JPS6056452A - 連続鋳造法 - Google Patents
連続鋳造法Info
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- JPS6056452A JPS6056452A JP16415483A JP16415483A JPS6056452A JP S6056452 A JPS6056452 A JP S6056452A JP 16415483 A JP16415483 A JP 16415483A JP 16415483 A JP16415483 A JP 16415483A JP S6056452 A JPS6056452 A JP S6056452A
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- JP
- Japan
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- continuous casting
- slab
- billet
- steel
- present
- 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.)
- Pending
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-
- 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
-
- 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
- B22D11/1206—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for plastic shaping of strands
-
- 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
- B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (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、連続鋳造法、よりｎ’ｔ、 Ｌ ＜はＡ（！
、 Ｎｂ、 Ｔｉ、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足含有する鋼（例えば、Ａ
ｎギルド鋼あるいはこれらの少なくとも１種の合金元素
を盆石する低合金鋼）のスラブおよびブルームのような
鋳片を、表面疵を発生させずに連続鋳造法により製造す
る方法に関する。
、 Ｎｂ、 Ｔｉ、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足含有する鋼（例えば、Ａ
ｎギルド鋼あるいはこれらの少なくとも１種の合金元素
を盆石する低合金鋼）のスラブおよびブルームのような
鋳片を、表面疵を発生させずに連続鋳造法により製造す
る方法に関する。
ＡＩ２ギルト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た連続鋳造法により製造す
る場合、それらの表面にはひび割れ状の表面欠陥が生じ
易く、特に含Ｎｂ鋼においてその傾向が著しい。したが
って、次工程へ進む前にががる表面疵を除去する手入れ
工程を必要とするが、そのような疵俄り作業は、コスト
上昇につながるばかりが、近年省エネルギーの観点から
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。
えば弯曲型連続鋳造機を用いた連続鋳造法により製造す
る場合、それらの表面にはひび割れ状の表面欠陥が生じ
易く、特に含Ｎｂ鋼においてその傾向が著しい。したが
って、次工程へ進む前にががる表面疵を除去する手入れ
工程を必要とするが、そのような疵俄り作業は、コスト
上昇につながるばかりが、近年省エネルギーの観点から
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Ｔ （
オーステナイト）相域からα＋γ（フェライト＋オース
テナイト）２相域にか＆Ｊての温度域において鋳片にか
かる熱応力、あるいはごのような温度域での矯正時に鋳
片に加えられる外部応力によって発生する。
オーステナイト）相域からα＋γ（フェライト＋オース
テナイト）２相域にか＆Ｊての温度域において鋳片にか
かる熱応力、あるいはごのような温度域での矯正時に鋳
片に加えられる外部応力によって発生する。
かかる温度域で応力を受＋）た際に表面割れをもたらす
材質の脆化は、Ａｌ２Ｎ、ＮｂＣ３ＴｉＣ，ＢＮなどの
炭窒化物の析出に起因するものであると報告されている
