JPS61189845A - 薄板状鋳片の製造方法 - Google Patents
薄板状鋳片の製造方法Info
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- JPS61189845A JPS61189845A JP2844685A JP2844685A JPS61189845A JP S61189845 A JPS61189845 A JP S61189845A JP 2844685 A JP2844685 A JP 2844685A JP 2844685 A JP2844685 A JP 2844685A JP S61189845 A JPS61189845 A JP S61189845A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
この発明は、例えば同期式連続鋳造機によシ、溶融金属
を急冷凝固させて直接薄板状の鋳片を連続鋳造する急冷
凝固法による薄板状鋳片の鋳造方法に関するものでちる
。
を急冷凝固させて直接薄板状の鋳片を連続鋳造する急冷
凝固法による薄板状鋳片の鋳造方法に関するものでちる
。
近年、溶融金属を超急冷凝固させて、直接薄板状の鋳片
を鋳造する方法が研究されている。例えば、特開昭５８
−２１０１５０号には、鉄とほう素とけい素とからなる
アモルファス合金の溶融物を超急冷して、急速に凝固さ
せ、アモルファス合金の薄帯を鋳造する方法が開示され
ている。
を鋳造する方法が研究されている。例えば、特開昭５８
−２１０１５０号には、鉄とほう素とけい素とからなる
アモルファス合金の溶融物を超急冷して、急速に凝固さ
せ、アモルファス合金の薄帯を鋳造する方法が開示され
ている。
しかしながら上述した方法は、その急冷速度が１５５℃
／秒以上であるだめ、鋳造される薄帯の厚さを２００μ
ｍ程度以下、幅を数百間以下にせざるを得ない。従って
、その用途は特殊なものに限られていた。
／秒以上であるだめ、鋳造される薄帯の厚さを２００μ
ｍ程度以下、幅を数百間以下にせざるを得ない。従って
、その用途は特殊なものに限られていた。
一方、鋳造工程を簡略化するために、例えば、同一方向
に且つ同一速度で移動する少なくとも１対の無端帯を、
互いに所定間隔をおいて対向配置して水平な鋳型を形成
し、前記鋳型内に供給された溶融金属を前記鋳型との接
触によって急冷凝固せしめ、前記無端帯と同期させて引
抜くことによシ薄板状の鋳片を連続的に鋳造することか
らなる同期式連続鋳造方法、および、１対の回転冷却体
の表面上に供給された溶融金属を、前記回転冷却体との
接触によって急冷凝固せしめ、薄板状の鋳片を連続的に
鋳造することからなる双ロール式連続鋳造方法等、多数
の方法が提案されている。
に且つ同一速度で移動する少なくとも１対の無端帯を、
互いに所定間隔をおいて対向配置して水平な鋳型を形成
し、前記鋳型内に供給された溶融金属を前記鋳型との接
触によって急冷凝固せしめ、前記無端帯と同期させて引
抜くことによシ薄板状の鋳片を連続的に鋳造することか
らなる同期式連続鋳造方法、および、１対の回転冷却体
の表面上に供給された溶融金属を、前記回転冷却体との
接触によって急冷凝固せしめ、薄板状の鋳片を連続的に
鋳造することからなる双ロール式連続鋳造方法等、多数
の方法が提案されている。
上述の鋳造方法によれば、溶融金属の冷却速度がアモル
ファス合金−帯の鋳造の場合のような超急冷ではないの
で、板厚が厚く且つ広幅の板状鋳片を連続的に鋳造する
ことができる。
ファス合金−帯の鋳造の場合のような超急冷ではないの
で、板厚が厚く且つ広幅の板状鋳片を連続的に鋳造する
ことができる。
しかしながら、上述のような方法により、溶融金属を急
冷凝固させて鋳造した鋳片は、冷却速度が遅いため、従
来のインゴツト材と類似の組織しか得られないと考えら
れておυ、その組織および材質についての検討は従来は
とんどなされていなかった。
冷凝固させて鋳造した鋳片は、冷却速度が遅いため、従
来のインゴツト材と類似の組織しか得られないと考えら
れておυ、その組織および材質についての検討は従来は
とんどなされていなかった。
従って、この発明の目的は、溶融金属を急冷凝固させて
薄板状の鋳片を連続鋳造するに当シ、急冷凝固によって
