JPS61195745A - 鋼の連続鋳造用鋳型 - Google Patents
鋼の連続鋳造用鋳型Info
- Publication number
- JPS61195745A JPS61195745A JP3615285A JP3615285A JPS61195745A JP S61195745 A JPS61195745 A JP S61195745A JP 3615285 A JP3615285 A JP 3615285A JP 3615285 A JP3615285 A JP 3615285A JP S61195745 A JPS61195745 A JP S61195745A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mold
- wall surface
- steel
- cooling
- continuous casting
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/04—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds
- B22D11/049—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds for direct chill casting, e.g. electromagnetic casting
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
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。
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、連続鋳造途中の鋳片に縦割ｎや横ひび割れ
等の表面疵を発生したり、熱間直送圧延やホットチャー
ジ圧延を含む熱間圧延時に前記横ひび割れと類似の表面
疵を発生したジしゃ丁い鋼種の連続鋳造に際しても、そ
のような表面疵を発生することのない、熱間側ｎ感受性
の低い鋼片を安定して製造し得る連続鋳造用鋳型に関す
るものである。
等の表面疵を発生したり、熱間直送圧延やホットチャー
ジ圧延を含む熱間圧延時に前記横ひび割れと類似の表面
疵を発生したジしゃ丁い鋼種の連続鋳造に際しても、そ
のような表面疵を発生することのない、熱間側ｎ感受性
の低い鋼片を安定して製造し得る連続鋳造用鋳型に関す
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ｆ′Ｌ）が発生した
り、更（（は得ら７″Ｌｆｃ鋳片の熱間圧延時（！￥ｆ
に、熱間直送圧延又はホットチャージ圧延時に著しい）
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ｎらが、製品歩留りの向上や、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勺
・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。
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ｆ′Ｌ）が発生した
り、更（（は得ら７″Ｌｆｃ鋳片の熱間圧延時（！￥ｆ
に、熱間直送圧延又はホットチャージ圧延時に著しい）
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ｎらが、製品歩留りの向上や、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勺
・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５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（ｒ）粒界の割れを伴って
起きることが観察さｎることから、従来、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Ｃｒ３粒界へ入析出又は偏析する炭化物や窒化物
（ＮｂＣ。
るといずれもオーステナイト（ｒ）粒界の割れを伴って
起きることが観察さｎることから、従来、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Ｃｒ３粒界へ入析出又は偏析する炭化物や窒化物
（ＮｂＣ。
ＡＪＮ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ｎることか知られるようになってきた。
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ｎることか知られるようになってきた。
そこで、このより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Ｃ％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。
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Ｃ％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。
一万、かかる鋳片表面疵の発生頻度に、第３図で示さｎ
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ｎに対する何
らの万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几ること丁らあつｔｏ しかしながら、第３図にみられるよ５な表面疵発生頻度
が急激に高くなる領域に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、特に低合省鋼の場合には