。ずなわら、このような脆化は、凝固後に生成したγ粒
が粗大であること、およびこの１粒界に炭窒化物が連続
的に析出して生ずるものであり、表面欠陥の破壊形態は
γ粒界割れであることが知られている。
材質の脆化は、Ａｌ２Ｎ、ＮｂＣ３ＴｉＣ，ＢＮなどの
炭窒化物の析出に起因するものであると報告されている
。ずなわら、このような脆化は、凝固後に生成したγ粒
が粗大であること、およびこの１粒界に炭窒化物が連続
的に析出して生ずるものであり、表面欠陥の破壊形態は
γ粒界割れであることが知られている。
したがって、このような脆化を防止するには、粒界Ｉｊ
ｉ出物、を凝集］■大化させるか、あるいはγ粒自体を
ｊ）＆細にするかのいずれかの方法か考えられるが、設
備」二の制約およびその他の理由からこの脆化防止に対
しζは未だ十分な対策がとられていないのが実情である
。
ｉ出物、を凝集］■大化させるか、あるいはγ粒自体を
ｊ）＆細にするかのいずれかの方法か考えられるが、設
備」二の制約およびその他の理由からこの脆化防止に対
しζは未だ十分な対策がとられていないのが実情である
。
たとえば、析出物の凝集粗大化は凝固後の冷却速度を下
げれば実現できるが、こうすると冷却に長時間を要し、
生産性を著し７く出なうの°砿現実的ではない。また、
γ粒を細粒化するために、鋳型を出た鋳片を強冷して、
ＴＨα変態を繰り返す方法もこれま−（に提案されてい
るが、強冷′ては均一な冷却が困難であり、また熱応力
や変態応力が発生ずるという問題もあって、十分な解決
策とはいえない。
げれば実現できるが、こうすると冷却に長時間を要し、
生産性を著し７く出なうの°砿現実的ではない。また、
γ粒を細粒化するために、鋳型を出た鋳片を強冷して、
ＴＨα変態を繰り返す方法もこれま−（に提案されてい
るが、強冷′ては均一な冷却が困難であり、また熱応力
や変態応力が発生ずるという問題もあって、十分な解決
策とはいえない。
一方、鋼の化学成分の調整によっても表面疵の発生はあ
る程度軽減できる。たとえば、炭窒化物の析出の原因と
なるＡＱ、ｌＪｂ、Ｎ、ｌ’ｉ、Ｂなどの盆石量を低減
させるか、または微量のＴｉを添加して凝固後に和犬な
ＴｉＮを析出さ−Ｕるごとにより、Ｎを固定し無害化す
る方法が考えられるが、ごれらの方法ては最終製品の性
質が大きく劣化したり、生産性やコスト上昇を招くとい
う難点があるために、現実には、鋼の化学組成の変更と
いう手段を採るのは極めて困難である。
る程度軽減できる。たとえば、炭窒化物の析出の原因と
なるＡＱ、ｌＪｂ、Ｎ、ｌ’ｉ、Ｂなどの盆石量を低減
させるか、または微量のＴｉを添加して凝固後に和犬な
ＴｉＮを析出さ−Ｕるごとにより、Ｎを固定し無害化す
る方法が考えられるが、ごれらの方法ては最終製品の性
質が大きく劣化したり、生産性やコスト上昇を招くとい
う難点があるために、現実には、鋼の化学組成の変更と
いう手段を採るのは極めて困難である。
したがって、Ａ７！キルド鋼あるいは前述のような低合
金鋼の無疵の連続鋳造鋳片の製造方法の確立が強く望ま
れている。
金鋼の無疵の連続鋳造鋳片の製造方法の確立が強く望ま
れている。
よって、本発明の目的は、Ａβキルド鋼あるいは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−ζ、生産性および最終製品の品質を１弱う
ことなくひび割れ状表面疵の発生を防止し、画品質の鋳
片の製造が１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−ζ、生産性および最終製品の品質を１弱う
ことなくひび割れ状表面疵の発生を防止し、画品質の鋳
片の製造が１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ための
手入れ１稈を全く或いはほとんど省略Ｊるごとができ、
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１稈を全く或いはほとんど省略Ｊるごとができ、
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、Δρキルド鋼および上記の低合金鋼の熱
間延性に及ばず炭窒化物の析出形態とγ粒の粒度の影響
について検討を重ねたところ、それらの制御によって熱
間延性の向上が図れ、γ粒界割れを有効に防止できるこ
とを見い出した。すなわち、１粒界に炭窒化物が連続的
に析出し、しかも１粒の粒度が粗大である状態では、応
力を受けると著しい脆化を生じ、その破壊形態はγ粒界
割れとなるが、炭窒化物を６２集１且大化さ・Ｕると熱
間延性は大幅に向上し、それに加えてγ粒の精度を微細
にするとその効果はさらに大きくなり、表面欠陥は防止
できるとの実験結果を得た。これに基いてさらに研究を
