JPS6056453A - 連続鋳造法 - Google Patents
連続鋳造法Info
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- JPS6056453A JPS6056453A JP16415583A JP16415583A JPS6056453A JP S6056453 A JPS6056453 A JP S6056453A JP 16415583 A JP16415583 A JP 16415583A JP 16415583 A JP16415583 A JP 16415583A JP S6056453 A JPS6056453 A JP S6056453A
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- JP
- Japan
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- continuous casting
- cooling
- steel
- billet
- casting billet
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Classifications
-
- 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
-
- 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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- Engineering & Computer Science (AREA)
- 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、特にＡＱ、 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
元素を微量含存する鋼（例えば、Δβキルド鋼あるいは
これらの少なくとも１種の合金元素を全台する低合金鋼
）のスラブおよびブルームのような鋳片を連続鋳造法に
より製造する方法に関ｊ−る。
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
元素を微量含存する鋼（例えば、Δβキルド鋼あるいは
これらの少なくとも１種の合金元素を全台する低合金鋼
）のスラブおよびブルームのような鋳片を連続鋳造法に
より製造する方法に関ｊ−る。
Ａ７！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、そのような疵取り作業は、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ζ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、そのような疵取り作業は、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ζ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 （
オーステナイト）相域からα＋γ （フェライト十オー
ステナイト）２相域にかけての温度域において鋳片にか
かる熱応力、あるいはこ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ずる。
オーステナイト）相域からα＋γ （フェライト十オー
ステナイト）２相域にかけての温度域において鋳片にか
かる熱応力、あるいはこ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ずる。
かかる温度域で応力を受りた際に表面割れをもたらす材
質の脆化は、Ａｊ２Ｎ、ＮｂＣ，Ｔ ｉ Ｃ，ＢＮなど
の炭窒化物の析出に起因するものであると報鴇されてい
る。すなわち、このような脆化ば、凝固後に生成したγ
粒が粗大であること、およびこのγ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ｆ
フばγ粒界割れであることが知られている。
質の脆化は、Ａｊ２Ｎ、ＮｂＣ，Ｔ ｉ Ｃ，ＢＮなど
の炭窒化物の析出に起因するものであると報鴇されてい
る。すなわち、このような脆化ば、凝固後に生成したγ
粒が粗大であること、およびこのγ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ｆ
フば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、粒界析出
物を凝集札入化さセるか、あるいは１粒を微細にするか