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。
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ｎに対する何
らの万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几ること丁らあつｔｏ しかしながら、第３図にみられるよ５な表面疵発生頻度
が急激に高くなる領域に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、特に低合省鋼の場合には
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、
オシレーンヨ／マークを浅くシｆｃす、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。
オシレーンヨ／マークを浅くシｆｃす、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ａ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′１几でいるのが
現状だったのである。
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′１几でいるのが
現状だったのである。
く問題点を解決するための手段〉
本発明者等に、上述のような観点から、連続鋳造によっ
て製造されるｇｇ４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丁べく、
そのためには、第３図で示したよりＺ％定Ｃ含有量域近
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） 連続鋳造鋳片の結晶粒界割れは、従来言わｎ
ていたよりに、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）（ｒ）粒の粗大化
は鋳片の粒界割ｔＬ”７著しく助長すること、 （ト） 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ｎ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４図で示さ几るよう
に、前述し７を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４図はＦ
ｅ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度ｔ５°Ｃ／ ｓｅ
ｅ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〕、 （０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
」と言り実験による確認事項とからみて、凝固・冷却中
の炭素鋼鋳片に、同一冷却条件下であると、必然的に、
第５図で示さｎるＦｅ−Ｃ系平衡状態図からも明らかな
オーステナイト垣相化温度が最も高い組成のもの、即ち
包晶点ａｇ （Ｆｅ −Ｃ系でｉｌ ０．１８重ｔ？’
ｃ）のものが最も粗大なオーステナイト（ｒ）粒を呈す
るようになり（因に、第５図中の破線は、第４図で示し
之オーステナイト粒粗大化挙動な表わ丁）、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ｎること、 （♂ ところで、第４図で示されるオーステナイ）１ｒ
）粒径粗大化挙動と第３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。
て製造されるｇｇ４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丁べく、
そのためには、第３図で示したよりＺ％定Ｃ含有量域近
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） 連続鋳造鋳片の結晶粒界割れは、従来言わｎ
ていたよりに、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）（ｒ）粒の粗大化
は鋳片の粒界割ｔＬ”７著しく助長すること、 （ト） 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ｎ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４図で示さ几るよう
に、前述し７を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４図はＦ
ｅ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度ｔ５°Ｃ／ ｓｅ
ｅ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〕、 （０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
」と言り実験による確認事項とからみて、凝固・冷却中
の炭素鋼鋳片に、同一冷却条件下であると、必然的に、
第５図で示さｎるＦｅ−Ｃ系平衡状態図からも明らかな
オーステナイト垣相化温度が最も高い組成のもの、即ち
包晶点ａｇ （Ｆｅ −Ｃ系でｉｌ ０．１８重ｔ？’
ｃ）のものが最も粗大なオーステナイト（ｒ）粒を呈す
るようになり（因に、第５図中の破線は、第４図で示し
之オーステナイト粒粗大化挙動な表わ丁）、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ｎること、 （♂ ところで、第４図で示されるオーステナイ）１ｒ
）粒径粗大化挙動と第３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ｎは、第４図が純粋なＦｅ−Ｃ系での