続けた結果、Δｌキルト鋼や上記の合金鋼の連続鋳造に
おいて、冷却途中の凝固が進行中に鋳片に対して、鋳片
の表面温度が９００°Ｃ以上の状態の肋に鋳片表層部に
加工歪を与えると、炭窒化物の析出の核を生し、その後
の冷却中にこれらの核が成長して、所望の凝集ｔｎ大化
した析出形態が得られ、同ｌ１１にγ粒の細粒化も達成
されることを見い出して、本発明を完成した。
間延性に及ばず炭窒化物の析出形態とγ粒の粒度の影響
について検討を重ねたところ、それらの制御によって熱
間延性の向上が図れ、γ粒界割れを有効に防止できるこ
とを見い出した。すなわち、１粒界に炭窒化物が連続的
に析出し、しかも１粒の粒度が粗大である状態では、応
力を受けると著しい脆化を生じ、その破壊形態はγ粒界
割れとなるが、炭窒化物を６２集１且大化さ・Ｕると熱
間延性は大幅に向上し、それに加えてγ粒の精度を微細
にするとその効果はさらに大きくなり、表面欠陥は防止
できるとの実験結果を得た。これに基いてさらに研究を
続けた結果、Δｌキルト鋼や上記の合金鋼の連続鋳造に
おいて、冷却途中の凝固が進行中に鋳片に対して、鋳片
の表面温度が９００°Ｃ以上の状態の肋に鋳片表層部に
加工歪を与えると、炭窒化物の析出の核を生し、その後
の冷却中にこれらの核が成長して、所望の凝集ｔｎ大化
した析出形態が得られ、同ｌ１１にγ粒の細粒化も達成
されることを見い出して、本発明を完成した。
ここに本発明の要旨とするところは、熔ｔＶ！凝固後の
冷却中に容易に炭窒化物を生成するＡＱ、 Ｎｂ、 Ｔ
ｉおよびＢから選ばれた少なくとも１種のｔｆｌｌ［ｔ
ｉｔ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、鋳型を出た鋳片に対して、凝固
が進行中に鋳片の表面温度が９００°Ｃ以」−である状
態で鋳片の表層部に加工歪を与えることを特徴とする、
上記鋼の鋳片の連続鋳造法による製造方法である。
冷却中に容易に炭窒化物を生成するＡＱ、 Ｎｂ、 Ｔ
ｉおよびＢから選ばれた少なくとも１種のｔｆｌｌ［ｔ
ｉｔ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、鋳型を出た鋳片に対して、凝固
が進行中に鋳片の表面温度が９００°Ｃ以」−である状
態で鋳片の表層部に加工歪を与えることを特徴とする、
上記鋼の鋳片の連続鋳造法による製造方法である。
本発明において、加工を加える際の鋳片の表面温度を９
００℃以上に限定するのは、このような温度では炭窒化
物の析出の核を形成することができ、しかもその後の冷
却中に析出物の凝集粗大化が図れるからである。加工時
の鋳片表面温度は９５０°Ｃ以上であるのが好ましい。
００℃以上に限定するのは、このような温度では炭窒化
物の析出の核を形成することができ、しかもその後の冷
却中に析出物の凝集粗大化が図れるからである。加工時
の鋳片表面温度は９５０°Ｃ以上であるのが好ましい。
凝固が完了した鋳片に加工を加えても本発明による脆化
防止のすＪ果は得られないので、本発明の方法では、凝
固が進行中、ずなわら中心部がまだ未凝固の鋳片に加工
歪を与える。加工を加える時点での鋳片の表面温度の」
１限は特に制限されないが、あまり高温度であると鋳片
表面に加工を加えることが難しくなるので、一般には１
２００’Ｃ以下、好ましくは１１００℃以下であろう。
防止のすＪ果は得られないので、本発明の方法では、凝
固が進行中、ずなわら中心部がまだ未凝固の鋳片に加工
歪を与える。加工を加える時点での鋳片の表面温度の」
１限は特に制限されないが、あまり高温度であると鋳片
表面に加工を加えることが難しくなるので、一般には１
２００’Ｃ以下、好ましくは１１００℃以下であろう。
加工を鋳片の表層部に限るのは、凝固が進行中の鋳片に
対して、未凝固の中心部を含む鋳片全体に加工を行うの
は極めて困難であるため、表面ＩＭＥに対して影響を及
ぼず表層部のみに加工歪を与える。
対して、未凝固の中心部を含む鋳片全体に加工を行うの
は極めて困難であるため、表面ＩＭＥに対して影響を及
ぼず表層部のみに加工歪を与える。
加工方法としては、シジソトブラストやエアーハンマー
などの衝撃的な方法が望ましいが、その他の加工方法も
場合により採用できる。表面の加工歪量は特に制限され
ず、５％程度の低い歪量でもある程度の効果ば得られる
が、加工度が高くなる程、炭窒化物の凝集粗大化は進む
。さらに、加工歪量が２０％、好ましくは３０％を超え
ると、γ粒の再結晶が起こるようになり、γ粒の微細化
が進み、γ粒界割れ感受性が一層低下する。その結果、
その後の冷却中に脆化が起こらず、鋳片が低温γ域ある
いはα→−Ｔ域の温度域におい−Ｃ）応力、特に矯正時
に見られる低歪速度変形を受ＩＪｋ際のγ粒界割れによ
る表面疵の防止が図られるのである。