のいずれかの方法か考えられるが、設備上の制約および
その他の理由からこのｌ１ｌａ化防止に対しては未だ十
分な対策かとられていないのが実情である。
物を凝集札入化さセるか、あるいは１粒を微細にするか
のいずれかの方法か考えられるが、設備上の制約および
その他の理由からこのｌ１ｌａ化防止に対しては未だ十
分な対策かとられていないのが実情である。
たとえば、析出物の凝集１′１１大化は凝固後の冷却速
度を下げれば実現できるが、ごうすると冷ノＡＩに長時
間を要し、生産性を著しく損なうので、現実的ではない
。また、γλ“）、を＃、＋＋＋粒化するために、鋳型
を出た以−片を強冷しζ、γ←α変態を繰り返す方法も
これまでに提案されζいるが、強冷では均＝−な冷却が
困難であり、また熱応力や変態応力か発生ずるという問
題があるのに加えて、上記のような炭窒化物か生成しゃ
すい鋼種においては、α／Ｔ界面にこれらが析出して変
態が著しく遅れるので、強冷による１粒の細粒化は容易
ではなく、十分な効果はあがっていないのか実情である
。
度を下げれば実現できるが、ごうすると冷ノＡＩに長時
間を要し、生産性を著しく損なうので、現実的ではない
。また、γλ“）、を＃、＋＋＋粒化するために、鋳型
を出た以−片を強冷しζ、γ←α変態を繰り返す方法も
これまでに提案されζいるが、強冷では均＝−な冷却が
困難であり、また熱応力や変態応力か発生ずるという問
題があるのに加えて、上記のような炭窒化物か生成しゃ
すい鋼種においては、α／Ｔ界面にこれらが析出して変
態が著しく遅れるので、強冷による１粒の細粒化は容易
ではなく、十分な効果はあがっていないのか実情である
。
一方、５１１ｍ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Ａ６．Ｎｂ、Ｎなどの含有量を低減させるか
、または微量のｒｉを添加し゛Ｃ凝固後にオ■矢なＴｉ
Ｎを析出さゼることにより、Ｎを固定し無害化する方法
が考えられるか、これらの方法で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。
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Ａ６．Ｎｂ、Ｎなどの含有量を低減させるか
、または微量のｒｉを添加し゛Ｃ凝固後にオ■矢なＴｉ
Ｎを析出さゼることにより、Ｎを固定し無害化する方法
が考えられるか、これらの方法で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、Ａｆｆキルト鋼あるいば前述のような低合
金鋼の無疵の連続鋳ＪＳｊ紡ｊ１の製造方法のＵ（ｆ立
か強く望まれている。
金鋼の無疵の連続鋳ＪＳｊ紡ｊ１の製造方法のＵ（ｆ立
か強く望まれている。
よって、本発明の目的は、Ａβキルト鋼あるいはＡｌ１
． 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金石する低合金鋼の連
続鋳造において、最終製品の品質および生産性を損うこ
となくひび割れ状表面班の発生を防止し、高品質の鋳片
の製造が可能となる連続鋳造法を提（Ｊ（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金石する低合金鋼の連
続鋳造において、最終製品の品質および生産性を損うこ
となくひび割れ状表面班の発生を防止し、高品質の鋳片
の製造が可能となる連続鋳造法を提（Ｊ（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、Δｌキル日４および上記の低合金鋼の熱
間延性に及ぼず炭窒化物の）バ出形態とγ￥かの粒度の
影響について検４１を重ねたところ、熱間延へ生に対し
てこれらの因子が大きり影響し、それらの制御によって
熱間延性の向上が図れ、脆化を有効Ｇこ防止てきるごと
を見い出した。すなわち、γ粒界心こ炭窒化物が連続的
に析出し、しかも１粒の粒度力＜λ且大である状態では
、応力を受りると著しｔ＋）ｌｌｌａ化を生じ、その破
壊形態はγ粒界割れとなるが、炭窒化物を凝集１：■大
化させると熱間延性は大幅に向上し、それに加えて１粒
の粒度を微細にするとその効果しよさらＧこ人き（なり
、鋳片の表面欠陥は防止できるとの実験結果を得）こ。
間延性に及ぼず炭窒化物の）バ出形態とγ￥かの粒度の
影響について検４１を重ねたところ、熱間延へ生に対し
てこれらの因子が大きり影響し、それらの制御によって
熱間延性の向上が図れ、脆化を有効Ｇこ防止てきるごと
を見い出した。すなわち、γ粒界心こ炭窒化物が連続的
に析出し、しかも１粒の粒度力＜λ且大である状態では
、応力を受りると著しｔ＋）ｌｌｌａ化を生じ、その破
壊形態はγ粒界割れとなるが、炭窒化物を凝集１：■大
化させると熱間延性は大幅に向上し、それに加えて１粒
