JPS6056451A - 連続鋳造法 - Google Patents
連続鋳造法Info
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- JPS6056451A JPS6056451A JP16415383A JP16415383A JPS6056451A JP S6056451 A JPS6056451 A JP S6056451A JP 16415383 A JP16415383 A JP 16415383A JP 16415383 A JP16415383 A JP 16415383A JP S6056451 A JPS6056451 A JP S6056451A
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- JP
- Japan
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- continuous casting
- billet
- casting billet
- steel
- carbonitride
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- Pending
Links
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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、ＡＱ、Ｎｂ、ｌ’ｉ、Ｂなどの凝固後の冷却
中に炭窒化物を生成しやすい合金元素を微量含有する鋼
（例えば、Ａｆｆギルド鋼あるいはこれらの少なくとも
１種の合金元素を含有する低合金鋼）のスラブおよびブ
ルームのような鋳片を製造する連続鋳造法に関する。
中に炭窒化物を生成しやすい合金元素を微量含有する鋼
（例えば、Ａｆｆギルド鋼あるいはこれらの少なくとも
１種の合金元素を含有する低合金鋼）のスラブおよびブ
ルームのような鋳片を製造する連続鋳造法に関する。
Ａβキルド鋼や上記のような低合金鋼の鋳片を、たとえ
ば弯曲型連続鋳造機を用いて製造する場合、それらの表
面にはひび割れ状の表面欠陥が生し易く、特に含Ｎｂ鋼
においてその傾向が著しい。したがって、次工程へ進む
前にかかる表面疵を除去する手入れ工程を必要とするが
、そのような疵取り作業は、コスト上昇につながるばか
りか、省エネルギーの観点から近年行われるようになっ
た、例えば連続鋳造鋳片を室温まで冷却せずに直接熱間
圧延する直送圧延の実現に対して著しい障害となってい
る。
ば弯曲型連続鋳造機を用いて製造する場合、それらの表
面にはひび割れ状の表面欠陥が生し易く、特に含Ｎｂ鋼
においてその傾向が著しい。したがって、次工程へ進む
前にかかる表面疵を除去する手入れ工程を必要とするが
、そのような疵取り作業は、コスト上昇につながるばか
りか、省エネルギーの観点から近年行われるようになっ
た、例えば連続鋳造鋳片を室温まで冷却せずに直接熱間
圧延する直送圧延の実現に対して著しい障害となってい
る。
これらの表面欠陥としての割れは、凝固時の低温γ （
オーステナイＩ・）相域からα＋γ （フェライＩ・十
オーステナイト）２相域にかけての温度域において主と
して矯正時に鋳片に加えられる外部応力によって発生ず
る。
オーステナイＩ・）相域からα＋γ （フェライＩ・十
オーステナイト）２相域にかけての温度域において主と
して矯正時に鋳片に加えられる外部応力によって発生ず
る。
かかる温度域で矯正のような低歪速度変形を受けた際に
表面割れをもたらず祠質の脆化は、ＡＩＮ、ＮｂＣ，Ｔ
ｉＣ，ＢＮなどの炭窒化物のγ粒界析出に起因するもの
であると報告されているが、それ以上の詳細は不明であ
