下比が４では炭化物の密集部
分（図中、白い部分）が残留しているが、圧下比６にな
ると分断されていることがわかる。

熱間圧延後は焼鈍を行うことにより、微細に分布した共
晶炭化物を球状化することができる。そのためには1000
〜1200℃、５時間以下の条件で焼鈍するのが好ましい。
これは、凝固時の急冷効果により層状に生成された共晶
炭化物の層状の間隔が狭くなっているので、拡散距離が
短くなるためであり、また1000〜1200℃の温度にて M₂C→M₆C＋MC の反応が生じ、炭化物が更に細かくなる効果もある。し
たがって、従来プロセスのように鍛造で共晶炭化物を破
壊する工程を経なくても、従来の材質と同等以上のもの
を得ることができる。

なお、この焼鈍工程は、熱間圧延後連続的に行っても或
いはバッチで行ってもよい。連鋳片から連続的にコイリ
ングする場合には、例えば焼鈍ボックス内で焼鈍され、
その時の焼鈍の熱エネルギーは薄鋳片の自己保有熱を主
とすることができるし、必要ならば補足的に加熱するだ
けでよい。

上記焼鈍に引き続き、必要に応じて、共析変態温度域で
の焼鈍を行うことができる。この処理によって薄鋳片は
軟化し、次工程の冷間圧延が容易となり、薄鋳片の割れ
発生も回避できる効果がある。このためには、共析変態
温度近傍の700〜900℃で５時間以内の条件で焼鈍し、焼
鈍後少なくとも500℃までを200℃/hr以下、好ましくは1
0〜20℃/hr以下の冷却速度で冷却するのが望ましい。そ
の際、少なくとも500℃に達すれば空冷であってもよ
い。

上記熱処理工程の後、従来と同様、冷間圧延、焼入れ・
焼もどし処理を行う。これら加工、熱処理条件は特に制
限されないことは云うまでもない。

勿論、本発明においては、鍛造工程が不要であるので、
溶解から焼鈍までの各プロセスを連続させて一体化した
プロセスで実施することが可能となるが、全工程或いは
任意のプロセスをバッチで行うこともできるということ
は云うまでもない。

なお、本発明法では、各種成分の高速度鋼を対象とする
ことができ、いずれの材質のものであっても従来よりも
高品質の高速度鋼薄板を製造することができる。

次に本発明の一実施例を示す。

（実施例）第３図は本発明法の実施に使用する設備の一例を示すも
ので、取鍋１からタンディシュ２に供給された溶鋼Ｍを
薄スラブ連鋳機３に連続的に注湯し、急冷凝固し、得ら
れた薄スラブは圧延機４で熱間圧延されて薄板とし、焼
鈍ボックス５にコイリングされる。焼鈍ボックス５の入
側には切断機６が設けてある。

上記設備を用いて第１表に示す化学成分（wt％）の溶鋼
から薄スラブを製造した。なお、溶解量は500kgで、溶
鋼温度1570℃で薄スラブ連鋳機にて鋳造して40mm厚の薄
スラブを得、更に5mm厚に熱延し、コイリングした。コ
イリングした鋳片は焼鈍ボックス５内で焼鈍（1150℃×
2hr）した。なお、焼鈍に際しては外部から熱を与える
ことなく、鋳片の自己保有熱にて行った。

得られた焼鈍材について炭化物の生成状態を調べたとこ
ろ、第４図（ａ）に示すとおり、中央部でも微細炭化物
が均一に分布されていた。なお、同図（ｂ）は従来プロ
セスで得られた焼鈍材の中央部組織を示したもので、炭
化物は球状化されているものの、やや不均一な分布状況
であり、本発明材の方が優れた性状の球状炭化物を有し
ていることがわかる。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、従来法では中心
偏析が激しく連鋳化しにくい鋼種である高速度鋼につき
薄スラブ連鋳法により5mm超40mm厚以下の薄スラブを製
造し、これを引き続いて熱間圧延及び焼鈍するので、従
来必須とされていた鋳造工程が不要となり、連鋳と熱間
圧延と焼鈍を一体化したプロセスが実施可能となる。特
に、従来は偏析を減少させるために小さなインゴットを
製造していたので鋳造歩留が低かったのに対し、連鋳の
採用により大幅に鋳造歩留を向上させることができる。

しかも、得られる高速度鋼薄板の材質面については、薄
スラブ連鋳と熱間圧延により共晶炭化物が微細で均一化
され、更に焼鈍により球状化されるので、均一で微細な
球状炭化物が得られ、従来材と同等乃至それ以上の材質
の高速度鋼薄板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）〜（ｄ）は本発明法で得られた連鋳片（急
冷材）と従来法で得られたインゴット材の炭化物生成状
況を示す金属組織の顕微鏡写真（×100）で、（ａ）は
本発明による急冷材の中央部、（ｂ）は同様に表面部を
示し、（ｃ）は従来のインゴット材の中央部、（ｄ）は
同様に表面部を示し、第２図（ａ）、（ｂ）は本発明法により得られた連鋳片
（急冷材）を各種圧下比で熱間圧延したときの炭化物形
状を示す金属組織の顕微鏡写真（×2000）で、（ａ）は
圧下比４で熱間圧延した場合、（ｂ）は圧下比６で熱間
圧延した場合を示し、第３図は本発明の一実施例において使用した設備を示す
説明図、第４図は上記実施例で得られた焼鈍材の中央部の金属組
織の顕微鏡写真（×2000）であり、（ａ）は本発明によ
る急冷材の場合、（ｂ）は従来のインゴット材の場合を
示している。１……取鍋、２……タンディッシュ、３……薄スラブ連
鋳機、４……熱間圧延ロール、５……焼鈍ボックス、６
……切断機、Ｍ……溶鋼。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】高速度鋼を溶解後、薄スラブ連鋳法により
凝固時の冷却速度が10⁰〜10²℃/sとなるように冷却して
板厚が5mm超〜40mmの薄スラブ連鋳片を製造し、引き続
いて該連鋳片に熱間圧延及び焼鈍を施して炭化物を微細
な球状とすることを特徴とする高速度鋼薄板の製造方
法。
【請求項２】前記熱間圧延を圧下比６〜10で行う特許請
求の範囲第１項記載の方法。
【請求項３】前記溶解、鋳造、熱間圧延及び焼鈍を連続
的に実施する特許請求の範囲第１項記載の方法。