JPH07256306A - 鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法 - Google Patents
鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法Info
- Publication number
- JPH07256306A JPH07256306A JP7280394A JP7280394A JPH07256306A JP H07256306 A JPH07256306 A JP H07256306A JP 7280394 A JP7280394 A JP 7280394A JP 7280394 A JP7280394 A JP 7280394A JP H07256306 A JPH07256306 A JP H07256306A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- temperature
- hot
- heating
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 割れ感受性の高い鋼種の鋳片を熱間圧延する
際の表面疵を防止する。 【構成】 連続鋳造された鋼鋳片を加熱後熱間圧延する
に先立ち、該鋳片の表面温度をＡｒ3 −５０℃以下の温
度に一旦冷却する。その後、Ａｃ3 ＋５０℃以上液相線
温度以下の温度まで１００℃／分以上の速度で鋳片表面
を加熱した後、直ちにＡｒ3 −５０℃以下Ａｒ3 −２５
０℃以上の温度に１００℃／分以上の冷却速度で冷却す
る。その後、加熱して熱間圧延する。 【効果】 熱間圧延前の組織を微細化し、炭、窒化物を
均一に析出させることができる。加熱時や熱間圧延温度
域の熱間延性を改善し、炭、窒化物の析出による粒界脆
化を抑制して加熱時や熱間圧延での表面疵の発生を防止
する。
際の表面疵を防止する。 【構成】 連続鋳造された鋼鋳片を加熱後熱間圧延する
に先立ち、該鋳片の表面温度をＡｒ3 −５０℃以下の温
度に一旦冷却する。その後、Ａｃ3 ＋５０℃以上液相線
温度以下の温度まで１００℃／分以上の速度で鋳片表面
を加熱した後、直ちにＡｒ3 −５０℃以下Ａｒ3 −２５
０℃以上の温度に１００℃／分以上の冷却速度で冷却す
る。その後、加熱して熱間圧延する。 【効果】 熱間圧延前の組織を微細化し、炭、窒化物を
均一に析出させることができる。加熱時や熱間圧延温度
域の熱間延性を改善し、炭、窒化物の析出による粒界脆
化を抑制して加熱時や熱間圧延での表面疵の発生を防止
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、連続鋳造された鋼鋳片
を加熱炉を経て鋼片、棒鋼、または線材等へ熱間圧延す
る際、あるいは連続鋳造された鋼鋳片を直接熱間圧延す
る際の表面疵防止方法に関するものである。
を加熱炉を経て鋼片、棒鋼、または線材等へ熱間圧延す
る際、あるいは連続鋳造された鋼鋳片を直接熱間圧延す
る際の表面疵防止方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼には強度や靱性等の特性を向上させる
ためにＮｂ、Ｖ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ等の様々な合金元素が
添加される。また、鋼材製造方法の革新も著しく、省エ
ネルギーやコスト削減の目的から、連続鋳造された鋼鋳
片をインラインで圧下する、あるいは直接圧延やホット
チャージ圧延する、さらにはニアネットシェイプキャス
ティング（ＮＮＳＣ）等で鋳造サイズを減少して分塊圧
延やサイジングを省略し、連続鋳造鋳片を直接棒鋼や線
材へ熱延等で圧延する方法が開発されてきている。しか
し、これらの方法では鋳造ままの粗大な組織が残留し、
熱間圧延時に組織が粗く、その粒界に炭、窒化物が析出
して粒界を脆化させるため表面疵が発生し易い。
ためにＮｂ、Ｖ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ等の様々な合金元素が
添加される。また、鋼材製造方法の革新も著しく、省エ
ネルギーやコスト削減の目的から、連続鋳造された鋼鋳
片をインラインで圧下する、あるいは直接圧延やホット
チャージ圧延する、さらにはニアネットシェイプキャス
ティング（ＮＮＳＣ）等で鋳造サイズを減少して分塊圧
延やサイジングを省略し、連続鋳造鋳片を直接棒鋼や線
材へ熱延等で圧延する方法が開発されてきている。しか
し、これらの方法では鋳造ままの粗大な組織が残留し、