る。
表面割れをもたらず祠質の脆化は、ＡＩＮ、ＮｂＣ，Ｔ
ｉＣ，ＢＮなどの炭窒化物のγ粒界析出に起因するもの
であると報告されているが、それ以上の詳細は不明であ
る。
従来、このような表面が［の防止策としては、ＡＱＮ、
ＮｂＣなどの析出を防止する意図で、鋼の化学成分の制
御や冷却方法の観点から対策がとられてきた。ＡＱＮの
析出を防止するには、鋼中のＡＱあるいはＮ含有量の低
減が有効であるが、工業的な生産性やそれにかかるコス
ト上昇を考えた場合、ＡＱまたはＮ含を量の低減にはお
のずと限界がある。ＡＱＨの析出を防止する別の手段と
して、微量のＴｉを添加して、凝固直後に粗大なＴｉＮ
を析出させ、Ｎを固定して無害化する方法も考えられる
が、ＴｉＮの析出は後工程でのトラブル発生や製品の性
質劣化にもつながるので、Ｔｉの添加量には制約があり
、この方法によってもＡＱＮの析出を完全に防止するこ
とはやはり困難である。
ＮｂＣなどの析出を防止する意図で、鋼の化学成分の制
御や冷却方法の観点から対策がとられてきた。ＡＱＮの
析出を防止するには、鋼中のＡＱあるいはＮ含有量の低
減が有効であるが、工業的な生産性やそれにかかるコス
ト上昇を考えた場合、ＡＱまたはＮ含を量の低減にはお
のずと限界がある。ＡＱＨの析出を防止する別の手段と
して、微量のＴｉを添加して、凝固直後に粗大なＴｉＮ
を析出させ、Ｎを固定して無害化する方法も考えられる
が、ＴｉＮの析出は後工程でのトラブル発生や製品の性
質劣化にもつながるので、Ｔｉの添加量には制約があり
、この方法によってもＡＱＮの析出を完全に防止するこ
とはやはり困難である。
ＮｂＣの析出に関しては、後工程においてＮｂＣの析出
を利用し゛ζ材料の強度や靭性を向」ニさせるためにＮ
ｂを添加するのであるから、化学成分の制御で炭窒化物
の析出防止を図ることはできない。
を利用し゛ζ材料の強度や靭性を向」ニさせるためにＮ
ｂを添加するのであるから、化学成分の制御で炭窒化物
の析出防止を図ることはできない。
一方、冷却方法の観点からの上記表面欠陥の防止も、設
備上の１ｌｉ１１約から極めて困難である。すなわち、
上述したような炭窒化物の析出に起因する脆化は、γ粒
界割れであることが知られていることから、脆化防止の
ための対策としては、冷却速度を下げることによってＡ
ＱＮ、ＮｂＣなどの析出物を凝集１■大化するか、逆Ｇ
こ冷却速度を上げてＴく−α＋丁（−α変態を繰り返し
行うことによってγ粒を細粒化するこのいずれの方法が
考えられる。前者は実験室的には可能であるが、冷却に
長時間を要するので設備上の制約と生産性の低下から現
実的ではない。また後者は既に一部では実用化されてお
り、その効果は認められるものの、強冷却の場合の均一
な冷却が困難であり、熱応力を発生しやすいので、十分
な効果が得られていないのが現状である。
備上の１ｌｉ１１約から極めて困難である。すなわち、
上述したような炭窒化物の析出に起因する脆化は、γ粒
界割れであることが知られていることから、脆化防止の
ための対策としては、冷却速度を下げることによってＡ
ＱＮ、ＮｂＣなどの析出物を凝集１■大化するか、逆Ｇ
こ冷却速度を上げてＴく−α＋丁（−α変態を繰り返し
行うことによってγ粒を細粒化するこのいずれの方法が
考えられる。前者は実験室的には可能であるが、冷却に
長時間を要するので設備上の制約と生産性の低下から現
実的ではない。また後者は既に一部では実用化されてお
り、その効果は認められるものの、強冷却の場合の均一
な冷却が困難であり、熱応力を発生しやすいので、十分
な効果が得られていないのが現状である。
なお、ＴｉおよびＢもＡＱやＮｂと同様に冷却中に炭窒
化物を析出しやすい元素であるので、やはり連続鋳造鋳
片の表面欠陥を引き起こす恐れがある。
