JPS61193756A - 表面性状の良好な連続鋳造鋳片の製造法 - 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】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、鋳造の途中に縦割れや横ひび割れ等の表面
疵を発生したり、その後の熱間圧延の際Ｃ二前記横ひび
割れと類似の表面疵を発生したすしや丁い鋼種を的確：
二予知し、例え該鋼種を使用したとしても、前述のよう
な表面疵を発生することのない、表面熱間割れ感受性の
極めて低い鋳片を安定して製造する方法に関するもので
ある。

く背景技術〉 近年、鉄鋼の製造にあたっては、垂直型若しくは弯曲型
等の連続鋳造機を使用した連続鋳造工程が不可決となっ
ているが、このような連続鋳造法によってプルームやス
ラブ等の鋳片を製造しようとすると、その鋳造の途中で
鋳片（＝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ｌ二よって得られた鋳片の熱間直送圧延やホ
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、
１熱間直送圧延”又は“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から、前記表面疵の発生
原因の１つとして「鋳片の凝固・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（Ｎｂ
Ｃ。

ＡＪＮ）　、　（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
て鋳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（＝満足できる効果をあげ
得なかったのである。

一方、かかる鋳片表面疵の発生頻度は、第１図で示され
るように鋳片のＣ含有量に大きく依存テると言う事実も
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ζすて操業が行われること丁らあった
。

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は
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。

従って、従来一般に実施されている表面疵防止対策は、
オシレーションマークを浅くしたり、凝固シェルに作用
する熱応力を軽減したりするために鋳片の冷却速度を小
さくすると言った不十分なものでしかなかった。

このようなことから、鋼の連続鋳造や、これに次いで実
施される熱間圧延において鋳片表面に割れ疵が発生する
のを確実に防止し、表面性状の良好な熱間加工鋼材を工
業的に量産し得る手段の出現が強く望まれているのが現
状であったのである。

〈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
て製造される鋼鋳片の鋳造途中における表面疵発生や、
連続鋳造鋳片を熱間加工する際に起こりがちな表面疵発
生を確実に防止する実施容易な手段を見出テベく、その
ためには、第１図で示したような特定Ｃ含宵置載近傍で
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、 （ａｌ　　連続鋳造鋳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（二大きく影
響され、凝固・冷却中のオーステナイト（γ）粒の粗大
化は鋳片の粒界割れを著しく助長すること、 （ｂｌ　　凝固・冷却中の炭素鋼鋳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や丁い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
ａ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５℃／式とした
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）（ｒ）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・
冷却中の炭素鋼鋳片は、同一冷却条件下であると、必然
的に、第３図も示される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
、即ち包凸点組成（Ｆｅ−Ｃ系では０．１８重量９６Ｃ
）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、 （ｄｌ　　ところで、＠２図で示されるオーステナイト
（γ）粒径粗大化挙動と′＠１図で示される鋳片衣・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、鋳・片表面疵の増大を招く恐れがあ
ること。

げ）従って、鋳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、 ｆｇｌ　　状態図的な検討から、章の包晶点に影響を及
ぼすと考えられる元素としてＣＩＭｌｌｌＮｉ、Ｃｕ及
びＮがあげられ、Ｃ当量１（Ｃｐ）は次式で整理される
こと（なお、以下、成分割合な表わ丁％は重量％とする
）。即ち、 （ｈｌ　　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、これに基づいて鋳片の熱間割れ感
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シ一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＠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で最
大値をとることが確認できる上、該Ｃｐ値を０．１８近
傍の特定範囲外に調整量るとオーステナイ）［成長が急
激に抑制されることがわかり、従って、Ｃｐ値副調整よ
って温片の割れ感受性を的確低下せしめ得るであろうこ
とも予測できる。

（ｉｌ　　一方、連続鋳造中に生じる―鋳片の表面疵や
、その後の熱間圧延中に生じる表面疵の発生頻度は、該
連続鋳造鋳片表層部（１０ｓｍ厚程度まで）のオーステ
ナイト粒成長状況に大きく左右されるものであり、従っ
て１割れ感受性の高い鋼種に対しても、少なくともその
鋳片表層部のＣｐ値副調整え的確（：実施できれば前記
表面疵の発生は十分に防止し得ること。