などの衝撃的な方法が望ましいが、その他の加工方法も
場合により採用できる。表面の加工歪量は特に制限され
ず、５％程度の低い歪量でもある程度の効果ば得られる
が、加工度が高くなる程、炭窒化物の凝集粗大化は進む
。さらに、加工歪量が２０％、好ましくは３０％を超え
ると、γ粒の再結晶が起こるようになり、γ粒の微細化
が進み、γ粒界割れ感受性が一層低下する。その結果、
その後の冷却中に脆化が起こらず、鋳片が低温γ域ある
いはα→−Ｔ域の温度域におい−Ｃ）応力、特に矯正時
に見られる低歪速度変形を受ＩＪｋ際のγ粒界割れによ
る表面疵の防止が図られるのである。
鋳型を出た鋳片の冷却はたとえば水の噴霧により実施で
き、冷却速度は従来とほぼ同様の条件でよい。
き、冷却速度は従来とほぼ同様の条件でよい。
したがって、本発明の方法は冷却に長時間をとらずに現
状の操業条件のまま実施できる。
状の操業条件のまま実施できる。
本発明の適用鋼種は特に制限されず、ＡＱＮ、ＮｂＣ１
ＴｉＣ，ＢＮ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て一般
的に適用しうる。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Ａ（！、 Ｎｂ、 Ｔｉ
、Ｂなどの合金元素を微量（例、０．２ ｍＷ％以下）
含有し一層おり、これには、この種の元素を少な（とも
１種含有する低合金鋼のほかにＡβキルド鋼も含まれる
。好ましくは、本発明は、正量％で、Ｃ： ０．０３〜
０．５０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ
： ０．１〜２．５％、ＮｂＳ２゜１％、Ａβ≦０．１
％、さらに必要に応じてＶ、Ｍｏ、 Ｔｉｓ Ｎｉｓ
Ｃｒ、１３およびＣｕなとの１種または２種以上の合金
元素を適宜含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物（うち、
Ｎ≦０．１％）からなる含Ｎｂ低合金鋼に通用すると、
特にずくれた効果が発揮される。
ＴｉＣ，ＢＮ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て一般
的に適用しうる。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Ａ（！、 Ｎｂ、 Ｔｉ
、Ｂなどの合金元素を微量（例、０．２ ｍＷ％以下）
含有し一層おり、これには、この種の元素を少な（とも
１種含有する低合金鋼のほかにＡβキルド鋼も含まれる
。好ましくは、本発明は、正量％で、Ｃ： ０．０３〜
０．５０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ
： ０．１〜２．５％、ＮｂＳ２゜１％、Ａβ≦０．１
％、さらに必要に応じてＶ、Ｍｏ、 Ｔｉｓ Ｎｉｓ
Ｃｒ、１３およびＣｕなとの１種または２種以上の合金
元素を適宜含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物（うち、
Ｎ≦０．１％）からなる含Ｎｂ低合金鋼に通用すると、
特にずくれた効果が発揮される。
本発明の方法により製造された鋳片は、低温γあるいは
α＋γ温度ＪＩ友で通常実施される矯正を受レノだ際に
、表面疵をほとんど生じないので、手入れ工程を経ずに
圧延などの次工程に直接送ることができる。
α＋γ温度ＪＩ友で通常実施される矯正を受レノだ際に
、表面疵をほとんど生じないので、手入れ工程を経ずに
圧延などの次工程に直接送ることができる。
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。
実庭員上
第１表に示す化学組成の鋼を実験室的に高周波炉で熔解
して、５０ｋｇの鋳塊を得た。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、この銅板より
圧延方向と・１２行に平行部の直径８龍、長さ２０關の
丸棒引張試験片を採取した。
して、５０ｋｇの鋳塊を得た。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、この銅板より
圧延方向と・１２行に平行部の直径８龍、長さ２０關の
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°Ｃに加熱してγ粒径を約０．５ｍｍと粗大にす
るとともにＮｂＣ，ＡｎＮあるいはＴｉＣなどの炭窒化
物を分解・固溶さ−Ｕた。その後、第２表に示す種々の
加工熱履歴（加工は歪速度５ Ｘ ＩＱ−”ｓ−／での
引張変形により行った）を受けさせた後、γ域の温度で
ある８００℃及びα十γ２相域の温度である７００℃に