生ずる金属組織の変化を、鋳造および鋳造に続く工程の
適正化によシ顕著なものとし、優れた特性を有する薄板
状鋳片を鋳造する方法を提供することにある。
薄板状の鋳片を連続鋳造するに当シ、急冷凝固によって
生ずる金属組織の変化を、鋳造および鋳造に続く工程の
適正化によシ顕著なものとし、優れた特性を有する薄板
状鋳片を鋳造する方法を提供することにある。
本発明者等は、溶融金属を急冷し、薄板状の鋳片を連続
鋳造するに当シ、その冷却速度による金属組織の変化に
ついて鋭意研究を重ねた。
鋳造するに当シ、その冷却速度による金属組織の変化に
ついて鋭意研究を重ねた。
その結果、２相ステンレス鋼のように、単相凝固を行な
い、冷却途中で他の相が析出し、室温では多相混合組織
となるような鋼種の場合は、１０℃／秒以上、１０６℃
／秒未満の範囲内の冷却速度で急冷して凝固させ、続い
て室温まで冷却することにより、相変態が抑制され、鋼
種および冷却条件を適当に組合わすことにより、急冷凝
固のままで単−相が得られること、および、’Ｉ’ｉ、
Ｎｉ、Ｃｒ 等の炭窒化物形成元素が含まれておシ、室
温で析出相が安定に存在する鋼種の場合は、上記のよう
な冷却処理により、上記炭窒化物の析出が抑制されるこ
と、更に、９％Ｎｉ 鋼、構造用炭素鋼のように焼入
れ性の良好な鋼種では、上記の冷却処理にヨシ鋳造まま
でマルテンサイト組織が得られることを知見した。
い、冷却途中で他の相が析出し、室温では多相混合組織
となるような鋼種の場合は、１０℃／秒以上、１０６℃
／秒未満の範囲内の冷却速度で急冷して凝固させ、続い
て室温まで冷却することにより、相変態が抑制され、鋼
種および冷却条件を適当に組合わすことにより、急冷凝
固のままで単−相が得られること、および、’Ｉ’ｉ、
Ｎｉ、Ｃｒ 等の炭窒化物形成元素が含まれておシ、室
温で析出相が安定に存在する鋼種の場合は、上記のよう
な冷却処理により、上記炭窒化物の析出が抑制されるこ
と、更に、９％Ｎｉ 鋼、構造用炭素鋼のように焼入
れ性の良好な鋼種では、上記の冷却処理にヨシ鋳造まま
でマルテンサイト組織が得られることを知見した。
この発明は、上記知見に基いてなされたものであって、
溶融金属を急冷し、薄板状の鋳片を連続的に鋳造する薄
板状鋳片の製造方法において、前記溶融金属の急冷を、
１０°Ｃ／秒以上、１０”Ｃ／秒未満の範囲内の冷却速
度によシ行なって前記溶融金属を凝固させ１．灰いて常
温まで連続的に冷却することにより、金属組織の相変態
、析出の抑制または凝固ままでマルテンサイト組織を得
ることに特徴を有するものである。
溶融金属を急冷し、薄板状の鋳片を連続的に鋳造する薄
板状鋳片の製造方法において、前記溶融金属の急冷を、
１０°Ｃ／秒以上、１０”Ｃ／秒未満の範囲内の冷却速
度によシ行なって前記溶融金属を凝固させ１．灰いて常
温まで連続的に冷却することにより、金属組織の相変態
、析出の抑制または凝固ままでマルテンサイト組織を得
ることに特徴を有するものである。
この発明において、溶融金属の急冷を、１０°Ｃ／秒以
上、１０”Ｃ／秒未満の範囲内の冷却速度で行なう理由
は、次の通りである。即ち、上記急冷が１０°Ｃ／秒未
満では、通常の方法で鋳造された鋳片の組織と同じ組織
になり、材質的な特性を発揮させることができない。
上、１０”Ｃ／秒未満の範囲内の冷却速度で行なう理由
は、次の通りである。即ち、上記急冷が１０°Ｃ／秒未
満では、通常の方法で鋳造された鋳片の組織と同じ組織
になり、材質的な特性を発揮させることができない。
一方、上記急冷が１０”Ｃ／秒以上になると、鋳片の厚
さを２００μｍ程度以下まで薄くせざるを得す、従って
鋳片の幅も短くなって、その製品が特殊な用途のものの
みに限定される問題が生ずる。
さを２００μｍ程度以下まで薄くせざるを得す、従って
鋳片の幅も短くなって、その製品が特殊な用途のものの
みに限定される問題が生ずる。
そして、２相ステンレス鋼のように、単相凝固を行ない
、冷却途中で他の相が析出し、室温では多相混合組織と
なるような鋼種では、溶鋼を、１０℃／秒以上、１０５
℃／秒未満の範囲内の冷却速度による急冷で凝固させ、
次いで、常温まで・連続的に冷却することによって、相
変態が抑制され、鋼種および冷却条件の適当な組合わせ
によって、急冷凝固のままで単−相が得られることがあ
る。