化物を析出しやすい元素であるので、やはり連続鋳造鋳
片の表面欠陥を引き起こす恐れがある。
したがって、Ａβキル日岡山るいは前述のような低合金
鋼の無疵の連続鋳造ｖｆ片の輩造力法の確立が強く望ま
れている。
鋼の無疵の連続鋳造ｖｆ片の輩造力法の確立が強く望ま
れている。
よって、本発明の目的は、Ａρキルト鋼あるいはＡＱ、
Ｎｂ、 Ｔｉ、 Ｂなどの凝固後の冷却中に炭窒化物
を析出し易い微量の合金元素を含有する低合金鋼の連続
鋳造において、生産性および最終製品の品質を損うこと
なくひび割れ状表面疵の発生を防止し、高品質の鋳片の
製造が可能となる連続鋳造法を提供することである。
Ｎｂ、 Ｔｉ、 Ｂなどの凝固後の冷却中に炭窒化物
を析出し易い微量の合金元素を含有する低合金鋼の連続
鋳造において、生産性および最終製品の品質を損うこと
なくひび割れ状表面疵の発生を防止し、高品質の鋳片の
製造が可能となる連続鋳造法を提供することである。
本発明の別の目的は、矯正点に進む前の疵除去のだめの
手入れ工程を全く或いはほとんど省略することができ、
そのため歩留の向上とともに熱間直送圧延を実現するこ
とができ、製造コストの大幅な低減を可能にする上記鋼
の連続鋳造法を提供することである。
手入れ工程を全く或いはほとんど省略することができ、
そのため歩留の向上とともに熱間直送圧延を実現するこ
とができ、製造コストの大幅な低減を可能にする上記鋼
の連続鋳造法を提供することである。
本発明者らは、／Ｍ２キルド鋼および上記の低合金鋼の
！；ハ間延性に及ばず炭窒化物の析出形態の影響につい
て種々検討を重ねたところ、熱間延性に対してＡＱＮ、
ＮｂＣなとの炭窒化物の析出形態が著しく大きな影響を
もつが、その析出形態の制御は比較的容易に成し）ると
の知見を得た。
！；ハ間延性に及ばず炭窒化物の析出形態の影響につい
て種々検討を重ねたところ、熱間延性に対してＡＱＮ、
ＮｂＣなとの炭窒化物の析出形態が著しく大きな影響を
もつが、その析出形態の制御は比較的容易に成し）ると
の知見を得た。
本発明者らの実験によると、γ粒界に微細な炭窒化物が
連続的に析出している状態では祠質が著しく脆化し、そ
の後に矯正のような低歪速度変形を受けた時に表面疵を
発生しやすいが、炭窒化物の析出数を減少させるととも
にこれを凝集粗大化させると、延性が著しく向上し、上
記の表面欠陥の防止に有効であった。このような炭窒化
物の凝集粗大化は既述の徐冷や１１００℃近傍におりる
冷却途中での等温保持によっても可能であるが、これら
は既に述べたように長時間を要し、実際の操業には不向
きである。しかし、さらに研究を続けた結果、同様な凝
集した粗大な析出形態が現実的な短時間で実現できるこ
とを見い出した。すなわち、鋳片の表面温度を一旦１０
００°Ｃ未満に冷却し、鋳片の凝固が完了しない、ずな
わぢ中心部がまだ熔ｊ３１；状態にある段階で表面層の
みに適当量の加工を与えて析出の核をつくり、その後に
１０００゛ｃ以上に表面温度を上昇さ・ｌて、短時間保
持すれば、析出物の凝集粗大化が図れ、その後の低温Ｔ
域やα十γ域での低歪速度変形において表面欠陥の発生
を防止することが可能となる延性の著しい向上が達成さ
れるとの知見を得て、本発明を完成した。
連続的に析出している状態では祠質が著しく脆化し、そ
の後に矯正のような低歪速度変形を受けた時に表面疵を
発生しやすいが、炭窒化物の析出数を減少させるととも
にこれを凝集粗大化させると、延性が著しく向上し、上
記の表面欠陥の防止に有効であった。このような炭窒化
物の凝集粗大化は既述の徐冷や１１００℃近傍におりる
冷却途中での等温保持によっても可能であるが、これら
は既に述べたように長時間を要し、実際の操業には不向
きである。しかし、さらに研究を続けた結果、同様な凝
集した粗大な析出形態が現実的な短時間で実現できるこ