熱間圧延時に組織が粗く、その粒界に炭、窒化物が析出
して粒界を脆化させるため表面疵が発生し易い。
【０００３】従来、熱間圧延時の表面疵防止方法として
は、特定温度域で加工歪を加え、炭、窒化物の析出とγ
粒の微細化を促進する特開昭６０−５６４５７号公報記
載の方法や、冷却水で鋳片表面をＡｒ3 温度直下から急
冷し、Ａｒ1 点温度まで冷却してから加熱、熱間圧延す
る特開昭６３−１８８４０１号公報記載の方法、及び連
続鋳造後の鋳片表面温度を５００℃以下に冷却すると共
に分塊圧延前再加熱時に５００〜７００℃の昇温速度を
３０℃／分以下にする特開平５−７９１５号公報記載の
方法等があるが、これらの方法はいずれも加熱、圧延時
にＡｌ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭、窒化物が析出する鋼種
やＰｂ、Ｃｕ等を含有して熱間延性の低い鋼種では、再
加熱〜熱間圧延工程での表面疵の発生を十分防止できな
い。
は、特定温度域で加工歪を加え、炭、窒化物の析出とγ
粒の微細化を促進する特開昭６０−５６４５７号公報記
載の方法や、冷却水で鋳片表面をＡｒ3 温度直下から急
冷し、Ａｒ1 点温度まで冷却してから加熱、熱間圧延す
る特開昭６３−１８８４０１号公報記載の方法、及び連
続鋳造後の鋳片表面温度を５００℃以下に冷却すると共
に分塊圧延前再加熱時に５００〜７００℃の昇温速度を
３０℃／分以下にする特開平５−７９１５号公報記載の
方法等があるが、これらの方法はいずれも加熱、圧延時
にＡｌ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭、窒化物が析出する鋼種
やＰｂ、Ｃｕ等を含有して熱間延性の低い鋼種では、再
加熱〜熱間圧延工程での表面疵の発生を十分防止できな
い。
【０００４】また、「材料とプロセス」：ＣＡＭＰ−Ｉ
ＳＩＪ，ｖｏｌ．６（１９９３）−１１８７，「材料と
プロセス」：ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，ｖｏｌ．６（１９９
３）−１１８８に記載されているように、連鋳工程出側
で鋳片表面温度が６５０〜８５０℃から冷却槽に浸漬し
て鋳片表面の組織をベイナイト組織、または微細なフェ
ライト＋パーライト組織にすると共にＡｌＮの析出を促
進して表面疵を防止する方法が実施されているが、これ
らの方法でも浸漬冷却前の鋳片表面温度を６５０〜８５
０℃に確保することが困難な場合には、表面疵の発生を
十分に防止できない。
ＳＩＪ，ｖｏｌ．６（１９９３）−１１８７，「材料と
プロセス」：ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，ｖｏｌ．６（１９９
３）−１１８８に記載されているように、連鋳工程出側
で鋳片表面温度が６５０〜８５０℃から冷却槽に浸漬し
て鋳片表面の組織をベイナイト組織、または微細なフェ
ライト＋パーライト組織にすると共にＡｌＮの析出を促
進して表面疵を防止する方法が実施されているが、これ
らの方法でも浸漬冷却前の鋳片表面温度を６５０〜８５
０℃に確保することが困難な場合には、表面疵の発生を
十分に防止できない。
【０００５】表面疵の発生抑制のためには、Ｐｂ、Ｃ
ｕ、Ｐ、Ｓ等の粒界偏析元素や炭、窒化物を低減し、粒
界偏析や粒界析出物等による脆化を防止すれば良いが、
そうすると鋼材に要求される強度、靱性や被削性等の特
性が得られず、実用上それらの低減は困難である。
ｕ、Ｐ、Ｓ等の粒界偏析元素や炭、窒化物を低減し、粒
界偏析や粒界析出物等による脆化を防止すれば良いが、
そうすると鋼材に要求される強度、靱性や被削性等の特
性が得られず、実用上それらの低減は困難である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ａｌ、Ｂ、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃｕ等を含む熱間延性が低い鋼
種の鋳片を加熱して分塊圧延やサイジングする場合、直
接棒鋼や線材、鋼板等へ熱間圧延する場合、あるいは連
鋳機内や出側または連鋳工程の直後で補助的な加熱装置
や加熱炉で鋳片を加熱して直接熱間圧延する場合に発生
する表面疵を防止する方法を提供することを目的とす
る。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃｕ等を含む熱間延性が低い鋼
種の鋳片を加熱して分塊圧延やサイジングする場合、直
接棒鋼や線材、鋼板等へ熱間圧延する場合、あるいは連
