JPS61193754A - 連続鋳造鋼片の熱間割れ防止方法 - 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】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、連続鋳造によって製造される低合金鋼のブ
ルームやスラブ等に生じがちな、鋳造途中におけるこれ
ら鋳片（ここでば°′鋼片″と総称する）表面の縦割れ
及び横ひび割れ等の表面疵、並びに熱間直送圧延（連続
鋳造で得た鋼片を加熱することなく直ちに実施する圧延
）やホットチャージ圧延（連続鋳造で得た鋼片を室温に
まで冷却することなく再加熱して実施する熱間圧延）時
における前記横ひび割れと類似の鋼片表面疵を、極めて
的確に予知し、かつ完全に防止する方法に関するもので
ある。

〈背景技術〉 近年、鉄鋼の製造にあたっては、垂直型若しくは彎曲型
等の連続鋳造機を使用した連続鋳造工程が不可決なもの
となっているが、このような連続鋳造法によってブルー
ムやスラブ等の鋼片を製造しようとすると、その鋳造の
途中で鋼片（鋳片）に印加される曲げ応力や冷却に起因
して生じる熱応力によって表面疵（表面割れ）が発生し
たり、更には、連続鋳造によって得られた鋼片の直送圧
延時やホットチャージ圧延時にも同様な表面疵を発生す
ると言ったトラブルが目立ち、これらが、製品歩留りの
向上や、゛熱間直送圧延″やパホットチャージ圧延″等
を採用して鉄鋼製造プロセスの省力・省エネルギー化を
推進する上で大きな障害となっていた。

ところで、上述のような表面疵の発生状況を調査してみ
るといずれもオーステナイト（γ）粒界の割れを伴って
起きることが観察されることがら、従来、前記表面疵の
発生原因の１つとして［鋼片の凝固・冷却中にオーステ
ナイト（γ）粒界へ析出又は偏析する炭化物や窒化物（
ｕｂｃ、ＡＡＮ等）、（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓ等の硫化物、及
びＰやＳ等の不純物元素が結晶粒界の脆弱化を招く」こ
とがあげられるようになり、表面疵（割れ）の発生頻度
は、上記の如き析出物や偏析を生じさせる元素の含有量
に大きく影響されることが知られるようになってきた。

そこで、このような元素の含有量を制御することによっ
て鋼片の表面疵防止を図る試みもなされたが、この場合
には、製品の品質（特性）確保やコスト面で限界がある
上、化学成分の調整基準が今一つ明確でなく、従って、
化学成分の調整のみでは十分に満足できる効果をあげ得
なかったのである。

一方、かかる鋼片表面疵の発生頻度は、第１図で示され
るように鋼片のＣ含有量に大きく依存すると言う事実も
あるが、その原因は未だに不明であり、これに対する何
らの方策も見付からないこともあって、結局はこのよう
なＣ含有量域を避けて操業が行われることすらあった。

しかしながら、第１図にみられるような表面疵発生頻度
が急激に高くなる領域は必ずしも一定していないで、鋼
種によってもバラツキがあり、特に低合金鋼の場合にＵ
Ｃ含有量からは推量れないような思いがけない成分組成
領域で表面疵発生頻度が極端に高くなることが多く、し
ばしば、操業上極めて不都合な結果を招く事態がもたら
されていたのである。

このようなことから、鋼の連続鋳造や、これに続＜′°
熱間直送圧延″′又は　″ホットチャージ圧延”におい
て鋼片表面に割れ疵が発生するのを確実に防止するだめ
の簡易な手段の出現が強く望まれているのが現状であっ
た。