とを見い出した。すなわち、鋳片の表面温度を一旦１０
００°Ｃ未満に冷却し、鋳片の凝固が完了しない、ずな
わぢ中心部がまだ熔ｊ３１；状態にある段階で表面層の
みに適当量の加工を与えて析出の核をつくり、その後に
１０００゛ｃ以上に表面温度を上昇さ・ｌて、短時間保
持すれば、析出物の凝集粗大化が図れ、その後の低温Ｔ
域やα十γ域での低歪速度変形において表面欠陥の発生
を防止することが可能となる延性の著しい向上が達成さ
れるとの知見を得て、本発明を完成した。
なお、一旦冷却した後の表面温度の上昇は、冷却を弱め
るごとにより、より高温の鋳片内部からの復熱現象によ
り達成するのが有利である。
るごとにより、より高温の鋳片内部からの復熱現象によ
り達成するのが有利である。
ことに、本発明の要旨とするとごろは、溶鋼凝固後の冷
却中に容易に炭窒化物を生成するＡＱ、 Ｎｂ、 Ｔｉ
および１３から選ばれた少なくとも１種の微■ｌの合金
元素を含有する鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する方
法において、鋳型を出た鋳片を一旦その表面温度が１０
００°Ｃ未満になるように冷却し、まだ鋳片中心部が未
凝固の時点で鋳片表層部に加工歪を与え、その後冷却を
弱めて内部からの復熱を利用して表層部の温度上昇を図
り、それにより表層部を１０００°Ｃ以上に少なくとも
５分間保持した後に矯正点を通過さ−ｌることを船徴と
する、上記鋼の鋳片の連続鋳造法による製造方法である
。
却中に容易に炭窒化物を生成するＡＱ、 Ｎｂ、 Ｔｉ
および１３から選ばれた少なくとも１種の微■ｌの合金
元素を含有する鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する方
法において、鋳型を出た鋳片を一旦その表面温度が１０
００°Ｃ未満になるように冷却し、まだ鋳片中心部が未
凝固の時点で鋳片表層部に加工歪を与え、その後冷却を
弱めて内部からの復熱を利用して表層部の温度上昇を図
り、それにより表層部を１０００°Ｃ以上に少なくとも
５分間保持した後に矯正点を通過さ−ｌることを船徴と
する、上記鋼の鋳片の連続鋳造法による製造方法である
。
次に、本発明における各条件の限定理由について説明す
る。
る。
鋳片の表面温度をまず一旦１０００°Ｃ未ｉＡＭに冷却
して表層部に加工を加えるのは、既述のように、ＡＱＮ
やＮｂＣの析出核を生成させるためであり、１０００℃
以上の温度ではこれらの析出が起こりにくいことによる
。
して表層部に加工を加えるのは、既述のように、ＡＱＮ
やＮｂＣの析出核を生成させるためであり、１０００℃
以上の温度ではこれらの析出が起こりにくいことによる
。
この時の温度の下限は特に制限されないが、その後の復
；懲により１０００’ｃ以上の温度を５分間以上回復す
る必要があるので、一般に８５０℃以上、好ましくは９
００℃以上となろう。鋳型を出てから表面温度がこの程
度まで下がった時点では、鋳片の中心部はまだ溶融状態
にある。
；懲により１０００’ｃ以上の温度を５分間以上回復す
る必要があるので、一般に８５０℃以上、好ましくは９
００℃以上となろう。鋳型を出てから表面温度がこの程
度まで下がった時点では、鋳片の中心部はまだ溶融状態
にある。
加工を表層に限ったのは、表面割れは表層部の組織変化
に対応するものであり、かつ上記のような不完全な凝固
状況下においては中心部の未凝固部分を含む鋳片全体に
わたって加工を加えるのは極めて困難であるからである
。冷却は常法により水を噴霧するなどの手段で実施でき
、生産性の面からはやや強冷却を採用するのが好ましい
。
に対応するものであり、かつ上記のような不完全な凝固
状況下においては中心部の未凝固部分を含む鋳片全体に
