JPS6056457A - 連続鋳造法 - Google Patents

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。

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
元素を微量含有する鋼（例えば、Ａβ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連続鋳造法に
より製造する方法に関する。

Δβ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−Ｕ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１−）相域からα十γ　（フェライト＋オ
ーステナイト）２相域にかｂＪての温度域において鋳片
にかかる熱ｋ、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けた際に表面割れをもたらす利
質の脆化は、ＡＱＮやＮｂＣ，ＴｉＣ，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。す
なわち、このような脆化は、凝固後に生成した１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、粒界析出
物を凝集粗大化させるか、あるいはγ粒を微ｇ、＋ｕに
”Ｊるかのいずれかの方法が名えられるが、設０；ｊ１
上の制約およびその他の理由からこの脆化防止に対して
は未だ十分な対策がとられζ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、
生産性を著しく損なうのζ、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、Ｔ
Ｈα変態を繰り返す方法もこれまでに提案されている力
板強冷で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があるのに加えて、上記のよ
うな炭窒化物が生成しゃずい鋼種においては、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γ粒の細粒化は容易ではなく、現状では十分なすＪ
果はあがっていない。

一一方、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Ａ７！、ｆｉｂ〜Ｎなどの含有量を低減させるか
、または微量のＴｉを添加して凝固後に粗大なＴｉＮ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
えられるが、これらの方法では最終製品の性質が大きく
劣化したり、生産性やロスト上昇を招くという難点があ
るために、現実には、銅の化学組成の変更というＬ段を
採るのは極めて困５：１である。

したがって、Δρ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６′１立が強く望
まれている。

よって、本発明の目的は、ＡＩ２キルド鋼あるいはＭ、
　Ｎｂ、　Ｔｉ、　Ｂなどの凝固後の冷却中に炭窒化物
を生成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、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疵の発生を防止し、高品質の鋳片の
製造がｉ’ｉＪ能となる連続鋳造法を提供−３゛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。

本発明者らは、Ａａ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１粒の粒度の影響
について検討を市ねたところ、熱間延性に対してこれら
の因子が大きく影響し、それらの制御によって熱間延性
の向上が図れ、ｌ１ｌａ化を有効に防止できることを見
い出した。ずなわら、γ粒界に炭窒化物が連続的に析出
し、しかもγ粒の粒度が粗大である状態では、応力を受
りると著しい１１α化を生じ、その破壊形態はγ粒界割
れとなるが、炭窒化物を凝集組人化さセると熱間延性は
大幅に向上し、それに加えてγ粒の粒度を微細にすると
その効果はさらに大きくなり、鋳片の表面欠陥は防止で
きるとの実験結果を得た。そしてさらに研究を続りた結
果、Ａｆｆギルド鋼や上記の合金鋼の連続鋳造において
、鋳型を出た冷却途中の鋳片に対し−０、その表面温度
が９００−１２（１０℃の範囲内に冷却された時点で鋳
片の表層部に加工歪を与えると、炭窒化物の析出の核を
生じるとともにそれらがこの温度範囲一ご成長して粗大
化し、望ましい炭窒化物の析出形態が得られること、さ
らに、この加工の後、鋳片の表面温度が９００°Ｃ未満
に冷ｊｉｌｌされてから再度鋳片表層部に加工歪を与え
ると、未析出の炭窒化物の析出が起こるとともに、ＴＨ
αの変態が促進されてγ粒の微細化が図られ、これらが
あいまって鋳片の著しい延性の向上が達成され、それに
より、その後に矯正工程を経ても表面疵がほとんど生じ
ないか、あるいは著しく軽減されるとの２＋＋見を得て
、本発明を完成した。

ここに本発明の要旨とするとごろは、／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ｆ＆ｉ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、鋳型を出た冷却中の鋳片に対して、その表面
温度が９００℃以上、１２００℃以下の範囲内にあると
きに鋳片の表層部に加工歪を与え、その後、表面温度が
９００℃未渦に冷却されてから再び鋳片表層部に加工歪
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。