の粒度を微細にするとその効果しよさらＧこ人き（なり
、鋳片の表面欠陥は防止できるとの実験結果を得）こ。
そしてさらに研究を続けた結果、Ａβキルド鋼や上記の
合金鋼の連続鋳造におし）で、鋳型を出た鋳片を急冷し
、冷却途中の鋳片の表面温度力く９５０〜６５０°Ｃに
下がった時点で鋳片の表層１Ｂ に加工歪を与えると、
炭窒化物の析出が短時間Ｇこ起こってｌ■大化するため
γ−α変態は促進され、その（友の復熱によって今度は
α−γ変態が容易に起こるので、結果として１粒が微細
化され、その後の低温γ域からα（γ域にかけての温度
域で低歪速度変形を受ｂ」だときに表面欠陥を発生させ
なし１ような著しく、＞Ｖ＝ 性（７） Ｉｉｊ口−ツ
）＜取１れる、′とをりい出して、本発明を完成した。
合金鋼の連続鋳造におし）で、鋳型を出た鋳片を急冷し
、冷却途中の鋳片の表面温度力く９５０〜６５０°Ｃに
下がった時点で鋳片の表層１Ｂ に加工歪を与えると、
炭窒化物の析出が短時間Ｇこ起こってｌ■大化するため
γ−α変態は促進され、その（友の復熱によって今度は
α−γ変態が容易に起こるので、結果として１粒が微細
化され、その後の低温γ域からα（γ域にかけての温度
域で低歪速度変形を受ｂ」だときに表面欠陥を発生させ
なし１ような著しく、＞Ｖ＝ 性（７） Ｉｉｊ口−ツ
）＜取１れる、′とをりい出して、本発明を完成した。
ここに本発明の要旨とするところは、／８鋼凝固後の冷
却中に容易に炭窒化物を生成するＡ２． Ｎｂ、 Ｎｉ
、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Ｊ−る方
法において、鋳型を出た鋳片を表面温度か９５０℃以下
、６５０℃以上となるように急冷し、この温度域で鋳片
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。
却中に容易に炭窒化物を生成するＡ２． Ｎｂ、 Ｎｉ
、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Ｊ−る方
法において、鋳型を出た鋳片を表面温度か９５０℃以下
、６５０℃以上となるように急冷し、この温度域で鋳片
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、９５０〜６５０°Ｃの温度域に鋳片を
急冷して加工歪を加えると、ＡρＮ、Ｎｂｃなとの炭窒
化物の析出が促進され、その後のα／Ｔ界面への炭窒化
物の析出が防止され、同時にα−γ変態が促進されて、
１粒の細粒化が図られる。加］二歪を与える温度を９５
０℃以下６５０°Ｃ以上と限定したのは、この範囲を外
れると、γ−α変態を促進する効果が十分得られないか
らである。さらに、急冷温度がこの程度であると、加工
歪を与えてから通常の冷却に戻した時の復熱によって、
α−−γ変態が起こりやず（、それによりγ粒の細粒化
が一層進むことになる。また、力【ロニを鋳片の表層部
に限るのは、かかる表面割れは表層部の１粒に対応する
ものであり、かつ鋳型を出てから急冷した状況下にあっ
ては中心の未擬固部分を含む鋳片全体に加工を行うのは
極め′（困難であるため、加工が表層のγ粒の寸法程度
の深さまで及べば十分であるという理由による。
急冷して加工歪を加えると、ＡρＮ、Ｎｂｃなとの炭窒
化物の析出が促進され、その後のα／Ｔ界面への炭窒化
物の析出が防止され、同時にα−γ変態が促進されて、
１粒の細粒化が図られる。加］二歪を与える温度を９５
０℃以下６５０°Ｃ以上と限定したのは、この範囲を外
れると、γ−α変態を促進する効果が十分得られないか
らである。さらに、急冷温度がこの程度であると、加工
歪を与えてから通常の冷却に戻した時の復熱によって、
α−−γ変態が起こりやず（、それによりγ粒の細粒化
が一層進むことになる。また、力【ロニを鋳片の表層部
に限るのは、かかる表面割れは表層部の１粒に対応する
ものであり、かつ鋳型を出てから急冷した状況下にあっ
ては中心の未擬固部分を含む鋳片全体に加工を行うのは
極め′（困難であるため、加工が表層のγ粒の寸法程度
の深さまで及べば十分であるという理由による。
鋳型を出た鋳片の急冷は、一般にスプレィ冷却か噴霧冷
却により行う。冷却速度は、たとえば添イ」図面の塩度
パターンに示すように鋳型を出でから２分間ｉ１ｊ後で
鋳片の表面温度が９００ ’Ｃになる程度でよい。９５
０〜６５０°Ｃの表面温度で加］二歪を与えた後は、通
常の冷却速度に冷却を緩和し、復熱を生しさせるのが好
ましい。本発明の方法によれば、鋳片の表面のみの強冷
であり、その後に加工歪を加えるので、たとえ急冷にま
り熱応力が生しても、この加工時に応力は緩和されるの
で、前述のような強冷による弊害は現れにくい・ 加工方法としては、ショソＩ・プ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。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は得られるが、