す）連続鋳造鋳片表層部のＣｐ値は鋳造パウダー中のＣ
含有量を調整することによって容易に変化させることが
でき、該Ｃｐ値が０６１８近傍の割れ感受性の高い鋼で
あっても、連続鋳造の際に通常使用される成分組成（Ｃ
含有量＝２．０〜５．０％、極低炭素鋼：二対しても０
．５％程度の値）よりもＣ含有量の高い鋳造パウダーを
用いれば、浸炭により鋳片表層部のＣｐ値が十分に高く
なって表面疵の発生が極力抑えられること。

（ｋ＋　　このようなことから、連続鋳造によって製造
される鋳片の鋳造途中における表面疵（割れ）発生や、
連続鋳造鋳片を熱間圧延したときの表面疵（割れ）発生
が起こりや丁い（＃穐を前記出（Ｃｐ値を算出する式）
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、Ｃ含有量を高くした鋳造パ
ウダーを使用して鋳片表層部を加炭し、該鋳片表層部の
前記Ｃｐ値を低くしてやれび表面疵の発生を十分に抑制
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、 鋼の連続鋳造に当って。式 ％式％ で算出されるＣｐの値が０．１３〜０．２３の範囲内の
鋼に対し、Ｃ含有量の高い鋳造パウダーを使用して鋳片
表層部の前記ｃｐの値を０．２３より高い範囲に調整す
ることにより、連続鋳造鋳片の鋳造途中の熱間表面割れ
や、連続鋳造鋳片の熱間圧延時の表面割れを発生するこ
とのない、表面性状の良好な連続鋳造鋳片を製造する点
、 に特徴な有するものである。

この発明の方法において、Ｃ含有量の高い鋳造パウダー
により鋳片表層部の脱炭処理を必要とする優を、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の範囲内にある鋼において表面疵発生頻
度（オーステナイト粒粗大化＃Ａ□向）が高く、鋳片表
層部脱炭による表面疵抑制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０．２
３を上回るものでは格別な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浅層部加炭処理の効
果が小さいからである。

また、対象となる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、この発明の表層
部脱炭処理を施して得られる効果は、Ｃ：０６２５５１
！を以下のほか、Ｍｎ：２％ｆ以下、Ｎｉ：２９５以下
、Ｃｕ：１５Ｍ以下、Ｎ：０．０１５％以下を含有し、
更に必要によりＣｒ：１．０％以下−Ｎｂ：０．５４ｊ
！ｆ以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔａ　：　０．５％以下
、Ａｇ：０．１％以下及びｓｉ：２．ｓ９６以下のうち
の１穐以上を含む低合金鋼において著しい。

なお、この発明においては、浅層部加炭処理が必要であ
る鋼を、式 ％式％ で算出されるＣｐ値で特定したが、上記Ｃ，Ｍｆｌ、Ｎ
ｉ。

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　Ｓ’ｙｐ＋Ｎｂ及びＳが予想される。

し７５ミし、実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
、僧片の熱間割れ発生予測を狂わせるほどのものではな
い。

そして、Ｃ含有量の高い鋳造パウダーを使用することに
よる脱炭処理によって鋳片表層部のＣｐ値を０．２３よ
りも高い範囲に調整するのは、上述の′ように、Ｃｐ値
が０．２３を越えると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、鋳片表層部
（表面から１０雪程度までで完全であるが、３ｍ程度ま
ででも十分な効果がある）の熱間割れの抑制が鋳片の表
面疵防止につながるからである。

鋳造パウダー中のＣ含有量の調整は、鋳造対象鋼のＣ含
有量を考慮して実施丁れば良く、５〜６％程度以上程度
のＣ含有量と丁れば好ましい結果を得ることができるが
、望ましくはＣ含有量を７％以上とするのが良い。なお
、パウダー特性の均一性の面からは、Ｃ含有量の上限を
２０％程度に制限するのが好ましい。