わたって加工を加えるのは極めて困難であるからである
。冷却は常法により水を噴霧するなどの手段で実施でき
、生産性の面からはやや強冷却を採用するのが好ましい
。
加工方法としては、シヨ、トビーニングやエアーハンマ
ーなどの衝撃的な方法か望ましいが、その他の加工方法
も場合によっては採用できる。この表面温度が１０００
°Ｃ未満での加工における加工歪間は特に制限されず、
少量でもある程度のリノ果はあるが、好ましくは５％以
上の歪を加える。
ーなどの衝撃的な方法か望ましいが、その他の加工方法
も場合によっては採用できる。この表面温度が１０００
°Ｃ未満での加工における加工歪間は特に制限されず、
少量でもある程度のリノ果はあるが、好ましくは５％以
上の歪を加える。
その後、鋳片内部からの（夏熱によって表面温度を１０
００℃以上に上昇させて少なくとも５分間保持するのは
、析出した炭窒化物を凝集粗大化させるためであり、１
０００℃未満での温度保持では凝集は起こりにくい。ま
た、この温度保持が５分未満であると、析出物の凝集粗
大化は不十分で、所望の延性向上は得られない。復熱を
生じさセるために、冷却を級冷却に切り換える。これは
水の噴霧ｍを減らすか、あるいは気水噴霧に切り換える
などの方法により達成できる。
００℃以上に上昇させて少なくとも５分間保持するのは
、析出した炭窒化物を凝集粗大化させるためであり、１
０００℃未満での温度保持では凝集は起こりにくい。ま
た、この温度保持が５分未満であると、析出物の凝集粗
大化は不十分で、所望の延性向上は得られない。復熱を
生じさセるために、冷却を級冷却に切り換える。これは
水の噴霧ｍを減らすか、あるいは気水噴霧に切り換える
などの方法により達成できる。
この温度保持により延性が向上した紡７片は、次いで矯
正などの低歪速度変形を受すさせてもほとんど表面疵は
発生せず、疵取りを経ないで直送圧延にイτ］ずことが
できる。
正などの低歪速度変形を受すさせてもほとんど表面疵は
発生せず、疵取りを経ないで直送圧延にイτ］ずことが
できる。
このように、本発明の方法によれば、従来の冷却とほぼ
同程度の冷却時間で所望の延性向上を達成することがで
きるので、現状の連続鋳造の操業条件をほぼ保ったまま
実施できる。
同程度の冷却時間で所望の延性向上を達成することがで
きるので、現状の連続鋳造の操業条件をほぼ保ったまま
実施できる。
本発明の適用鋼種は特に制限されず、ＡＱＮ、ＮｂＣ１
ＴｉＣ，１３Ｎなどの析出が原因と見られる表面疵の発
生を生じやすいことが従来知られている鋼種につい゛ζ
一般的に通用しうる。このような鋼は、一般に凝固後の
冷却中に炭窒化物を容易に析出するＡＱ、Ｎｂ、Ｔ１、
Ｔ３などの合金元素を微量（例、０．２重量％以下）含
有しており、これには、この種の元素を少なくともｉ種
含イＢ’る低合金鋼のほかにＡＱキルド鋼も含まれる。
ＴｉＣ，１３Ｎなどの析出が原因と見られる表面疵の発
生を生じやすいことが従来知られている鋼種につい゛ζ
一般的に通用しうる。このような鋼は、一般に凝固後の
冷却中に炭窒化物を容易に析出するＡＱ、Ｎｂ、Ｔ１、
Ｔ３などの合金元素を微量（例、０．２重量％以下）含
有しており、これには、この種の元素を少なくともｉ種
含イＢ’る低合金鋼のほかにＡＱキルド鋼も含まれる。
好ましくは、本発明は、Ｕ［％で、Ｃ：０゜０３−０．
５Ｑ％、Ｓｉ ： ０．０５−０．５０％、Ｍｎ ：
０．１〜２．５％、Ｎｂ≦０，１％、Ａｆｆｉ≦０．１
％、ざらに必要に応じて■、Ｍｏ、Ｔｉ、、Ｂ、Ｎｉ、
、ＣｒおよびＣｕなどの１種または２種以」二の合金元
素を適宜含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物（うらＮ≦
０．１％）からなる含Ｎｂ低合金鋼に通用すると、４５
にずくれた効果が発揮される。