鋳機内や出側または連鋳工程の直後で補助的な加熱装置
や加熱炉で鋳片を加熱して直接熱間圧延する場合に発生
する表面疵を防止する方法を提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、連続鋳造され
た鋼鋳片を加熱後熱間圧延するに先立ち、該鋳片の表面
温度をＡｒ3 −５０℃以下の温度に一旦冷却した後、Ａ
ｃ3 ＋５０℃以上でかつ液相線温度以下の温度まで１０
０℃／分以上の速度で鋳片表面を加熱した後、直ちにＡ
ｒ3 −５０℃以下でかつＡｒ3 −２５０℃以上の温度に
１００℃／分以上の冷却速度で冷却する工程を設けたこ
とを特徴とする鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法で
ある。
た鋼鋳片を加熱後熱間圧延するに先立ち、該鋳片の表面
温度をＡｒ3 −５０℃以下の温度に一旦冷却した後、Ａ
ｃ3 ＋５０℃以上でかつ液相線温度以下の温度まで１０
０℃／分以上の速度で鋳片表面を加熱した後、直ちにＡ
ｒ3 −５０℃以下でかつＡｒ3 −２５０℃以上の温度に
１００℃／分以上の冷却速度で冷却する工程を設けたこ
とを特徴とする鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法で
ある。
【０００８】なお、前記工程後の温度条件については、
何ら制限するものではない。
何ら制限するものではない。
【０００９】
【作用】本発明者は、連鋳機内で圧下するインラインリ
ダクションや分塊圧延、棒鋼、線材圧延、鋼板圧延等で
の熱間圧延での表面疵の発生原因について調査し、防止
方法について検討した結果、連続鋳造された鋼鋳片を熱
間圧延する際に発生する表面疵は、再加熱時あるいは熱
間圧延時に以下の機構で発生していることが明らかにな
った。
ダクションや分塊圧延、棒鋼、線材圧延、鋼板圧延等で
の熱間圧延での表面疵の発生原因について調査し、防止
方法について検討した結果、連続鋳造された鋼鋳片を熱
間圧延する際に発生する表面疵は、再加熱時あるいは熱
間圧延時に以下の機構で発生していることが明らかにな
った。
【００１０】その一つは、熱間圧延前の再加熱までの熱
履歴や加工歴によっては、鋳片の表粗組織が鋳造ままの
粗いγ粒の状態、粗いγ粒の粒界に初析フェライト
（α）が一部析出した状態、または粗大なα＋パーライ
ト（Ｐ）組織が鋳片表層部に残留した状態から加熱炉へ
装入されることがあり、それまで過飽和に固溶していた
炭、窒化物が昇温過程でγ等の粒界に析出して粒界を脆
化することに加え、昇温時の熱膨張等により歪が粒界に
集中したりすることにより割れが発生したり、割れの伝
播を助長するという機構である。
履歴や加工歴によっては、鋳片の表粗組織が鋳造ままの
粗いγ粒の状態、粗いγ粒の粒界に初析フェライト
（α）が一部析出した状態、または粗大なα＋パーライ
ト（Ｐ）組織が鋳片表層部に残留した状態から加熱炉へ
装入されることがあり、それまで過飽和に固溶していた
炭、窒化物が昇温過程でγ等の粒界に析出して粒界を脆
化することに加え、昇温時の熱膨張等により歪が粒界に
集中したりすることにより割れが発生したり、割れの伝
播を助長するという機構である。
【００１１】また、不適正あるいは不完全な熱履歴で加
熱中に粗大γ組織が残留あるいは形成されると、そのよ
うな組織では熱間延性が低いため熱間圧延で割れを生じ
易く、また、再加熱前に炭、窒化物を十分に析出させて
いないとピン止め効果が小さくγ粒が成長して熱間延性
が低下したり、熱間圧延時の歪で粒界への炭、窒化物の
析出が誘起、促進されて粒界をさらに脆化させる結果、
熱間圧延で表面割れが発生し易いという機構もある。特
に、炭、窒化物が析出する際にγ粒等の組織が粗いと
炭、窒化物の分布も不均一となって、粗い結晶粒の粒界
へ歪みが集中するのを助長する。
熱中に粗大γ組織が残留あるいは形成されると、そのよ
うな組織では熱間延性が低いため熱間圧延で割れを生じ
易く、また、再加熱前に炭、窒化物を十分に析出させて
いないとピン止め効果が小さくγ粒が成長して熱間延性
が低下したり、熱間圧延時の歪で粒界への炭、窒化物の
析出が誘起、促進されて粒界をさらに脆化させる結果、
熱間圧延で表面割れが発生し易いという機構もある。特
に、炭、窒化物が析出する際にγ粒等の組織が粗いと
炭、窒化物の分布も不均一となって、粗い結晶粒の粒界
へ歪みが集中するのを助長する。
【００１２】これらに加え、ＳやＰ等の濃度が高い鋼材
では、これらの元素は粒界に偏析して粒界の結合力を弱
め、またＣｕを含有する鋼材では酸化雰囲気下で加熱す