第５図は、第３表に示した成分組成の溶鋼と鋳造パウダ
ー（鋳造パウダーは全Ｃ含有量が各種のものを使用）と
の組合わせの下に、溶鋼鋳込み温度：１５５０℃、引き
抜き速度：１．２ｍ／ｍａの連続鋳造を実施して得た鋳
片について、鋳造パウダー中のＣ含有量と鋳片表層部（
表面から１０ｍまで）のＣｐ値上昇度合との関係を調査
した結果を示すものであるが、第５図からも鋳造パウダ
ー中のＣ含有量調整によって鋳片表層部のＣｐ値を十分
に上昇させ得ることが明らかである。

また、滓化速度やパウダーの均−性等との関係から鋳造
パウダー中のＣ濃度を大きく上げることのできない場合
（例えば５〜６９６程度にしかできない場合）には、結
晶化の高い炭素材（コークス粉等）の配合割合を５５ｆ
１５以上、好ましくは６０〜７０％以上に増ｍｌするこ
とで浸炭量を効果的に向上させることができる。

更に、連続鋳造の際に溶鋼メニスカス近傍の緩冷却を実
施すれば、鋳片表層部の浸炭が一層円滑に促進され、鋳
片表層部のＣｐ値向上をより容易に達成できるようにな
る。なお、メニスカス近傍の緩冷却手段としては、鋳型
中の冷却媒体導通路をメニスカス近傍部のみ鋳型内壁内
側から遠ざけたり、鋳型内壁面のメニスカス近傍に熱伝
導度の低い異種金属層を裏貼りしたり、メニスカス近傍
部（＝加熱手段を配置したり、或いはメニスカス近傍部
の鋳型内面に複数本の溝を設けて抜熱量を低下させたり
する方法等を採用できる。

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４表に示される成分組成の−を溶解し、実用の
弯曲型連続鋳造機（弯曲半径：１２．５ｍ）によって厚
さが２５０ｍ＋のスラブを製造した後表面疵の発生程度
を目視評価した。

このときの連続鋳造条件、並びに得られた結果を第４表
に併せて示した。なお、使用した鋳造パウダーは、前記
第３表における鋳造パウダーと同様組成全基本とし、そ
のＣ含有量のみ第４表で示すように諜整したものであっ
た。

第４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全く認められ
なかったのに対して、表較法では表面疵が多発している
ことが観察された。

更に、連続鋳造時の鋳片表層部への浸炭が十分でないも
の（表層部のＣｐ値が０．２３未満のもの）であっても
連続鋳造途中で表面疵を生じない場合があるが、このよ
うな鋳片を熱間圧延すると殆んどが表面熱間割れ疵を発
生したのに対して、本発明の条件通り（＝製造された鋳
片は９通常の熱間圧延ではもちろんのこと、熱間直送圧
延においても、またホットチャージ圧延においても表面
疵を殆んど発生しないことも確認した。

く総括的な効果〉 以上説明したように、この発明によれば、連続鋳造途中
や、これに続く熱間圧延中に割れ疵を発生しゃ丁い鋼種
を用いても、それらのトラブルを生じることなく所望製
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含有量と鋳片表面疵発生頻度との関係を示
すグラブ、 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図は、鋳造パウダー中の全Ｃ量と鋳片表層部のＣｐ
値上昇値との関係を示すグラフである。 出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　富　１）和　夫　ほか２名 １図 Ｑ、ＩＱ、２ Ｃ’＃Ｔ’ｌｔ　　（Ｎ量％） 第２図 Ｃａｘ量（重量％２ 年３図 Ｃ冶滴量（重量％ン

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 鋼の連続鋳造に当つて、式 Ｃｐ＝Ｃ（％）＋［Ｍｎ（％）］／（３３）＋［Ｎｉ（
   ％）］／（２５）＋［Ｃｕ（％）］／（４４）＋［Ｎ（
   ％）］／（１．７）（但し、％は重量基準）で算出され
   るＣｐの値が０．１３〜０．２３の範囲内の鋼に対し、
   Ｃ含有量の高い鋳造パウダーを使用して鋳片表層部の前
   記Ｃｐの値を０．２３よりも高い範囲に調整することを
   特徴とする、表面性状の良好な連続鋳造鋳片の製造方法
   。