く問題点を解決するための手段〉 本発明者等は、上述のような観点から、連続鋳造によっ
て製造される鋼片の鋳造途中における表面疵発生、更に
は連続鋳造によって得られた鋼片を熱間直送圧延したり
ホットチャージ圧延したりする際にも生じがちな同様の
表面疵発生を確実に防止する実施容易な手段を見出すべ
く、そのためには、第１図で示したような特定Ｃ含有置
載近傍での表面疵発生頻度急増の原因解明が不可欠であ
るとの考えの下に種々の実験・研究を重ねたところ、次
に示すような知見を得たのである。即ち、（ａ）連続鋳
造鋼片の結晶粒界割れは、従来言われていたように、結
晶粒界に析出又は偏析する炭化物、窒化物、硫化物或い
は不純物等に係る元素の含有量に影響されることもさる
ことながら、これらの析出や偏析密度を左右するオース
テナイト（γ）粒の粒度に大きく影響され、凝固・冷却
中のオーステナイト（γ）粒の粗大化は鋼片の粒界割れ
を著しく助長すること、 （ｂ）　　凝固・冷却中の炭素鋼鋼片のオーステナイト
（γ）粒粗大化の程度はそのＣ含有量の変化によって大
きく変わり、それもＣ含有量との単なる比例的関係を維
持しながら変化するわけではなく、第２図で示されるよ
うに、前述した表面疵を発生しゃすいＣ含有領域で急激
に著しくなると言う挙動を示すこと（因に、第２図はＦ
ｅ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５℃／ｓｅａと
したときの、Ｃ含有量とオーステナイト粒径との関係を
示す曲線である）、 （Ｃ）　　これらの結果と、「凝固・冷却中のオーステ
ナイト（γ）粒の粗大化は、オーステナイト単相となっ
てから急激に起こり、しかも温度が高いほどその傾向が
著しい」と言う実験による確認事項とからみて、凝固・
冷却中の炭素鋼鋼片は、同一冷却条件下であると、必然
的に、第３図で示されるＦｅ−Ｃ系平衡状態図からも明
らかなオーステナイト単相化温度が最も高い組成のもの
、即ち包晶点組成（Ｆｅ−Ｃ系では０．１８重量％Ｃ）
のものが最も粗大なオーステナイト（γ）粒を呈するよ
うになり（因に、第３図中の破線は、第２図で示したオ
ーステナイト粒粗大化挙動を表わす）、従って熱間割れ
感受性もこの付近のものが急激に高くなるのであると結
論されること、 （ｄ）　　ところで、第２図で示されるオーステナイト
（γ）粒径粗大化挙動と第１図で示される鋼片表面疵発
生頻度傾向とは必ずしも合致していない。

しかしながら、これは、第２図が純粋なＦｅ−Ｃ系での
実験結果であるのに対して第１図は実用鋼の場合のデー
タであると言う相違に起因するものであり、Ｃ以外の含
有元素（合金元素等）の影響によって包晶点がずれてい
るからに他ならないこと、（ｅ）シかも、鋼中に含有さ
れるＣ以外の元素の種類によっては、鋼の熱間割れ感受
性が一層鋭敏化し、鋼片表面疵の増大を招く虞れがある
こと、（ｆ）　　従って、鋼片の熱間割れ感受性を評価
する場合には、Ｃ含有量のみではなく、合金元素の影響
をも含めたＣ当量（Ｃｐ）を指標にする必要があること
、 （ｇ）　　状態図的な検討から、鋼の包晶点に影響を及
ぼすと考えられる元素としてＣ，Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ及び
Ｎがあげられ、Ｃ当量（ＣＰ）は次式で整理されること
（なお、以下、成分割合を表わすチは重量係とする）。

即ち、 （ｈ）　　状態図的検討によって得られた上記式は実際
と良く合致しており、これに基づいて鋼片の熱間割れ感
受性を極めて的確に評価できること、第４図は、これを
確認するために本発明者等が実施した実験結果を示すも
のであり、第１表に示される成分組成内の合計５０種類
の鋼から採取した小片をアルミするつぼ中で再溶解した
後、冷却速度：５℃／ｓｅｃで冷却し、そのオーステナ
イト粒径を測定して上記式で算出されるＣｐ値により整
理したグラフである。