おいて通常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−斗ｓ−１の歪速度で試験片をそれ
ぞれ破断に到るまで引張変形し、破断面の断面収縮率（
ＲＡ）で各供試材の延性を評価した。このとき得られた
Ｒ ＡＯ値を第２表に併せ一層示ず。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Ｉｉ
ｉ歴を受けさせた比較例を第２表に併せて示す。
・凝固後に見られる冷却中の脆化を再現するために、１
３５０°Ｃに加熱してγ粒径を約０．５ｍｍと粗大にす
るとともにＮｂＣ，ＡｎＮあるいはＴｉＣなどの炭窒化
物を分解・固溶さ−Ｕた。その後、第２表に示す種々の
加工熱履歴（加工は歪速度５ Ｘ ＩＱ−”ｓ−／での
引張変形により行った）を受けさせた後、γ域の温度で
ある８００℃及びα十γ２相域の温度である７００℃に
おいて通常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−斗ｓ−１の歪速度で試験片をそれ
ぞれ破断に到るまで引張変形し、破断面の断面収縮率（
ＲＡ）で各供試材の延性を評価した。このとき得られた
Ｒ ＡＯ値を第２表に併せ一層示ず。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Ｉｉ
ｉ歴を受けさせた比較例を第２表に併せて示す。
第２表から明らかなように、本発明例１〜１２におい“
（は、脆化温度域におりる引張試験において４５％以上
のＲＡ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、いずれかの条件が本発明の方法と
異なる比較例１．２．５〜７においてはＲＡは３０％以
下であり、特に変形温度まで１５分で冷却したたりで引
張変形を受けさせた比較例２および７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。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、加えて鋼種褐２の含Ｎｂ鋼においては粒内
へのＮｂＣの微細析出も認められた。なお比較例３．４
．８．９は、冷却に長時間をかレノるという実際の操業
では採用できない方法により析出物の凝集粗大化を図っ
た例であるが、結果はＲＡが３５〜４５％程度であって
、延性向上は認められるものの、本発明法に比べて一般
に十分ではない。また、予備変形を実施しても、実施温
度が９００℃より低温であると、たとえ２０〜２５％と
いう高い歪量を与えても結果はよくない。このことから
、本発明により９００℃以上で加工歪を付与することの
効果が顕著であることが分かる。
（は、脆化温度域におりる引張試験において４５％以上
のＲＡ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、いずれかの条件が本発明の方法と
異なる比較例１．２．５〜７においてはＲＡは３０％以
下であり、特に変形温度まで１５分で冷却したたりで引
張変形を受けさせた比較例２および７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。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、加えて鋼種褐２の含Ｎｂ鋼においては粒内
へのＮｂＣの微細析出も認められた。なお比較例３．４
．８．９は、冷却に長時間をかレノるという実際の操業
では採用できない方法により析出物の凝集粗大化を図っ
た例であるが、結果はＲＡが３５〜４５％程度であって
、延性向上は認められるものの、本発明法に比べて一般
に十分ではない。また、予備変形を実施しても、実施温
度が９００℃より低温であると、たとえ２０〜２５％と
いう高い歪量を与えても結果はよくない。このことから
、本発明により９００℃以上で加工歪を付与することの
効果が顕著であることが分かる。
第１表 供試鋼の化学組成 （重は％）実ＪｊｉＪＩ
２ 実施例工より本発明の効果は実験室的に明らかとなった
が、そのすＪ果を実操業でさらに確認するために 製造
工場の半ｆ’ｆ： １２ 、５ ｍの弯曲型連続鋳造機
を用い゛（、断面が２００龍Ｘ ２０００龍のスラブを
条件を変え−Ｃ鋳造し、矯正後の表面疵の発生程度を目
視で評価した。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、さらに本発明法の場合の鋳片表面
の温度パターンを添（１図面に示す。鋳片表層部への加
工歪のＨＪｊは、鋳型から２ ｍの位置のローラエプロ
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