加工度が高くなる程、炭窒化物の凝集１；■大化は進む
。さらに、加工歪ｍ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、１粒の微細化
がさらに進み、γ粒界割れ感受性が一層低下する。その
ため、その後に鋳片が低温γ域あるいはα１７Ｊｇｉの
温度域において応力、特に矯正時に見られる低歪速度変
形を受けた際の脆化防止が図られるのである。その結果
、矯正後に疵取りをする必要がなくなり、直送圧延を実
現することが可能となる。
却により行う。冷却速度は、たとえば添イ」図面の塩度
パターンに示すように鋳型を出でから２分間ｉ１ｊ後で
鋳片の表面温度が９００ ’Ｃになる程度でよい。９５
０〜６５０°Ｃの表面温度で加］二歪を与えた後は、通
常の冷却速度に冷却を緩和し、復熱を生しさせるのが好
ましい。本発明の方法によれば、鋳片の表面のみの強冷
であり、その後に加工歪を加えるので、たとえ急冷にま
り熱応力が生しても、この加工時に応力は緩和されるの
で、前述のような強冷による弊害は現れにくい・ 加工方法としては、ショソＩ・プ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。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は得られるが、
加工度が高くなる程、炭窒化物の凝集１；■大化は進む
。さらに、加工歪ｍ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、１粒の微細化
がさらに進み、γ粒界割れ感受性が一層低下する。その
ため、その後に鋳片が低温γ域あるいはα１７Ｊｇｉの
温度域において応力、特に矯正時に見られる低歪速度変
形を受けた際の脆化防止が図られるのである。その結果
、矯正後に疵取りをする必要がなくなり、直送圧延を実
現することが可能となる。
本発明の適用鋼種は特に制限されず、八ＡＮ、ＮｂＣ，
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Ｉ
ＪＩ中に炭窒化物を容易に析出するＡＱ、 Ｎｂ、 Ｔ
ｉ、 Ｂなどの合金元素を微圏（例、０．２重量％以下
）含有しζおり、これには、この種の元素を少なくとも
１種含有する低合金鋼のほかにＡ１キルド鋼も含まれる
。好ましくは、本発明は、重量％で、Ｃ： ０．０３−
０．５０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０゜１−２．５％、Ｎｂ≦＋１．１％、Ａ ｆｆ ５０
．１％、さらに必要に応じて■、Ｍｏ、Ｔｉ、 Ｂ、
Ｎｉ、 ＣｒおよびＣｕなどの１種または２種以−にの
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低合金鋼に適用する
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Ｉ
ＪＩ中に炭窒化物を容易に析出するＡＱ、 Ｎｂ、 Ｔ
ｉ、 Ｂなどの合金元素を微圏（例、０．２重量％以下
）含有しζおり、これには、この種の元素を少なくとも
１種含有する低合金鋼のほかにＡ１キルド鋼も含まれる
。好ましくは、本発明は、重量％で、Ｃ： ０．０３−
０．５０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０゜１−２．５％、Ｎｂ≦＋１．１％、Ａ ｆｆ ５０
．１％、さらに必要に応じて■、Ｍｏ、Ｔｉ、 Ｂ、
Ｎｉ、 ＣｒおよびＣｕなどの１種または２種以−にの
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低合金鋼に適用する
と、特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ＪＩｄＥＪ土
第１表に示す化学組成の鋼を実験室的に高周波炉で／８
解して、５０ｋｇの鋳塊を１２７だ。この鋳塊を座間鍛
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ｉイ１ｏａｎ、長さ
３０醋の丸棒引張試験片を採取した。
解して、５０ｋｇの鋳塊を１２７だ。この鋳塊を座間鍛
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ｉイ１ｏａｎ、長さ
３０醋の丸棒引張試験片を採取した。
次いて、このようにして７８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、
１３５０℃に加熱して１粒径を約０ 、５ ｍ＋ｉと粗
大にするとともにＮｂＣ，Ａ６Ｎなとの炭窒化物を分解