ると酸化されにくいＣｕがスケールの内側に濃化し、Ｆ
ｅとの界面張力が小さいため割れ先端に侵入して粒界を
湿潤させて粒界の結合力を大幅に弱めるという機構もあ
る。
では、これらの元素は粒界に偏析して粒界の結合力を弱
め、またＣｕを含有する鋼材では酸化雰囲気下で加熱す
ると酸化されにくいＣｕがスケールの内側に濃化し、Ｆ
ｅとの界面張力が小さいため割れ先端に侵入して粒界を
湿潤させて粒界の結合力を大幅に弱めるという機構もあ
る。
【００１３】さらに、Ｆｅへの溶解度が小さいＰｂ等の
低融点金属が含有されていると、液膜脆化で上記昇温過
程や熱間圧延時の割れの発生、伝播を促す機構のため、
Ｐｂ等を含有する鋼種では程度のひどい表面疵が発生す
ることが多い。
低融点金属が含有されていると、液膜脆化で上記昇温過
程や熱間圧延時の割れの発生、伝播を促す機構のため、
Ｐｂ等を含有する鋼種では程度のひどい表面疵が発生す
ることが多い。
【００１４】上述した機構で発生する表面疵の防止方法
について種々検討を重ね、特殊な熱処理により鋳片表層
部の組織や析出物の分布状況を制御することにより、鋳
片表層の熱間延性を高めて表面疵の発生、伝播を防止す
ることが可能なことを見出し、本発明を完成した。本発
明により鋳片表層部の組織を微細化し、かつ熱間延性を
劣化させる析出物を微細にかつより完全に析出させるこ
とが可能となり、それらにより鋳片表層部の熱間延性は
大幅に改善される。
について種々検討を重ね、特殊な熱処理により鋳片表層
部の組織や析出物の分布状況を制御することにより、鋳
片表層の熱間延性を高めて表面疵の発生、伝播を防止す
ることが可能なことを見出し、本発明を完成した。本発
明により鋳片表層部の組織を微細化し、かつ熱間延性を
劣化させる析出物を微細にかつより完全に析出させるこ
とが可能となり、それらにより鋳片表層部の熱間延性は
大幅に改善される。
【００１５】以下、本発明について説明する。図１に本
発明を実施する場合の鋼鋳片表面の温度履歴を模式的に
示す。
発明を実施する場合の鋼鋳片表面の温度履歴を模式的に
示す。
【００１６】まず、連続鋳造された鋼鋳片の表面温度を
Ａｒ3 −５０℃以下の温度に一旦冷却する理由について
説明する。
Ａｒ3 −５０℃以下の温度に一旦冷却する理由について
説明する。
【００１７】一般に、通常の固定鋳型を用いる連続鋳造
では、鋳片は鋳型での１次冷却に引続き２次冷却帯で水
スプレーあるいはミストスプレーで冷却された後、放冷
されるが、このような冷却では冷却速度はそれほど大き
くない。そのため、鋳型で強冷却された極表層部を除き
Ａｒ3 以上の温度では冷却過程で出現するγ組織は粗い
組織となり、また、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを少量含
む炭素鋼や低合金鋼等ではマトリックスにかなりの量の
炭、窒化物を過飽和に固溶している。そのような状態か
ら鋳片の表面をさらに冷却して表面温度がＡｒ3 −５０
℃以下になるよう冷却するとα変態やＰ変態あるいはベ
イナイト（Ｂ）変態が起きる。また、変態の進行にとも
ない、結晶粒内に亜粒界も発達すると共に温度低下で
炭、窒化物の溶解度が小さくなるため、固溶していた
炭、窒化物が幾らかは粒界や亜粒界に析出する。すなわ
ち、連続鋳造された鋼鋳片の表面温度がＡｒ3 −５０℃
以下の温度になるよう一旦冷却すると、粗大なγ組織か
ら粒界や亜粒界が発達したα＋Ｐ組織あるいはＢ組織が
得られ、かつより低温まで冷却されるため炭、窒化物の
析出量も増加する。
では、鋳片は鋳型での１次冷却に引続き２次冷却帯で水
スプレーあるいはミストスプレーで冷却された後、放冷
されるが、このような冷却では冷却速度はそれほど大き
くない。そのため、鋳型で強冷却された極表層部を除き
Ａｒ3 以上の温度では冷却過程で出現するγ組織は粗い
組織となり、また、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを少量含
む炭素鋼や低合金鋼等ではマトリックスにかなりの量の
炭、窒化物を過飽和に固溶している。そのような状態か
ら鋳片の表面をさらに冷却して表面温度がＡｒ3 −５０
℃以下になるよう冷却するとα変態やＰ変態あるいはベ
イナイト（Ｂ）変態が起きる。また、変態の進行にとも
ない、結晶粒内に亜粒界も発達すると共に温度低下で
炭、窒化物の溶解度が小さくなるため、固溶していた
炭、窒化物が幾らかは粒界や亜粒界に析出する。すなわ
ち、連続鋳造された鋼鋳片の表面温度がＡｒ3 −５０℃
以下の温度になるよう一旦冷却すると、粗大なγ組織か
ら粒界や亜粒界が発達したα＋Ｐ組織あるいはＢ組織が