本発明によると、連続鋳造鋳型を出た鋳片にたいして、
鋳片の表面温度が９００°Ｃ以上、１２００°Ｃ以下に
下がった段階で表層部に加工歪を与える。これにより、
上述したように、ΔｌやＮｂなどの炭窒化物の析出核が
生Ｕ７るが、このような温度範囲では、析出した核は世
銀して成長し、１１１人化する。この最初の加工時に鋳
片表面に付与すべき歪量は特に制限す、少量でもある程
度の効果はあるが、好ましくは表層部３■の平均で５％
以上の歪量とすると効果が顕著になる。また、このとき
の加工度、すなわち表面の歪量が２０％以上であると、
炭窒化物の析出・粗大化に加えて、１粒の再結晶による
１粒の微細化も同１１．５に起こるようになり、延性が
一層向上する。

その結果、その後の矯正点などにおいて低温Ｔ域やα十
γ域の温度で低歪速度変形を受りても、表面ＭｉＣを発
生ずることが殆ど、あるいは全くなくなる。表面温度が
１２００℃より高いような冷却段階では、表面の凝固殻
の発達がまだ不十分であるため、鋳片の加工が極めて困
難である上、殻の破用によって後の操業に著しい支障を
きたす恐れがある。しかも、このような表面温度では、
目的とする析出物の粗大化や再結晶によるγ粒の細粒化
は困難である。一方、鋳片の表面温度が９００℃より低
いと、析出した炭窒化物の凝集による粗大化が起こりに
＜＜、やはり所期の目的は達せられない。

最初の加工の後、鋳片の表面６１ｊ４度が９００°Ｃ未
満に冷却が進んでから、２回１」の加工を加えるのは、
変態域にかかる前に未）ＩＦ出の炭窒化物を完全に析出
させるとともに、Ｔ−１α変態の促進を図り、それによ
りｒ→α変態によるγ粒の微細化を（ｊｌ’−１！て達
成するためである。表面温度が９００°Ｃ以上ではこれ
らの作用は起こりにくい。この加工時の表面温度の下限
は特に限定されず、γ−−α変態が終了するまでなら効
果があり、その温度は約７００℃以上となろう。

この２回目の加工でγＨα変態が（ｊｆ進されることに
より、γ粒の細粒比はさらに進み、一層の延性の向上に
寄与する。この２回目の加工においても、鋳片表面に加
える歪量は特に制限されないが、やはり５％以上の歪量
を与えた力が、効果は大きくなる。

１回口および２回目の加工をいずれも鋳片の表層部に限
定するのは、前述したような表面割れは表層部のγ粒に
対応するものであるから、加］二が表層の１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。また
、鋳片が鋳型を出゛ζから上記の温度範囲に冷却された
時点では、鋳片はその中心部まで完全には凝固しζいな
いので、実際問題として、未凝固部分を含む鋳片全体に
加工を加えるのは困難である。

加工方法としては、ショツ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、その他の加工力法も
場合により採用できる。

本発明の方法を実施Ｊる場合、鋳型を出た鋳片の冷却は
、通常行われる水噴霧や気水頓首でよいが、後で、α−
γ変態を行わしめるためには初期には強冷が望ましい。

２回目の加工歪を−Ｉｊえた後、鋳片の温度が矯正に適
した温度より低くなった場合には、冷却を緩和して、復
熱により矯正温度まで温度上昇さ−ｌることもできる。

したがゲζ、本発明の方法では従来の連続鋳造法に比べ
て冷却に特に長時間をかけるということばないので、現
状の操業条件を保持したまま、直送圧延を可能にするよ
うな無流の鋳片を製造することができる。

本発明の適用鋼種ば特に制限されず、Ａ＃Ｎ、Ｎｂｃ、
ＴｉＣ，ＢＮなどの炭窒化物の析出が原因と見られる表
面ＭＥ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ＡＱ、Ｎｂ
、’ｒｉ、Ｂ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１種含有する低合金鋼のほかにＡ７！キルト鋼も含
まれる。好ましくは、本発明は、市■％で、Ｃ：　０．
０３〜０．’５０％、Ｓｉ　：　０．０５〜０．５０％
、Ｍｎ　：　０．１〜２．５　％、ＮｂＳ２．１　％、
Ａ７！≦０．１　％、さらに必要に応してＶ−Ｍｏ、　
Ｔｉ、Ｉ３、Ｎ１、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ｌ′
ＩＩ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、ｑ島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。