・固溶させた。その後、第２表に示す予備変形温度まで
ｋｌ ｅガス噴射により急冷し、予備変形として１×１
０−２．、−１の歪速度で試験片に第２表に示す歪量の
引張変形を与えた。その後、一旦７００°Ｃに冷却し、
さらにγ域の温度である８００°Ｃ及びα→−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５Ｘ１０Ｓ の歪速
度で試験片をそれぞれ破断に到るまで最終的に引張変形
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ＲＡの値を第２表に併ゼて示
す。なお、比較のために、予備変形をしないか、または
本発明の範囲外の条件で加工熱＠歴を受けさせた比較例
を第２表に併せて示す。
融・凝固後に見られる冷却中の脆化を再現するために、
１３５０℃に加熱して１粒径を約０ 、５ ｍ＋ｉと粗
大にするとともにＮｂＣ，Ａ６Ｎなとの炭窒化物を分解
・固溶させた。その後、第２表に示す予備変形温度まで
ｋｌ ｅガス噴射により急冷し、予備変形として１×１
０−２．、−１の歪速度で試験片に第２表に示す歪量の
引張変形を与えた。その後、一旦７００°Ｃに冷却し、
さらにγ域の温度である８００°Ｃ及びα→−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５Ｘ１０Ｓ の歪速
度で試験片をそれぞれ破断に到るまで最終的に引張変形
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ＲＡの値を第２表に併ゼて示
す。なお、比較のために、予備変形をしないか、または
本発明の範囲外の条件で加工熱＠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１〜４においては
、脆化温度域における引張試験において６５％以上のＲ
Ａが得られ、延性は良好であった。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１〜３におい
てばＲＡは４０％以下と低く、特に予備変形を行わすに
一旦７００°Ｃに急冷し、最終変形温度で引張試験に供
した比較例１および２においてはＲＡが１０％以下と極
端に延性が悪化している。
、脆化温度域における引張試験において６５％以上のＲ
Ａが得られ、延性は良好であった。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１〜３におい
てばＲＡは４０％以下と低く、特に予備変形を行わすに
一旦７００°Ｃに急冷し、最終変形温度で引張試験に供
した比較例１および２においてはＲＡが１０％以下と極
端に延性が悪化している。
これら比較例の試験片には、電子顕微鏡での観察でγ粒
界に微細な析出物が連続的に析出しており、加えて粒内
へのＮｂＣの微細析出も認められた。一方、最終変形後
に得られた本発明例の試験片では、いずれもＮｂＣやＡ
ＱＮの凝集粗大化や予備変形口）に生したγ粒の著しい
微細化が明らかに認められた。
界に微細な析出物が連続的に析出しており、加えて粒内
へのＮｂＣの微細析出も認められた。一方、最終変形後
に得られた本発明例の試験片では、いずれもＮｂＣやＡ
ＱＮの凝集粗大化や予備変形口）に生したγ粒の著しい
微細化が明らかに認められた。
第１表 供試鋼の化学組成 （重量％）第２表
訣Ｇこ１」（シ罠。
実Ｊｄ肌λ
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ｉ￥１２．５ｍの弯曲型連続鋳造機を用いて、断
面が２００ ＋＋＋ｉ Ｘ ２０００ ｍｌのスラブを
条イ′１を変えて鋳造し、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付図面に示す。鋳片表層部への加
工歪のイて１与は、鋳型から３ｒｎの位置のローシェブ
ロン内に設置したンヨノトプ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５ＩＩＩ１１の鋼
球で、これを噴射圧２０ｋｇ／ｃｆｆｌで鋳片表面に噴
射し、鋳片表面に表層部５關の平均で約２５％の歪量を
与えた。冷却は、本発明法の場合は、鋳型から３ｍまで
はスプレィ冷却による急冷とし、その後は水量を減じて
冷却緩和した。一方、従来法では、冷却は本発明法にお
ける急冷よりは水量を減じたスプレィ冷却によりほぼ一
定水量で行い、冷却途中での加工歪は与えなかった。第
４表に示すように、ンヨソトプラスティングを実施せず
、従来方式で鋳造したスラブには、矯正点通過時にひび
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・Ｕ
ず、次工程へ進む前の疵取り工程の必要はないと判断さ
れた。