５Ｑ％、Ｓｉ ： ０．０５−０．５０％、Ｍｎ ：
０．１〜２．５％、Ｎｂ≦０，１％、Ａｆｆｉ≦０．１
％、ざらに必要に応じて■、Ｍｏ、Ｔｉ、、Ｂ、Ｎｉ、
、ＣｒおよびＣｕなどの１種または２種以」二の合金元
素を適宜含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物（うらＮ≦
０．１％）からなる含Ｎｂ低合金鋼に通用すると、４５
にずくれた効果が発揮される。
次に本発明について実施例を挙げてさらに具体的に説明
する。
する。
実−施例工
第１表に示す化学組成の鋼を実験室的に高周波炉で溶Ｉ
Ｗシて、５０ｋｇの鋳塊を（Ｍた。この鋳塊を熱間鍛造
と熱間圧延によって厚さ１２ｍｍの鋼板とし、この鋼板
より圧延方向と平行に平行部の直径８１Ａ１１．長さ２
０龍の丸棒引張試験片を採取した。
Ｗシて、５０ｋｇの鋳塊を（Ｍた。この鋳塊を熱間鍛造
と熱間圧延によって厚さ１２ｍｍの鋼板とし、この鋼板
より圧延方向と平行に平行部の直径８１Ａ１１．長さ２
０龍の丸棒引張試験片を採取した。
次いで、このようにして得られた試験片について、溶融
・凝固後に見られる冷却中の脆化を再現するために、１
３５０℃に加！・ハしてγ粒径を約Ｑ 、 ５ ＋ｕ＋
と壮大にするとともにＮｂＣ，Ａ（！Ｎなどの炭窒化物
を分解・固溶させた。その後、第２表に示す種々の加工
熱履歴（加工は歪速度５ＸｉＯ−”Ｓ ’での引張変形
により行った）を受すさせた後、Ｔ域の温度である８０
０°Ｃ及びα＋Ｔ２相域の１話度である７００°Ｃにお
いて通電の弯曲型連続鋳造機の矯正時の歪速度とほぼ同
様である５×１０−φＳ−１の歪速度で試験片をそれぞ
れＴａ、Ｉｌｉに到るまで引張変形し、破断面の断面収
縮率（ＲＡ）で各供試料の延性を計画した。このとき（
ＭられたＲＡの値を第２表に（ｊｆ−１！″で示す。な
お、比較のために、いずれかの条件が本発明の範囲外で
ある加工熱履歴を受けさせた比較例を第２表に併セて示
す。第２表の比較例において、＊印を付した条件が本発
明法とは異なる条件である。
・凝固後に見られる冷却中の脆化を再現するために、１
３５０℃に加！・ハしてγ粒径を約Ｑ 、 ５ ＋ｕ＋
と壮大にするとともにＮｂＣ，Ａ（！Ｎなどの炭窒化物
を分解・固溶させた。その後、第２表に示す種々の加工
熱履歴（加工は歪速度５ＸｉＯ−”Ｓ ’での引張変形
により行った）を受すさせた後、Ｔ域の温度である８０
０°Ｃ及びα＋Ｔ２相域の１話度である７００°Ｃにお
いて通電の弯曲型連続鋳造機の矯正時の歪速度とほぼ同
様である５×１０−φＳ−１の歪速度で試験片をそれぞ
れＴａ、Ｉｌｉに到るまで引張変形し、破断面の断面収
縮率（ＲＡ）で各供試料の延性を計画した。このとき（
ＭられたＲＡの値を第２表に（ｊｆ−１！″で示す。な
お、比較のために、いずれかの条件が本発明の範囲外で
ある加工熱履歴を受けさせた比較例を第２表に併セて示
す。第２表の比較例において、＊印を付した条件が本発
明法とは異なる条件である。
第２表から明らかなように、本発明例１〜８においては
、脆化温度域におりる引張試験において４５％以上のＲ
Ａが得られ、電子顕微鏡による析出物の観察においても
１０００Å以上の粗大な析出物がまばらに析出していた
。これに対して、いずれがの条件が本発明の方法と異な
る比較例１〜１３においてはＲＡは４０％以下であり、
特に変形温度に直らに冷却した比較例１．４．７．８お
よび予備変形を行わずに再加熱のみを行った比較例１３
において延性低下が著しく、本発明例との差は歴然とし
ている。また、予備変形や再加熱を行っても、予備変形
温度が１０００’ｃを越えたり、再加熱時間が５分未満
であると、本発明例におりるような延性向上は得られて
いない。これら比較例の試験片には、γ粒界に微細な析