この第４図からも明らかなように、オーステナイト（γ
）粒径はＣＰ値で良く整理され、ＣＰ値が０．１８壬で
最大値をとることがわかる。

（１）　　ところで、連続鋳造途中の表面割れ傾向や、
連続鋳造に引き続いて行われる熱間直送圧延又はホット
チャージ圧延での表面割れ傾向は、連続鋳造鋼片表層部
（３龍厚程度）の割れ感受性によって決まってくること
、 （ｊ）　　また一方、通常鋳型による鋳造の際、鋼゛の
凝固過程において未凝固部を撹拌すれば負偏析を生じる
ことは良く知られているが、鋼の連続鋳造においても、
モールド内での電磁撹拌を実施すると、初期凝固シェル
部が負偏析してその部分の前記Ｃｐの値が低くなること
、 （ｋ）　　従って、連続鋳造を実施する鋼の成分自体は
品質確保の上から変えることができないが、モールド内
電磁撹拌によって初期凝固シェル部に負偏析を生じさせ
、連続鋳造鋼片表層部（３ｉｍ厚程度まで）の前記ＣＰ
値が第２図で示されるようなオーステナイト粗大化域か
ら外れるように凝固させれば、連続鋳造途中の鋼片表面
疵（割れ）発生や、熱間直送圧延又はホットチャージ圧
延時の表面疵（割れ）発生を十分に防止できること、（
２）　　更に、連続鋳造中にモールド内電磁撹拌を適用
して初期凝固シェル部に負偏析を生ぜしめるに当り、メ
ニスカス近傍（例えばメニスカスから５０ｍｍ程度）を
緩冷却して凝固初期の時間を稼ぎながら電磁撹拌を実施
すると、不均一凝固に起因する鋼片表面の凹凸化が抑制
される上、その効果と、電磁撹拌で生じる遠心力に上っ
て凝固シェルがモールド内面に押し付けられる効果とが
相俟って、局所的な冷却の遅れ、ひいては局所的な結晶
粒の粗大化並びに凝固シェル厚のムラがなくな）、凝固
シェル強度の弱い部分を生じさせないばかりか、加えて
、前述゛した電磁撹拌による負偏析の効果が飛躍的に向
上すること、 （ｍ）　　このようなことから、連続鋳造によって製造
される鋼片の鋳造途中における表面疵（割れ）発生や、
これを熱間直送圧延したシホットチャージ圧延したシす
る際の表面疵（割れ）発生の起りやすい鋼種を前記式（
ＣＰを算出する式）によって簡単・確実に予測すること
が可能であり、また、これらの鋼種については、連続鋳
造の際にモールド内電磁撹拌を実施するが、又は該電磁
撹拌とともにメニスカス近傍の緩冷却を実施して鋼片表
層形成部の前記ＣＰ値を所定値よりも低くすることによ
って表面疵発生を抑えることができること。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 鋼の連続鋳造に当り、少なくとも、式 ６式％（４） で算出されるＣＰの値が０．１３〜０．２３の範囲内の
低合金鋼（実用鋼程度の炭素鋼をも含む）に対して、モ
ールド内電磁撹拌を実施するか、或いはモールド内メニ
スカスの近傍を緩冷却しながらモールド内電磁撹拌を実
施することにより鋼片表層形成部の前記ＣＰの値を０．
１３未満に調整し、これによって連続鋳造鋼片の鋳造途
中の熱間表面割れや、連続鋳造鋼片の熱間直送圧延時又
はホットチャージ圧延時の熱間表面割れを抑制し、表面
疵の発生を防止する点、 に特徴を有するものである。

次いで、この発明の方法において、前記式で算出される
ＣＰの値、並びに鋼片表層形成部のＣＰの値を上記の如
くに限定した理由を説明する。

Ａ）処理対象鋼のＣｐ値 この発明の方法で規定したモールド内電磁撹拌が必須で
ある対象低合金鋼を、式 で算出されるＣＰの値が０．１３〜０．２３の範囲内の
ものと限定したのは次の理由による。

即ち、第４図から明らかなように、前記ＣＰの値が０．
１３〜０．２３の範囲内にある低合金鋼で表面疵発生頻
度（オーステナイト粒粗大化傾向）が高く、モールド内
電磁撹拌による負偏析にて鋼片表層形成部の成分調整を
行って疵（割れ）防止を図り得る効果が顕著であるのに
対して、前記ＣＰの値が０．１３を下回るものや、逆に
０．２３を上回るものでは、格別なモールド内電磁撹拌
処理を施さなくても表面疵発生頻度が低く、従って相対
的に前記急速冷却処理の効果が小さいからである。