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ｉ￥１２．５ｍの弯曲型連続鋳造機を用いて、断
面が２００ ＋＋＋ｉ Ｘ ２０００ ｍｌのスラブを
条イ′１を変えて鋳造し、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付図面に示す。鋳片表層部への加
工歪のイて１与は、鋳型から３ｒｎの位置のローシェブ
ロン内に設置したンヨノトプ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５ＩＩＩ１１の鋼
球で、これを噴射圧２０ｋｇ／ｃｆｆｌで鋳片表面に噴
射し、鋳片表面に表層部５關の平均で約２５％の歪量を
与えた。冷却は、本発明法の場合は、鋳型から３ｍまで
はスプレィ冷却による急冷とし、その後は水量を減じて
冷却緩和した。一方、従来法では、冷却は本発明法にお
ける急冷よりは水量を減じたスプレィ冷却によりほぼ一
定水量で行い、冷却途中での加工歪は与えなかった。第
４表に示すように、ンヨソトプラスティングを実施せず
、従来方式で鋳造したスラブには、矯正点通過時にひび
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・Ｕ
ず、次工程へ進む前の疵取り工程の必要はないと判断さ
れた。
第 ３ 表 −鋼組成
第４表
以上の説明からも明らかなように、本発明の方法では、
従来の冷却時間と大差ない冷却時間で所望の熱間延性向
上を達成でき、したがって既存の設ｆＡｈで従来の操業
条件を保ったままＡｐキルト′鋼あるいは含Ｎｂ鋼など
の低合金鋼の直送圧延に供しうる無疵の連続鋳造鋳片を
製造することができる。
従来の冷却時間と大差ない冷却時間で所望の熱間延性向
上を達成でき、したがって既存の設ｆＡｈで従来の操業
条件を保ったままＡｐキルト′鋼あるいは含Ｎｂ鋼など
の低合金鋼の直送圧延に供しうる無疵の連続鋳造鋳片を
製造することができる。
添付図面ば、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 章 −
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 章 −
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イｊ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、紘型を出た鋳片を表面温度が
９５０℃以下、６５０℃以」ニとなるように急冷し、こ
の温度域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装造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16415583A JPS6056453A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16415583A JPS6056453A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6056453A true JPS6056453A (ja) | 1985-04-02 |
Family
ID=15787780
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16415583A Pending JPS6056453A (ja) | 1983-09-08 | 1983-09-08 | 連続鋳造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6056453A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4809765A (en) * | 1984-12-28 | 1989-03-07 | Nippon Steel Corporation | Method for controlling solidification segregation of steel |
-
1983
- 1983-09-08 JP JP16415583A patent/JPS6056453A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4809765A (en) * | 1984-12-28 | 1989-03-07 | Nippon Steel Corporation | Method for controlling solidification segregation of steel |
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