出物が連続的に析出しており、加えてＮｂｌ［において
ば粒内へのＮｂＣの微細析出も認められた。なお比較例
１４、Ｉ５では比較的良好な延性を示しているが、冷却
に長時間を要しζおり、実際の操業では採用できない方
法である。
、脆化温度域におりる引張試験において４５％以上のＲ
Ａが得られ、電子顕微鏡による析出物の観察においても
１０００Å以上の粗大な析出物がまばらに析出していた
。これに対して、いずれがの条件が本発明の方法と異な
る比較例１〜１３においてはＲＡは４０％以下であり、
特に変形温度に直らに冷却した比較例１．４．７．８お
よび予備変形を行わずに再加熱のみを行った比較例１３
において延性低下が著しく、本発明例との差は歴然とし
ている。また、予備変形や再加熱を行っても、予備変形
温度が１０００’ｃを越えたり、再加熱時間が５分未満
であると、本発明例におりるような延性向上は得られて
いない。これら比較例の試験片には、γ粒界に微細な析
出物が連続的に析出しており、加えてＮｂｌ［において
ば粒内へのＮｂＣの微細析出も認められた。なお比較例
１４、Ｉ５では比較的良好な延性を示しているが、冷却
に長時間を要しζおり、実際の操業では採用できない方
法である。
第１表 供試鋼の化学組成 （重量％）丈あ」列じＬ
実施例１より本発明の効果は実験室的に明らかとなった
が、その効果を実操業でさらに確認するために、製造工
場の半径１２．５ｍの弯曲型連続鋳造機を用いて、断面
が２００ ｍａ Ｘ ２０００ ａｍのスラブを条件を
変えて鋳造し、矯正点通過後の表面１ｉｉｔｉの発生程
度を目視でｉ１′価した。供試鋼の成分組成を第３表に
、鋳造条件及び結果を第４表に、さらに本発明法におけ
る鋳片表面の温度パターンを添伺図面に示す。鋳片表層
部への加工歪の付与は、鋳型から’ｌ ｎｔの位置の四
−ラエプロン内に設置したショットブラスティングマシ
ンで行った。使用したショットは、平均直径が５ｍｍ
Ｏ）鋼球で、これを噴射圧２０ｋｇ／ｃＩＩＩで鋳片表
面に噴射した。この時加えられた鋳片表面での歪量は表
層部５ｍｍの平均で２０％であった。冷却は、鋳型から
２Ｉ１１までの間は噴霧冷却により行い、ショットブラ
スティングした後は噴霧冷却の水量を減らして冷却を弱
めた。従来法ではほぼ一定水量で冷却を行った。
が、その効果を実操業でさらに確認するために、製造工
場の半径１２．５ｍの弯曲型連続鋳造機を用いて、断面
が２００ ｍａ Ｘ ２０００ ａｍのスラブを条件を
変えて鋳造し、矯正点通過後の表面１ｉｉｔｉの発生程
度を目視でｉ１′価した。供試鋼の成分組成を第３表に
、鋳造条件及び結果を第４表に、さらに本発明法におけ
る鋳片表面の温度パターンを添伺図面に示す。鋳片表層
部への加工歪の付与は、鋳型から’ｌ ｎｔの位置の四
−ラエプロン内に設置したショットブラスティングマシ
ンで行った。使用したショットは、平均直径が５ｍｍ
Ｏ）鋼球で、これを噴射圧２０ｋｇ／ｃＩＩＩで鋳片表
面に噴射した。この時加えられた鋳片表面での歪量は表
層部５ｍｍの平均で２０％であった。冷却は、鋳型から
２Ｉ１１までの間は噴霧冷却により行い、ショットブラ
スティングした後は噴霧冷却の水量を減らして冷却を弱
めた。従来法ではほぼ一定水量で冷却を行った。
第３表
第４表
第４表に示すように、ショットブラスティングを実施−
ｌず、従来方式で鋳造したスラブには、矯正点通過時に
多くのひび割れが発生したが、ショットブラスティング
を実施した本発明法により得たスラブには全くひび割れ
が発生しなかった。
ｌず、従来方式で鋳造したスラブには、矯正点通過時に
多くのひび割れが発生したが、ショットブラスティング
を実施した本発明法により得たスラブには全くひび割れ
が発生しなかった。
添（１図面の温度パターンからも分かるように、本発明