得られ、かつより低温まで冷却されるため炭、窒化物の
析出量も増加する。
【００１８】このような状態から、Ａｃ3 ＋５０℃以上
でかつ液相線温度以下の温度まで１００℃／分以上の速
度で鋳片表面を加熱し、その後直ちにＡｒ3 −５０℃以
下でかつＡｒ3 −２５０℃以上の温度に１００℃／分以
上の冷却速度で冷却する。そうすると、加熱過程で粒界
や亜粒界が発達したα＋Ｐ組織あるいはＢ組織はγに再
変態するが、その際粒界だけでなく発達した亜粒界から
も核生成するためγ粒は鋳造時に形成されたγ粒に比べ
て顕著に微細化する。また、冷却過程では微細化したγ
組織が再度変態でα＋Ｐ組織あるいはＢ組織に変化する
ため、その過程でも組織の微細化が一層進展する。この
際、１００℃／分以上の加熱速度および冷却速度を確保
することで加熱、冷却過程でのγ、α、ＰあるいはＢ組
織の粗大化を防止すると共に、急速加熱、冷却で発生す
る熱応力、熱歪により過飽和に固溶していた炭、窒化物
の粒界への析出が誘起され、しかも変態の繰返しと急速
加熱、冷却等の効果で微細化した結晶粒の粒界へ炭、窒
化物が析出するため、このような熱処理を受けない場合
に比べると多くの炭、窒化物が析出し、しかも結晶粒が
微細化した効果で炭、窒化物の分布も格段に均一化す
る。このような組織の微細化や炭、窒化物の均一化は熱
歪や加工歪の集中を和らげ、割れの発生や伝播に対する
抵抗を高めるため、表面疵の発生を大幅に防止できる。
でかつ液相線温度以下の温度まで１００℃／分以上の速
度で鋳片表面を加熱し、その後直ちにＡｒ3 −５０℃以
下でかつＡｒ3 −２５０℃以上の温度に１００℃／分以
上の冷却速度で冷却する。そうすると、加熱過程で粒界
や亜粒界が発達したα＋Ｐ組織あるいはＢ組織はγに再
変態するが、その際粒界だけでなく発達した亜粒界から
も核生成するためγ粒は鋳造時に形成されたγ粒に比べ
て顕著に微細化する。また、冷却過程では微細化したγ
組織が再度変態でα＋Ｐ組織あるいはＢ組織に変化する
ため、その過程でも組織の微細化が一層進展する。この
際、１００℃／分以上の加熱速度および冷却速度を確保
することで加熱、冷却過程でのγ、α、ＰあるいはＢ組
織の粗大化を防止すると共に、急速加熱、冷却で発生す
る熱応力、熱歪により過飽和に固溶していた炭、窒化物
の粒界への析出が誘起され、しかも変態の繰返しと急速
加熱、冷却等の効果で微細化した結晶粒の粒界へ炭、窒
化物が析出するため、このような熱処理を受けない場合
に比べると多くの炭、窒化物が析出し、しかも結晶粒が
微細化した効果で炭、窒化物の分布も格段に均一化す
る。このような組織の微細化や炭、窒化物の均一化は熱
歪や加工歪の集中を和らげ、割れの発生や伝播に対する
抵抗を高めるため、表面疵の発生を大幅に防止できる。
【００１９】Ａｃ3 ＋５０℃以上でかつ液相線温度以下
の温度まで昇温するのは、α、Ｐ組織あるいはＢ組織を
短時間にγ組織に変態させるにはＡｃ3 ＋５０℃以上の
温度に加熱する必要があり、それに加え炭、窒化物を微
細にかつ均一にしかも徹底して析出させるためには加熱
速度や冷却速度を確保することに加え加熱温度を高め、
加熱あるいはその後の冷却で発生する熱応力や熱歪の強
度や量をある程度確保する必要があるためである。その
意味では加熱温度は高いほど良いが、液相線温度では鋼
鋳片表面が完全に融体化して流出するため、それより高
い温度に鋳片表層を加熱することはできない。
の温度まで昇温するのは、α、Ｐ組織あるいはＢ組織を
短時間にγ組織に変態させるにはＡｃ3 ＋５０℃以上の
温度に加熱する必要があり、それに加え炭、窒化物を微
細にかつ均一にしかも徹底して析出させるためには加熱
速度や冷却速度を確保することに加え加熱温度を高め、
加熱あるいはその後の冷却で発生する熱応力や熱歪の強
度や量をある程度確保する必要があるためである。その
意味では加熱温度は高いほど良いが、液相線温度では鋼
鋳片表面が完全に融体化して流出するため、それより高
い温度に鋳片表層を加熱することはできない。
【００２０】尚、鋳片表面を加熱する手段は、ガスバー
ナータイプのものでも、誘導加熱タイプのものでも、所
望の速度で加熱できる能力を有しているものであれば構
わない。但し、極端に入熱量が大きくそのため鋳片内部
の温度が上昇し過ぎ、所定の温度に加熱した後直ちに冷
却する際に鋳片の保有する顕熱に対し抜熱が不十分とな
り、所定の冷却速度が確保できないような加熱手段は好
ましくない。
ナータイプのものでも、誘導加熱タイプのものでも、所
望の速度で加熱できる能力を有しているものであれば構
わない。但し、極端に入熱量が大きくそのため鋳片内部