、冷却途中で他の相が析出し、室温では多相混合組織と
なるような鋼種では、溶鋼を、１０℃／秒以上、１０５
℃／秒未満の範囲内の冷却速度による急冷で凝固させ、
次いで、常温まで・連続的に冷却することによって、相
変態が抑制され、鋼種および冷却条件の適当な組合わせ
によって、急冷凝固のままで単−相が得られることがあ
る。
また、ＴｉＪＪｂ、Ｃｒ 等のような炭窒化物形成元
素を含む鋼のように、通常室温で安定した析出相が存在
する鋼種の場合は、溶鋼を、上述した範囲内の冷却速度
により急冷凝固させることによって、炭窒化物の析出を
抑制することができる。
素を含む鋼のように、通常室温で安定した析出相が存在
する鋼種の場合は、溶鋼を、上述した範囲内の冷却速度
により急冷凝固させることによって、炭窒化物の析出を
抑制することができる。
更に、低温でマルテンサイト変態（無拡散変態）が生ず
る鋼種の場合は、上述した範囲内の冷却速度による急冷
凝固によって、そのままでマルテンサイト相が形成され
るため、組織の微細化と共に１造工程を大幅に短縮する
ことができる。このような鋼種としては、例えば、低温
用Ｎｉ 鋼、３１−Ｍｎ 鋼、構造用炭素鋼、マルエ
・−ノ鋼等が挙げられる。
る鋼種の場合は、上述した範囲内の冷却速度による急冷
凝固によって、そのままでマルテンサイト相が形成され
るため、組織の微細化と共に１造工程を大幅に短縮する
ことができる。このような鋼種としては、例えば、低温
用Ｎｉ 鋼、３１−Ｍｎ 鋼、構造用炭素鋼、マルエ
・−ノ鋼等が挙げられる。
上述した範囲内の冷却速度による急冷凝固後、常温まで
の冷却手段は、板厚が２瓢以下の場合は空冷で十分であ
るが、板厚が２ｍｍを超えて厚い場合は、強制空冷また
は水焼入れ等によシ急冷することが必要である。ｉお、
上述した方法で製造された薄板状鋳片を素材として薄板
製品を製造するためには、いかなる加工熱処理を施して
もよい。
の冷却手段は、板厚が２瓢以下の場合は空冷で十分であ
るが、板厚が２ｍｍを超えて厚い場合は、強制空冷また
は水焼入れ等によシ急冷することが必要である。ｉお、
上述した方法で製造された薄板状鋳片を素材として薄板
製品を製造するためには、いかなる加工熱処理を施して
もよい。
以上は鋼を例として説明したが、この発明は鋼に限られ
るものではなく、前述した条件を満たす鉄および非鉄金
属のすべてを対象とすることができる。
るものではなく、前述した条件を満たす鉄および非鉄金
属のすべてを対象とすることができる。
次に、この発明を更に実施例により詳述する。
実力１例１
第１表に示す成分組成の２相ステンレス鋼の溶鋼を、急
冷凝固法によって、冷却速度即ち鋳片の厚さが異なる数
種類の試験材を調製し、オーステナイト量に及ぼす冷却
速度の影響を調べた。
冷凝固法によって、冷却速度即ち鋳片の厚さが異なる数
種類の試験材を調製し、オーステナイト量に及ぼす冷却
速度の影響を調べた。
第１表 （ｗｔ％）
第１図は上記によって調べた２相ステンレス鋼のオース
テナイト含有量と、冷却速度および鋳片の厚さとの関係
を示すグラフである。第１図から明らかなように、冷却
速度が早くなるほど、即ち鋳片の厚さが薄くなるほど、
オーステナイト含有量は減少し、冷却速度が１０３℃／
秒以上（鋳片の厚さ２酎以下）になると、はぼフェライ
ト単相の組織が得られる。
テナイト含有量と、冷却速度および鋳片の厚さとの関係
を示すグラフである。第１図から明らかなように、冷却
速度が早くなるほど、即ち鋳片の厚さが薄くなるほど、
オーステナイト含有量は減少し、冷却速度が１０３℃／
秒以上（鋳片の厚さ２酎以下）になると、はぼフェライ
ト単相の組織が得られる。
ある。第３図は、上記処理が施された第２図（６）に示
す厚さ２閣の鋳片を、圧延率７５ｅＩ６で冷間圧延この
ような圧延および熱処理を施すことにより、５〜６μ程
度の微細なオーステナイト粒が均一に分散したオーステ
ナイト微細分散組織（Ｍｉｃｒ。
す厚さ２閣の鋳片を、圧延率７５ｅＩ６で冷間圧延この
ような圧延および熱処理を施すことにより、５〜６μ程
度の微細なオーステナイト粒が均一に分散したオーステ
ナイト微細分散組織（Ｍｉｃｒ。
ｐｕｐｌｅｘ 組織）を得ることができる。
上記のように、急冷凝固によって相変態の抑制が生ずる
鋼種では、鋳片に対して適当な加工および熱処理を施す