の方法によれば、鋳型を出てから約２０分という従来の
Ａ凸型連続鋳造機によるスラブ製造と比べて大差ない時
間でスラブ矯正点を通過さ−Ｕているので、既存の設（
ｉｌｌで従来の操業条（’Ｉをほとんど変えずに実施す
ることができ、生産性は損なわれない。
の方法によれば、鋳型を出てから約２０分という従来の
Ａ凸型連続鋳造機によるスラブ製造と比べて大差ない時
間でスラブ矯正点を通過さ−Ｕているので、既存の設（
ｉｌｌで従来の操業条（’Ｉをほとんど変えずに実施す
ることができ、生産性は損なわれない。
添付図面は、本発明に係る方法で連続鋳造鋳片を製造し
た場合の鋳片表面温度の変化を、鋳型からの距離または
鋳型を出゛ζからの経過１１．’ｉ間に対して示す、？
ｍ度パターンの１例である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 竜 − 多生型からの距磯住０几〕 蔽迩崎Ｍ（介ｐ
た場合の鋳片表面温度の変化を、鋳型からの距離または
鋳型を出゛ζからの経過１１．’ｉ間に対して示す、？
ｍ度パターンの１例である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 竜 − 多生型からの距磯住０几〕 蔽迩崎Ｍ（介ｐ
Claims (1)
- ／８鋼凝固後の冷却中に容易に炭窒化物を生成するＡＱ
、 Ｎｂ、 ＴｉおよびＢから選ばれた少なくとも１種
の微量の合金元素を含有する鋼の鋳片を連続鋳造法によ
り製造する方法において、鋳型を出た鋳片を一旦その表
面温度が１０００℃未満になるように冷却し、まだ鋳片
中心部が未凝固の時点で鋳片表層部に加工歪を与え、そ
の後冷却を弱めて内部からの復熱を利用して表層部の温
度上昇を図り、それにより表層部を１０００℃以上に少
なくとも５分間保持した後に矯正点を通過させることを
動機とする、上記鋼の鋳片の連続鋳造法による製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16415383A JPS6056451A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16415383A JPS6056451A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6056451A true JPS6056451A (ja) | 1985-04-02 |
Family
ID=15787742
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16415383A Pending JPS6056451A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6056451A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05161948A (ja) * | 1991-12-13 | 1993-06-29 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造方法 |
-
1983
- 1983-09-08 JP JP16415383A patent/JPS6056451A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05161948A (ja) * | 1991-12-13 | 1993-06-29 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造方法 |
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