。使用したンヨソ１〜は、平均直径が５鰭の鋼球で、こ
れを噴射圧２０ｋＩｌｉ／ＣＩＩ＋で鋳片表面に噴射し
た。
２ 実施例工より本発明の効果は実験室的に明らかとなった
が、そのすＪ果を実操業でさらに確認するために 製造
工場の半ｆ’ｆ： １２ 、５ ｍの弯曲型連続鋳造機
を用い゛（、断面が２００龍Ｘ ２０００龍のスラブを
条件を変え−Ｃ鋳造し、矯正後の表面疵の発生程度を目
視で評価した。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、さらに本発明法の場合の鋳片表面
の温度パターンを添（１図面に示す。鋳片表層部への加
工歪のＨＪｊは、鋳型から２ ｍの位置のローラエプロ
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
。使用したンヨソ１〜は、平均直径が５鰭の鋼球で、こ
れを噴射圧２０ｋＩｌｉ／ＣＩＩ＋で鋳片表面に噴射し
た。
この時に伺与した鋳片表面の歪量は表層部５龍の平均で
２０％であった。第４表に示”３゛ように、ショットシ
ラスティングを実施−Ｕ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
ョットシ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第 ３ 表 −鋼
組成 第４表 添付図面の温度パターンからも分かるように、本発明の
方法によると、従来の連続鋳造と同様の冷却時間でスラ
ブ矯正を施すことができるので、既存の連続鋳造設備で
現状の燥業条件を保持したまま実施することができ、そ
れにより、直送圧延が可能となる無疵の鋳片が得られる
ので、斯界に貢献すること大である言えよう。
２０％であった。第４表に示”３゛ように、ショットシ
ラスティングを実施−Ｕ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
ョットシ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第 ３ 表 −鋼
組成 第４表 添付図面の温度パターンからも分かるように、本発明の
方法によると、従来の連続鋳造と同様の冷却時間でスラ
ブ矯正を施すことができるので、既存の連続鋳造設備で
現状の燥業条件を保持したまま実施することができ、そ
れにより、直送圧延が可能となる無疵の鋳片が得られる
ので、斯界に貢献すること大である言えよう。
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
鋳型を出てからの経過時間に対して示す、温度パターン
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 革 − 匈ト型力゛らの距離（ス 聾杢壜１時間 （金っ
た場合の鋳片表面温度の変化を、鋳型からの距離または
鋳型を出てからの経過時間に対して示す、温度パターン
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 革 − 匈ト型力゛らの距離（ス 聾杢壜１時間 （金っ
Claims (1)
- 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、鋳型を出た鋳片にり１して、凝
固が進行中に鋳片の表面温度が９００ ’Ｃ以上である
状態で鋳片の表層部に加工歪を与えることを特徴とする
、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 |
|---|---|---|---|
| JP16415483A JPS6056452A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16415483A JPS6056452A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6056452A true JPS6056452A (ja) | 1985-04-02 |
Family
ID=15787760
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16415483A Pending JPS6056452A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6056452A (ja) |
-
1983
- 1983-09-08 JP JP16415483A patent/JPS6056452A/ja active Pending
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