尖盲皿上 第１表に示す化学組成の鋼を実験室的に高周波炉で溶解
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の銅板とし、この鋼板より
圧延方向と・四テに平行部の直径１０ａ＋ｉ、長さ２０
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ぃ゛乙溶融
・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Ｑしてｒ　＃’＋に径を約Ｑ、５ｍｍと１
′■人にするとともにＮｂｃ、ＡＣ！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
および熱履歴（ずなわら、９００〜１２００℃の温度範
囲での１回口の予備変形と９００°Ｃ未満での２回口の
予備変形）を経た後、一旦７００℃に冷却し、さらにγ
域の温度である８００°Ｃ及びα十Ｔ２相域の温度であ
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　Ｘｌ０−”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、こ
の最終変形ｊ１１】の試験片の断面積にり）′〕°る破
断面の断面収縮率（ＲＡ）で各供試Ｈの延性を評価した
。このとき得られたＲＡの値を第２表に（〕１−已て示
す。なお、予備変形は１回目と２回目のいずれもｌＸｌ
０−２３−１の歪速度で行った。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履
歴を受りさ−ｌだ比較例を第２表に（ｊｆせで示す。

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５０％以上のＲ
Ａが得られ、延性は良好であった。これにり）して、い
ずれかの条件が本発明の方法と異なる比軸例１〜７にお
いては１２Ａは３５％以下と低く、七に）’　（Ｉｉｉ
ｉ変形を行わずに一旦７００　’ｃに冷却し、最終変形
／ＩＩＪ、度°（引張試験に供した比較例Ｉおよび５に
おいてはＲＡか１０％以下と挽醋１に延性が恋化してい
る。

また、予ＩＭｉ変形を２回実施しても、その条件が本発
明の範囲をはずれていると、比較例４．６および７から
れかるように、延性の向」二はあまり認められない。ず
なわぢ、１回目の予備変形温度が９００〜１２００°Ｃ
の範囲をばずれ〕こ比較例４および６、ならびに第２回
目の予備変形温度が９００℃をこえた比較例７のいずれ
もが結果がよくない。ごれら比較例の試験片には、電子
顕微鏡ごの観察でγ粒界に微イ１１（な析出物が連続的
に析出しており、加え゛Ｃ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ＡＱＮの凝集粗大化や予備
変形時に生じた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　（￥Ｉ量％）第２表 温度はいずれも試験片の表面温度。

＊印は本発明の範囲外の条件を表わす。

実去直吐１ 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ＵＬ認するために、製造
工場の半ｉ￥″ｉ２．５ｒｎの弯曲型連続鋳造機を用い
て、断面が２００　ｍ　Ｘ　２０００　ｍｍのスラブを
本発明の方法にしたがって鋳造’　、Ｊ正後の表面ノｌ
ｉヒの発生程度を目視で評価しノこ。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
明法で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（＝Ｊ与は、鋳型からそれぞ
れ２　ｍおよび３ｍの位置のローラエプロン内に設置し
た２台のショットブラスティングマシンで行った。使用
したショットば、平均直径が５ＩＩ１１の鋼球で、これ
をいずれの加工でも噴射圧２０ｋｇ　／　ｃ＋４−（：
鋳片表面に噴射し、鋳片表面に１回目約１５％、２回目
約１５％の歪量を与えた。冷却は、水噴花により行い、
２回目のラーン１ブラストまでほぼ一定水量の冷却条件
で行った。

比較のために、矯正に進むまでに加工歪を全く与えない
従来ｌ去、ならびに１回目もしくは２回目のいずれか一
方の加工のみを行った比較法の実験も行った。その条件
および結果を第４表に併ゼで示す。

第　３　表　−鋼組成 第４表 第４表から分かるように、従来法および比較法で鋳造し
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２回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せず、次工程へ進む
前のＪｊＥ取り工程の必要はないと判断された。

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（ｊｉｉｉで従来の
操業条件を保ったままＡｐキルド鋼あるいは含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
を装造することができる。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、不発、明に係る方法で連続鋳造鋳片をＭ潰
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　−

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ／８ＩＩＩ　ｍ同腹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（と
   も１種の微■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、鋳型を出た冷却中の鋳
   片に対して、その表面温度が９００°Ｃ以上、１２００
   ゛Ｃ以下の範囲内にあるときに鋳片の表層部に加工歪を
   与え、その後表面温度が９００°Ｃ未満に冷却されてか
   ら再び鋳片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。