ことによって、金属組織的に特徴のある薄板製品を得る
ことができる。
鋼種では、鋳片に対して適当な加工および熱処理を施す
ことによって、金属組織的に特徴のある薄板製品を得る
ことができる。
実施例２
第２表に示す成分組成の９ Ｓ Ｎｉ 鋼の溶鋼を、
冷却速度的２００°Ｃ／秒（鋳片厚さ２０ ｒａｎ ）
、および、約２ Ｘ １００°Ｃ／秒（鋳片厚さ１瓢）
で急冷凝固させ、その金属組織を顕微鏡写真によって調
べた。
冷却速度的２００°Ｃ／秒（鋳片厚さ２０ ｒａｎ ）
、および、約２ Ｘ １００°Ｃ／秒（鋳片厚さ１瓢）
で急冷凝固させ、その金属組織を顕微鏡写真によって調
べた。
第２表 （ｗｔ％）
の５０ ｋｇインゴット材を、分塊圧延し次いで仕上第
４図から明らかなように、同図（ａ）の冷却速度が約２
００°Ｃ／秒（鋳片厚さ２０瓢）の場合で（、溶鋼から
の急冷凝固のままでマルテンサイト組織が得られており
、同図Φ）の冷却速度が約２ Ｘ １００’Ｃ／秒（鋳
片厚さ１ ｍｍ ）の場合は、同図（Ｃ）に示す従来の
焼入れ処理材と同等の金属組織が得られた。
４図から明らかなように、同図（ａ）の冷却速度が約２
００°Ｃ／秒（鋳片厚さ２０瓢）の場合で（、溶鋼から
の急冷凝固のままでマルテンサイト組織が得られており
、同図Φ）の冷却速度が約２ Ｘ １００’Ｃ／秒（鋳
片厚さ１ ｍｍ ）の場合は、同図（Ｃ）に示す従来の
焼入れ処理材と同等の金属組織が得られた。
実施例３
第３表に示す成分組成のＴｉ 含有Ｍ キルド鋼の溶
鋼を、冷却速度約５００’Ｃ／秒（鋳片厚さ５■）で急
冷凝固させ、室温まで連続的に冷却した。
鋼を、冷却速度約５００’Ｃ／秒（鋳片厚さ５■）で急
冷凝固させ、室温まで連続的に冷却した。
上記により得られた鋳片の表層を切削し、厚さ１間の試
験片を調製した。横振動式内部摩擦測定装置を使用して
、上記試験片の固溶Ｃ量を測定したところ、固溶Ｃ量は
４２ ｐｐｍであった。
験片を調製した。横振動式内部摩擦測定装置を使用して
、上記試験片の固溶Ｃ量を測定したところ、固溶Ｃ量は
４２ ｐｐｍであった。
比較のために、上記鋼種の５０ ｋｇ鋼塊を分塊圧延し
、次いで、仕上温度９００℃で厚さ３＋ｗ＋まで熱間圧
延した後、６００℃まで空冷し次いで予め６００°Ｃに
設定されている炉内に装入して炉冷することによシ、実
機モの６゛００℃の温度による熱延巻取りをシミュレー
トした比較材を調製した。
、次いで、仕上温度９００℃で厚さ３＋ｗ＋まで熱間圧
延した後、６００℃まで空冷し次いで予め６００°Ｃに
設定されている炉内に装入して炉冷することによシ、実
機モの６゛００℃の温度による熱延巻取りをシミュレー
トした比較材を調製した。
この比較材の表層を切削し、厚さ１ｆｉの試験片を調製
し、その固溶Ｃ量を上記と同じように横振動式内部摩擦
測定装置を使用して測定したところ、固溶Ｃ量は０であ
った。
し、その固溶Ｃ量を上記と同じように横振動式内部摩擦
測定装置を使用して測定したところ、固溶Ｃ量は０であ
った。
上記の試験結果から、従来の製造方法をシミュレートし
た比較材は、鋼中のＣがＴｉ により完全に固定され
ているのに対し、本発明方法によシ製造した試験片は、
多食の固溶Ｃが残存していること即ち急冷凝固によ、Ｑ
ＴｉＣの析出が抑制されていることがわかった。
た比較材は、鋼中のＣがＴｉ により完全に固定され
ているのに対し、本発明方法によシ製造した試験片は、
多食の固溶Ｃが残存していること即ち急冷凝固によ、Ｑ
ＴｉＣの析出が抑制されていることがわかった。
このように炭窒化物の析出が抑制された鋼板は、その後
の焼鈍条件を変えることによシ、析出相の形態を制御す
ることができる。
の焼鈍条件を変えることによシ、析出相の形態を制御す
ることができる。
以上述べたように、この発明の方法によれば、溶融金属
を同期式連続鋳造法、双ロール式連続鋳造法等によって
急冷凝固し薄板状の鋳片を連続鋳造するに当り、急冷凝
固によって生ずる金属組織の変動を利用して、焼入れ処
理等付加的な熱処理を施すことなく、材質的に優れた特
性を有する薄板製造用原板を鋳造することができる工業
上優れた効果がもたらされる。
を同期式連続鋳造法、双ロール式連続鋳造法等によって
急冷凝固し薄板状の鋳片を連続鋳造するに当り、急冷凝
固によって生ずる金属組織の変動を利用して、焼入れ処