の温度が上昇し過ぎ、所定の温度に加熱した後直ちに冷
却する際に鋳片の保有する顕熱に対し抜熱が不十分とな
り、所定の冷却速度が確保できないような加熱手段は好
ましくない。
【００２１】急速加熱後、直ちに冷却するに当って、Ａ
ｒ3 −５０℃以下でかつＡｒ3 −２５０℃以上の温度に
１００℃／分以上の冷却速度で冷却する必要があるのは
以下の理由による。
ｒ3 −５０℃以下でかつＡｒ3 −２５０℃以上の温度に
１００℃／分以上の冷却速度で冷却する必要があるのは
以下の理由による。
【００２２】Ａｒ3 −５０℃以下にするのは、加熱で生
成したγ組織を再度α変態、Ｐ変態あるいはＢ変態させ
ることによりミクロ組織をさらに微細化するためであ
る。Ａｒ3 −２５０℃より低い温度に急冷しないのは、
脆弱な組織であるマルテンサイト組織を出現させないた
めと、その温度域まで組織や炭、窒化物の析出制御に有
効な冷却速度で急冷すると熱応力が過大となり鋳片の折
損等を引起こすためである。冷却の際の冷却速度を１０
０℃／分以上にするのは、前述したようにγ組織やそれ
が変態して得られるα、Ｐ、あるいはＢ組織の粗大化を
防止するためと、炭、窒化物の析出を促進するためであ
る。冷却速度を１００℃／分以上にできれば放冷するだ
けでも構わないし、それで不十分であれば水スプレー冷
却やミストスプレー等で気水冷却しても良い。
成したγ組織を再度α変態、Ｐ変態あるいはＢ変態させ
ることによりミクロ組織をさらに微細化するためであ
る。Ａｒ3 −２５０℃より低い温度に急冷しないのは、
脆弱な組織であるマルテンサイト組織を出現させないた
めと、その温度域まで組織や炭、窒化物の析出制御に有
効な冷却速度で急冷すると熱応力が過大となり鋳片の折
損等を引起こすためである。冷却の際の冷却速度を１０
０℃／分以上にするのは、前述したようにγ組織やそれ
が変態して得られるα、Ｐ、あるいはＢ組織の粗大化を
防止するためと、炭、窒化物の析出を促進するためであ
る。冷却速度を１００℃／分以上にできれば放冷するだ
けでも構わないし、それで不十分であれば水スプレー冷
却やミストスプレー等で気水冷却しても良い。
【００２３】以上の熱履歴でＡｒ3 −５０℃以下でかつ
Ａｒ3 −２５０℃以上の温度に冷却すれば組織微細化と
炭、窒化物の均一な析出を達成できる。その後は、直ち
に加熱炉へ装入する等で鋳片温度を高めて熱間圧延して
も良いし、あるいは上記温度からさらに例えば室温まで
冷却してから加熱して熱間圧延しても構わない。
Ａｒ3 −２５０℃以上の温度に冷却すれば組織微細化と
炭、窒化物の均一な析出を達成できる。その後は、直ち
に加熱炉へ装入する等で鋳片温度を高めて熱間圧延して
も良いし、あるいは上記温度からさらに例えば室温まで
冷却してから加熱して熱間圧延しても構わない。
【００２４】本発明により再加熱前の鋳片表層部の組織
を微細化すると共に、炭、窒化物が過飽和に固溶する状
態を解消しておけば、再加熱時にも表層の靱性を確保で
き、新たな炭、窒化物の析出によるγ粒界の脆化も防止
でき、加熱過程で発生する熱応力等による割れの発生
や、加熱炉装入前に存在した割れも含め、割れの進展を
大幅に抑制できる。
を微細化すると共に、炭、窒化物が過飽和に固溶する状
態を解消しておけば、再加熱時にも表層の靱性を確保で
き、新たな炭、窒化物の析出によるγ粒界の脆化も防止
でき、加熱過程で発生する熱応力等による割れの発生
や、加熱炉装入前に存在した割れも含め、割れの進展を
大幅に抑制できる。
【００２５】
【実施例】表１に示した化学組成の鋼を断面サイズ１６
２ｍｍ角に連続鋳造し、様々な温度まで冷却した後、ガ
スバーナータイプの加熱装置または誘導加熱装置を用い
て急速加熱処理を行い、その後放冷あるいは一部水スプ
レーを併用して鋳片表面を所定の速度で冷却した。さら
に、種々の条件で急速加熱、冷却処理した鋳片を加熱炉
経由で棒鋼、線材に熱間圧延し、その成品において発生
した表面疵の程度を疵評点で評価した。疵評点は値が大
きいほど疵の程度が悪いことを示す。
２ｍｍ角に連続鋳造し、様々な温度まで冷却した後、ガ
スバーナータイプの加熱装置または誘導加熱装置を用い
て急速加熱処理を行い、その後放冷あるいは一部水スプ
レーを併用して鋳片表面を所定の速度で冷却した。さら
に、種々の条件で急速加熱、冷却処理した鋳片を加熱炉
経由で棒鋼、線材に熱間圧延し、その成品において発生
した表面疵の程度を疵評点で評価した。疵評点は値が大
きいほど疵の程度が悪いことを示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】各鋼材のＡｒ3 温度、Ａｃ3 温度、液相線