また、対象となる低合金鋼の成分組成に関する他の条件
については格別に限定されるものではないが、この発明
の処理を実施して得られる効果は、Ｃ：０．２５％以下
のほか、Ｍｎ：、３％以下、Ｎ１：２チ以下、Ｃｕ：１
％以下、Ｎ：Ｏ，０１５％以下を含有し、更に必要によ
！１ｌｃｒ：１．０％以下、Ｎｂ：Ｑ、５チ以下、Ｖ：
０．５％以下、Ｔａ：ｏ、５％以下、Ｍ；０．１％以下
及びｓｔ：ｚ、５％以下のうちの１種以上を含む低合金
鋼（通常の不可避的不純物が含まれることはもちろんで
ある）において著しい。

なお、この発明においては、特定のモールド内電磁撹拌
処理が必須である低合金鋼を、式で算出されるＣｐ値で
特定したが、上記Ｃ１Ｍｎ　、　Ｎｉ、Ｃｕ及びＮ以外
にも、鋼の包晶点に大きな影響を与える元素としてＶ、
　Ｓｉ、　Ｐ、　Ｎｂ及びＳが予想されるキ午慣用鋼に
おける程度のこれら元素の含有量では、その影響は前記
式で算出されるＣｐ値の幅を０．１３〜０．２３とする
ことで十分に吸収することができ、鋼片の熱間割れ発生
予測を狂わせるほどのものではない。

Ｂ）鋼片表層形成部のＣｐ値 モールド内電磁撹拌処理等によって凝固シェル部に負偏
析を生ぜしめ、鋼片の表層形成部（表面から３　ｍｍ程
度まで）の成分組成を前記ＣＰの値で０．１３未満に調
整するのは、上述のように前記ＣＰの値が０．１３未満
になればオーステナイト粒粗大化等に起因する熱間割れ
が生じにくくなるからであり、鋼片表層部の熱間割れの
抑制が鋼片の表面疵防止につながるからである。

なお、この発明の方法におけるモールド内電磁撹拌の撹
拌強度は格別に規定されるものでないが、撹拌強度が強
ければ強いほど負偏析が大きくなってＣｐ値を一層低下
でき、割れ（表面疵）発生を確実に防げるので、前記撹
拌強度を強くすることは極めて好ましいことである。

また、モールド内メニスカス近傍を緩冷却する場合の緩
冷却長さにも格別な制限はなく、例えばメニスカスより
ｌｏ、、までの間、或いはメニスカスより３０朋までの
間等で良いが、好ましくはメニスカスから少なくとも５
０ｍ、までの間を緩冷却することが推奨される。

そして、緩冷却の手段としては次のようなものがあげら
れるが、格別にこれらに限定されるものでないことはも
ちろんである。

メニスカス近傍の緩冷却手段 ■　第５図に示されるように、溶鋼１のメニスカス２近
傍部において、冷却媒体（水）導通路３を内壁から遠ざ
けたモールド４を使用する方法。

なお、図中において符号５で示されるものは凝固ンエル
、符号６で示されるものは電磁撹拌装置である。

■　第６図に示されるように、溶鋼１のメニスカス２近
傍部において、内壁に熱伝導度の低い異種金属層７を貼
シ付けるか、又はメッキしたモールド４を使用する方法
。なお、第６図の如く、熱伝導度の低い異種金属層７の
厚さに変化を持たせるとより効果的である。

■　第７図に示されるように、溶鋼１のメニスカス２近
傍部を加熱手段８で加熱する方法。なお加熱手段として
はモールド４内に内蔵させるヒータ、モールド４の外側
に配置する誘導加熱コイノペ或いは溶鋼ｌの中へ挿入す
るヒータ等が採用できる。

■　モールド壁内に通す冷却媒体の冷却能力に差を付け
、メニスカス近傍の冷却度合を低くする方法。この具体
的な手段としては、部分によって冷却媒体導通路の太さ
を変えたり、冷却媒体の種類や流速を変える方法がある
。

■　第８図に示されるように、溶鋼１のメニスカス２近
傍部において複数本の溝９を設けたモールド牛を使用す
ることにより、凝固ンエル５からモールド４への熱伝達
を抑えて緩冷却を実現する方法。

