JPS61193757A - 表面性状の良好な連続鋳造鋳片の製造方法 - 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、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に前記横ひび割
れと類似の表面疵を発生したすしや丁い鋼種な的確に予
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１ホツトチヤージ圧延”等を採用して
鉄鋼製品プロセスの省力・省エネルギー化を推進する上
で大きな障害どなっていた。

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（ＮｂＣ，Ａａ’Ｊ等）
、（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓ等の硫化物、及びＰ−？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傘く影響され
ることが知られるようになってまた。

□　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に満足できる効果をあ
げ得なかったのである〇 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Ｉ：鋳片の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（二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
さくて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ニー材を工
業的（＝量産し得る手段の出現が強く望まれているのが
現状だったのである。

〈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（＝よ
って製造される釧鋳片の鋳造途中（＝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すべく、
そのため（＝は、ＩＪ１図で示したような特定Ｃ含有ｉ
１上或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（：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
化は鋳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Ｆｅ
−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５℃／ｇ５−とじ
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）、 （ｃｌ　　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・
冷却中の炭素鋼鋳片は、同一冷却条件下であると、必然
的（二、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（＝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（＝高くなるのであ
ると結論されること、 （ｄｉ　　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図で示される鋳片表面疵発
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、優の熱間割れ感受
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（（’ｐ）を指標にする必要があること、 ｆｇｌ　　状態図的な検討から、鋼の包晶点（＝影響を
及ぼ丁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（二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℃／９ｅｃ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で最
大値をとることが確認でとる上、該Ｃｐ値を０．１８近
傍の特定範囲外に調整するとオーステナイト粒成長が急
激に抑制されることがわかり、従って、Ｃｐ値調整（＝
よって鋳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。

（ｔｌ　　一方、連続鋳造中（＝生じる鋼鋳片の表面疵
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（Ｌｏｗ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、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値調整さえ的確に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。

ｆｊｌ　　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０．１８近傍の割れ感受性の高
い儒であっても、連続鋳造の際に通常使用される成分組
成（Ｃ含有量：２．０へ５．０　％、極低炭素ｓｒ二対
しても０．５９６以上程度）よりもＣ含有量の低い鋳造
パウダーを用いれば、鋳片表層部のＣｐ値が十分（二低
くなって表面疵の発生が極力抑えられること。

（ｋ）　　鋳造パウダー中のＣ含有量を低くすると。

例えば第５図で示されるように、パウダーの滓化速度が
速くなり過ぎて鋳造作業上不都合な問題を生じる恐れが
あるが、これらの問題に対しては、一旦溶解した鋳造パ
ウダーにフッ素を添加して果粒状ｃ粒径：２＋ｗ以下）
としたものを使用したり、Ｂａ２Ｏ３を構成成分とする
鋳造パウダーについては該Ｂａ２Ｏ３配合量を抑制した
り、或いは鋳造パウダーの基材を滓化しにくいものにす
る手段等を講することによって十分対処できること。

（ｌｌ　　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
が起こりや丁い鋼種を前記式（Ｃｐ値を算出する式）に
よって簡単・確実；；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含有量を低くした鋳造パ
ウダーを使用して鋳片表層部を脱炭し、該鋳片表層部の
前記Ｃｐ値を低くしてやれば１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 で算出されるＣｐの値が０．１３〜０．２３の範囲内の
鋼に対し、Ｃ含有量の低い鋳造パウダーを使用して鋳片
表層部の前記Ｃｐの値を０．１３未満に調整することに
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、 （二特徴を有するものである。

この発明の方法において、Ｃ含有量の低い鋳造パウダー
により鋳片表層部の脱炭処理を必要とする―を、式 で算出されるＣｐの値が０．１３〜０．２３の範囲内の
ものと限定したも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Ｃ二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傾向）が高く、鋳片浅層
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０．２３
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脱炭処理の効果
が小さいからである。

また、対象となる−の成分組成に関する他の条件（二つ
いては格別（−限定されるものではないが、この発明の
浅層部脱炭処理を施して得られる効果は、Ｃ：０．２５
９６以下のほか１Ｍｎ：２９６以下、Ｎｉ：　２９６以
下、Ｃｕ：１％以下、Ｎ：０．０１５５Ｍ以下を含有し
、更に必要によりｃｒ：１．０９６以下、Ｎｂ　：　０
．５　ｉ以下、Ｖ　：　０．５％以下、’ｒａ：ｏ、ｓ
９６以下、Ａｇ：ｏ、ｉ９６以下及びＳｉ：２．５９６
以下のうちの１種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、浅層部脱炭処理が必要であ
る鋼を、式 で算出されるＣｐ値で特定したが、上記Ｃ＃Ｍｎ１Ｎｉ
ｌＣｕ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。