温度及び急速加熱、冷却処理時の加熱、冷却温度と加
熱、冷却速度と成品での表面疵評価結果を合わせて表
２、表３に示した。表２、表３共に比較例の表面疵評価
結果も示した。
温度及び急速加熱、冷却処理時の加熱、冷却温度と加
熱、冷却速度と成品での表面疵評価結果を合わせて表
２、表３に示した。表２、表３共に比較例の表面疵評価
結果も示した。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】表２、表３よりＡ〜Ｇのいずれの鋼種にお
いても実施例の方が比較例に比べ表面疵評点が小さい値
になっており、疵の程度は大幅に改善されていた。
いても実施例の方が比較例に比べ表面疵評点が小さい値
になっており、疵の程度は大幅に改善されていた。
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、様々な合金元素を含ん
だ鋼鋳片を表面割れを発生することなく熱間圧延でき、
従来表面疵の発生で製造が困難であった鋼種が製造でき
るようになる。また、疵発生が抑制されることで従来の
表面研削等による疵の手入れ作業が大幅に削減され、歩
留りの向上や製造コストの大幅な削減が可能となる。さ
らに、表面疵の発生を防止して連鋳機内や出側または連
鋳工程の直後で補助的な加熱装置や加熱炉で鋳片を加熱
して直接熱間圧延することが可能となり、分塊圧延等の
工程省略やエネルギー消費量の大幅な削減で製造コスト
を大幅に削減できる。
だ鋼鋳片を表面割れを発生することなく熱間圧延でき、
従来表面疵の発生で製造が困難であった鋼種が製造でき
るようになる。また、疵発生が抑制されることで従来の
表面研削等による疵の手入れ作業が大幅に削減され、歩
留りの向上や製造コストの大幅な削減が可能となる。さ
らに、表面疵の発生を防止して連鋳機内や出側または連
鋳工程の直後で補助的な加熱装置や加熱炉で鋳片を加熱
して直接熱間圧延することが可能となり、分塊圧延等の
工程省略やエネルギー消費量の大幅な削減で製造コスト
を大幅に削減できる。
【図１】本発明を実施する場合の鋼鋳片表面の温度履歴
を模式的に示す図である。
を模式的に示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１ Ｚ 9352−4Ｋ (72)発明者 安斉 栄尚 北海道室蘭市仲町12 新日本製鐵株式会社 室蘭製鐵所内 (72)発明者 関谷 武幸 北海道室蘭市仲町12 新日本製鐵株式会社 室蘭製鐵所内 (72)発明者 二階堂 満 北海道室蘭市仲町12 新日本製鐵株式会社 室蘭製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 連続鋳造された鋼鋳片を加熱後熱間圧延
するに先立ち、該鋳片の表面温度をＡｒ3 −５０℃以下
の温度に一旦冷却した後、Ａｃ3 ＋５０℃以上でかつ液
相線温度以下の温度まで１００℃／分以上の速度で鋳片
表面を加熱した後、直ちにＡｒ3 −５０℃以下でかつＡ
ｒ3 −２５０℃以上の温度に１００℃／分以上の冷却速
度で冷却する工程を設けたことを特徴とする鋼鋳片の熱
間圧延時の表面疵防止方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7280394A JPH07256306A (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7280394A JPH07256306A (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07256306A true JPH07256306A (ja) | 1995-10-09 |
Family
ID=13499924
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7280394A Withdrawn JPH07256306A (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07256306A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102059331A (zh) * | 2010-11-26 | 2011-05-18 | 首钢总公司 | 一种避免钢板表面裂纹的连铸坯热装热送工艺 |
| JP2015131311A (ja) * | 2014-01-10 | 2015-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | 表面品位に優れた鋼材の熱間加工方法 |