理等付加的な熱処理を施すことなく、材質的に優れた特
性を有する薄板製造用原板を鋳造することができる工業
上優れた効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
第１図は２相ステンレス鋼のオーステナイト含有量と、
冷却速度および鋳片の厚さとの関係を示すグラフ、第２
図（ａ） （ｂ）はこの発明方法によシ製造された鋳片
の金属組織を示す顕微鏡写真、第３図は第２図（ｂ）に
示す鋳片に対し圧延および熱処理を施した場合の金属組
織を示す顕微鏡写真、第４図（ａ）（ｂ）はこの発明の
方法により製造された９％Ｎｉ鋼の鋳片の金属組織を示
す顕微鏡写真、第４図（Ｃ）は従来法で製造された比較
材の金属組織を示す顕微鏡写真である。
冷却速度および鋳片の厚さとの関係を示すグラフ、第２
図（ａ） （ｂ）はこの発明方法によシ製造された鋳片
の金属組織を示す顕微鏡写真、第３図は第２図（ｂ）に
示す鋳片に対し圧延および熱処理を施した場合の金属組
織を示す顕微鏡写真、第４図（ａ）（ｂ）はこの発明の
方法により製造された９％Ｎｉ鋼の鋳片の金属組織を示
す顕微鏡写真、第４図（Ｃ）は従来法で製造された比較
材の金属組織を示す顕微鏡写真である。
Claims (4)
- （１）溶融金属を急冷し、薄板状の鋳片を連続的に鋳造
する薄板状鋳片の製造方法において、前記溶融金属の急
冷を、１０℃／秒以上、１００℃／秒未満の範囲内の冷
却速度により行なつて前記溶融金属を凝固させ、次いで
常温まで連続的に冷却することにより、金属組織の相変
態または析出を抑制することを特徴とする薄板状鋳片の
製造方法。 - （２）前記溶融金属が、単相凝固を行ない、冷却途中で
他の相が析出し、室温では多相混合組織となる鋼である
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の薄板状
鋳片の製造方法。 - （３）前記溶融金属が、炭窒化物形成元素を固溶してい
る鋼であることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記
載の薄板状鋳片の製造方法。 - （４）前記溶融金属が、低温でマルテンサイト変態が生
ずる鋼であることを特徴とする特許請求の範囲第１項に
記載の薄板状鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2844685A JPS61189845A (ja) | 1985-02-18 | 1985-02-18 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2844685A JPS61189845A (ja) | 1985-02-18 | 1985-02-18 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4326224A Division JP2527105B2 (ja) | 1992-11-12 | 1992-11-12 | 薄板状２相ステンレス鋼鋳片の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61189845A true JPS61189845A (ja) | 1986-08-23 |
| JPH0521664B2 JPH0521664B2 (ja) | 1993-03-25 |
Family
ID=12248897
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2844685A Granted JPS61189845A (ja) | 1985-02-18 | 1985-02-18 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61189845A (ja) |
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-
1985
- 1985-02-18 JP JP2844685A patent/JPS61189845A/ja active Granted
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