Ｌａｄ屯、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０．１
３〜０．２３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
。

そして、Ｃ含有量の低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０．１３未
満（二調整するのは、上述のよう（二、Ｃｐ値が０．１
３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、鋳片表層部（表面
から１０日程度までで完全であるが、３１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子れば良い。

第６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／ｍの連続鋳造を実施して得た鋳片
（二ついて、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の値との関係を調査した結
果な示すものであるが、第６図からも鋳造パウダー中の
Ｃ含有量調整（二よって鋳片表層部のＣｐ値を十分（−
低下させ得ることが明らかである。なお、使用する鋳造
パウダー中のＣ含有量が溶鋼のＣ含有量よりも高くても
、溶鋼面への投入によってそのＣ成分の大部分が燃焼し
てしまうので、結果的にはＣ含有量の低いものとなり、
十分な脱炭が可能なのである。

更に、連続鋳造の際（二溶鋼メニスカス近傍の緩冷却を
実施子れば、鋳片表層部の脱炭が一層円滑に促進され、
鋳片表層部のＣｐ値値下下より確実Ｃ＝達成できるよう
（二なる。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
Ｃ二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（二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（二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〉 実施例　１ まず、第４表に示されるところの、成分的には連続鋳造
鋳片に表面疵が多発しやすいＡ鋼を溶解し、実用の弯曲
型連続鋳造機（弯曲半径：１２．５ｍ）によって断面寸
法が２５０ｗＸ２１００ｍのスラブを、次の条件の本発
明法と比較法（従来の連続鋳造条件）とで製造し、表面
疵の発生程度を目視評価した。

溶鋼鋳込み温度：１５５０℃、 引き抜き速度：１．２ｍ／ａｉｌ、 使用した鋳造パクダー： 比較例・・・・・・第５表のＸで示される成分組成のも
の、 本発明例・−・第５表のＹで示される成分組成を有し、
しかも溶融して果 粒状（平均粒径：Ｉｍ）とし たもの。

さて、鋳片表面疵の目視評価は、表面温度二８５０℃で
スラブ矯正点を通過した後のスラブについて実施したが
、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（因に、スラブ表層部１
０■厚までのＣｐの値は０．１１以下であった）、比較
法では表面疵が多発していることが観察された（スラブ
表層部：１０ｍ厚までのＣｐの値は０．１３２程度であ
った）。

実施例　２ 第４表に示されるところの、連続鋳造鋳片には表面疵が
発生しく＝くいもののその後の熱間圧延時に割れを生じ
や丁い成分組成であるＢ鋼を溶解し、実施例１における
条件と同様の本発明法と比較法とで連続鋳造して、断面
寸法が２５０ｍＸ　２１００霞のスラブを製造した。

このとき５表面温度：９５０℃で矯正点を通過したスラ
ブについて表面性状の観察を行ったが、いずれのスラブ
Ｃ二も表面疵は認められなかった。

因（二、得られたスラブ表層部１０霞厚までのＣｐ値は
、本発明法によるものは０．１１以下であったのに対し
て、比較法によるものは０．１３３程度であった。

続いて、前記矯正点を通過したスラブを切断し、約９０
０℃の温度Ｉ：てそのまま１２５ｍ厚（二まで５バスで
の圧延を実施した。

その結果１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、比較法に
よるスラブには割れ疵が多発することが観察された。

く総括的な効果〉 以上説明したようＣ二、この発明（二よれば、連続鋳造
途中や、これ（：続く熱間圧延中６２割れ疵な発生しや
丁いｇＩＡ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図は、鋳造パウダー中の全Ｃ量と該鋳造パウダーの
浄化速度との関係を示すグラフ。 第６図は、鋳造パウダー中の全Ｃ量と鋳片表層部のＣｐ
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　丸　　ばか２名書１図 ０．１　　　　　　０．２ Ｃ’ｔｔｉｔ　／ｉｆ％） ｆ２図 Ｃ資肩量／ｉｔ％ノ Ｑ　　　　　Ｑ、／　　　　　０．２　　　０．３　　
　０．４　　　０．５Ｃ青有量（ｆ量％） ＯＱ、／　　　　　　０．２　　　　　０．３ｐ　４１
１

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含有量の低い鋳造パウダーを使用して鋳片表層部の前
   記Ｃｐの値を０．１３未満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。