次に、この発明を実施例により、比較例と対比しながら
説明する。

〈実施例〉 まず、第２表に示される如き成分組成の２種類の溶鋼を
２５０トン転炉によって溶製した後、彎曲型連続鋳造機
（彎曲半径：１２．５ｍ）を用いて、断面寸法が２５Ｃ
１＋ｍ厚Ｘ１２００ｍｍ幅のスラブを第３表に示す条件
で連続鋳造した（スラブ長さは合計で約１５０ｍ）。

なお、第３表で言う“緩冷却モールドとは、第８図で示
されるような、モールド内面上端から５０羽に亘って複
数の溝加工を施したものである。

このようにして得られたスラブについて表面疵の発生状
況を目−視評価するとともに、このスラブをそのまま熱
間直送圧延した後の表面疵発生状況をも調査し、その結
果を第３表に併せて示した。

ところで、第９図はこの実施例によって処理されたスラ
ブ表面の温度変化を示すグラフである。

第３表に示される結果からも明らかなように、本発明法
によって得られたスラブは表面疵の発生が殆んど認めら
れなかったのに対して、比較法では表面疵が多発してい
ることが観察された。

〈総括的な効果〉 以上説明したように、この発明によれば、連続鋳造途中
や、これに続く熱間直送圧延又はホットチャージ圧延中
に割れ疵を発生しゃすい鋼種を的確に把握できる上、そ
のような割れ疵を発生しゃすい鋼種を用いても、それら
のトラブルを発生させることなく所望製品の製造を実施
することが可能となるなど、産業上極めて有用な効果が
もたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ含有量と鋼片表面疵発生頻度との関係を示
すグラフ、 第２図は、Ｆｅ−Ｃ系鋼のＣ含有量とオーステナイト粒
径との関係を示すグラフ、 第３図は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図、 第４図は、鋼のＣＰ値とオーステナイト粒径との関係を
示すグラフ、 第５乃至８図は、連続鋳造において溶鋼メニスカス近傍
を緩冷却する手段を説明するだめの模式図であシ、第５
図、第６図、第７図及び第８図はそれぞれ別の例を示す
もの、 第９図は、溶鋼を連続鋳造し、熱間直送圧延したときの
鋼片表面温度変化を示すグラフである。 図面において、 １・・・溶鋼、　　　　　　２・・・メニスカス、３・
・・冷却媒体導通路、　　４・・・モールド、５・・・
凝固シェル、　　　６・・・電磁撹拌装置、７・・・熱
伝導度の低い異種金属層、 ８・・・加熱手段、　　　　９・・・溝。 出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　富　１）和　夫ほか２名 第１図 第２図 ｃ４有量（重量％） Ｃ含有量（重量％） ｃｐ　値− 第５図 第６叉 乍７図

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）鋼の連続鋳造に当り、少なくとも、式Ｃ＿Ｐ＝Ｃ
   （％）＋［Ｍｎ（％）］／（３３）＋［Ｎｉ（％）］／
   （２５）＋［Ｃｕ（％）］／（４４）＋［Ｎ（％）］／
   （１．７）（但し、％は重量基準）で算出されるＣ＿Ｐ
   の値が０．１３〜０．２３の範囲内の低合金鋼に対して
   、モールド内電磁撹拌により鋼片表層形成部の前記Ｃ＿
   Ｐの値を０．１３未満に調整することを特徴とする、連
   続鋳造鋼片の熱間割れ防止方法。
2. （２）鋼の連続鋳造に当り、少なくとも、式Ｃ＿Ｐ＝Ｃ
   （％）＋［Ｍｎ（％）］／（３３）＋［Ｎｉ（％）］／
   （２５）＋［Ｃｕ（％）］／（４４）＋［Ｎ（％）］／
   （１．７）（但し、％は重量基準）で算出されるＣ＿Ｐ
   の値が０．１３〜０．２３の範囲内の低合金鋼に対して
   、モールド内メニスカスの近傍を緩冷却するとともに、
   モールド内電磁撹拌を実施することにより鋼片表層形成
   部の前記Ｃ＿Ｐの値を０．１３未満に調整することを特
   徴とする、連続鋳造鋼片の熱間割れ防止方法。