-
1994
- 1994-03-18 JP JP7280394A patent/JPH07256306A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102059331A (zh) * | 2010-11-26 | 2011-05-18 | 首钢总公司 | 一种避免钢板表面裂纹的连铸坯热装热送工艺 |
| JP2015131311A (ja) * | 2014-01-10 | 2015-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | 表面品位に優れた鋼材の熱間加工方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101476866B1 (ko) | 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강 | |
| JPH09235617A (ja) | 継目無鋼管の製造方法 | |
| JP3314295B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3800836B2 (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2765392B2 (ja) | 二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 | |
| JP3369435B2 (ja) | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2008013812A (ja) | 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3999457B2 (ja) | 冷間加工性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| JPH0672258B2 (ja) | 均質性にすぐれた圧延棒鋼の製造方法 | |
| JPH09324212A (ja) | 焼入性と冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼帯の製造方法 | |
| JPH07256306A (ja) | 鋼鋳片の熱間圧延時の表面疵防止方法 | |
| EP0247264B1 (en) | Method for producing a thin casting of cr-series stainless steel | |
| JPH07251265A (ja) | 鋼鋳片のスカーフィング方法 | |
| JP2512650B2 (ja) | 材質と表面品質の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
| JP3243987B2 (ja) | 高強度高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP3518517B2 (ja) | 高クロム・フェライト系耐熱鋼材の製造方法 | |
| JP4517459B2 (ja) | 超微細マルテンサイト組織を有する鋼材の製造方法 | |
| JPS6196030A (ja) | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれた高強度高靭性熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2526122B2 (ja) | ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH03223420A (ja) | 強靭鋼の製造法 | |
| JPH11323480A (ja) | 細粒組織を有する鋼板およびその製造方法 | |
| JP3692565B2 (ja) | Ｂ添加高張力鋼の製造方法 | |
| JP3428296B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH06299300A (ja) | フェライト系ステンレス鋼線材及びその製造方法 | |
| JPS6176616A (ja) | 靭性のすぐれた厚鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010605 |