実験結果であるのに対して第３図は実用鋼の場合のデー
タであると言ワ相違に起因するものであり、Ｃ以外の含
有元素（合並元累等ンの影響によって包晶点がずｎ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に、鋼の熱間割れ感受
性が一層鋭敏化し、鋳片宍面疵の増大を招く恐れがある
こと、（ｆ）、従って、鋼片の熱間割ｎ感受性全評価す
る場合には、Ｃ含有量のみではなく、合釜元素の影響を
も含めたＣ当１ＪＩ（Ｃｐ）を指標にする必訝があるこ
と、 ＠ 状態図的な検討から、鋼の包晶点に影響を及ぼ丁と
考えらｎる元素として、Ｃ、Ｍｎ、 Ｎｉ 、 Ｃｕ及
びＮがあげられ、Ｃ当量（ＣＩ））は次式で整理される
こと（なお、以下、成分割合を表わ丁％に重量％とする
）。即ち、 Ｍｏａ−Ｎ１ｆ４ ＣｕＣＪ ＮＣ／ＪＣｐ＝Ｃ（
至）＋−＋−−＋−＋−− ３３２５４４１，７ ■ 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ｎに基づいて鋳片の熱間割ｎ感受性を
極めて的確に評価できること。
実験結果であるのに対して第３図は実用鋼の場合のデー
タであると言ワ相違に起因するものであり、Ｃ以外の含
有元素（合並元累等ンの影響によって包晶点がずｎ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に、鋼の熱間割れ感受
性が一層鋭敏化し、鋳片宍面疵の増大を招く恐れがある
こと、（ｆ）、従って、鋼片の熱間割ｎ感受性全評価す
る場合には、Ｃ含有量のみではなく、合釜元素の影響を
も含めたＣ当１ＪＩ（Ｃｐ）を指標にする必訝があるこ
と、 ＠ 状態図的な検討から、鋼の包晶点に影響を及ぼ丁と
考えらｎる元素として、Ｃ、Ｍｎ、 Ｎｉ 、 Ｃｕ及
びＮがあげられ、Ｃ当量（ＣＩ））は次式で整理される
こと（なお、以下、成分割合を表わ丁％に重量％とする
）。即ち、 Ｍｏａ−Ｎ１ｆ４ ＣｕＣＪ ＮＣ／ＪＣｐ＝Ｃ（
至）＋−＋−−＋−＋−− ３３２５４４１，７ ■ 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ｎに基づいて鋳片の熱間割ｎ感受性を
極めて的確に評価できること。
第６図は、こｎ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１ｆｉに示される放分組
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ｎるＣｐ値に工９整理したグラフである。
実験結果を示すものであり、第１ｆｉに示される放分組
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ｎるＣｐ値に工９整理したグラフである。
この第６図からも明らかなように、オーステナイト（γ
）粒径ｔｑｃｐ値で良く整理さハ、Ｃｐ値が０１８で最
大値？とることがわが乙。
）粒径ｔｑｃｐ値で良く整理さハ、Ｃｐ値が０１８で最
大値？とることがわが乙。
（ｉ） まえ−万、同一組成′ｉｆ４’ｖ凝固・冷却
した場合のツ）片のオーステナイト粒度は高温領域での
冷却速度に大さく左右され、′＃！ｆＫ約１３０約１３
稈０定さｎてし１つこと。
した場合のツ）片のオーステナイト粒度は高温領域での
冷却速度に大さく左右され、′＃！ｆＫ約１３０約１３
稈０定さｎてし１つこと。
従って、オーステナイト単相化温度が高くてオーステナ
イト粒が粗大化しゃ丁い包晶組成＜ｃｐ＝０、 ｌ ８
）付近の鋳片であったとしても、上記温度域での冷却
速度を速くしてやれば、オーステナイト粒の粗大化が抑
えられて単位体積当りの結晶粒界面の大きい細粒結晶が
得られ、この几め結晶粒界に集まる析出物や偏析の密度
が低くなって熱間側ｎ感受性が緩和さｎること。
イト粒が粗大化しゃ丁い包晶組成＜ｃｐ＝０、 ｌ ８
）付近の鋳片であったとしても、上記温度域での冷却
速度を速くしてやれば、オーステナイト粒の粗大化が抑
えられて単位体積当りの結晶粒界面の大きい細粒結晶が
得られ、この几め結晶粒界に集まる析出物や偏析の密度
が低くなって熱間側ｎ感受性が緩和さｎること。
第７図μ、第２表に示される成分組成の鋼について、凝
固に続く冷却速度を種々に変え、１０００′Ｃに到達後
急冷してその組織を固定し友もののオーステナイト粒径
を前記冷却速度で整理して表わしたグラフであるととも
に、これらの鋳片から採取した試験片（直径 １０１１
の．）？通電り０熱−てて中１し、部を部分的して再溶
融（１５８０°Ｃ）させ１債それぞれ前記の各冷却速度
で１０００°Ｃ１で降温し、２． ０ ５ｅｃ−’の歪
速度で引張り破断して得几断面収縮率Ｃ ＲＡ 〕ｋ前
記冷却速度で整理し併記したものでもある。そして、こ
の第７図からも、最もオーステナイト粒成長が起りや丁
い包晶組成の鋼であっても、凝固に続く冷却速度を上げ
ることによってオーステナイト粒の粗大化を防止するこ
とがでさ、その結果、延性も十分に良好な値を示すよつ
になることがわかる。
固に続く冷却速度を種々に変え、１０００′Ｃに到達後
急冷してその組織を固定し友もののオーステナイト粒径
を前記冷却速度で整理して表わしたグラフであるととも
に、これらの鋳片から採取した試験片（直径 １０１１
の．）？通電り０熱−てて中１し、部を部分的して再溶
融（１５８０°Ｃ）させ１債それぞれ前記の各冷却速度
で１０００°Ｃ１で降温し、２． ０ ５ｅｃ−’の歪
速度で引張り破断して得几断面収縮率Ｃ ＲＡ 〕ｋ前
記冷却速度で整理し併記したものでもある。そして、こ
の第７図からも、最もオーステナイト粒成長が起りや丁
い包晶組成の鋼であっても、凝固に続く冷却速度を上げ
ることによってオーステナイト粒の粗大化を防止するこ
とがでさ、その結果、延性も十分に良好な値を示すよつ
になることがわかる。
また、第８図に、前記第２表に示した成分組成の鋼から
採取し之小片をアルミするつぼ甲で再溶解してから、冷
却速度：５℃／ｓｅｃ及び１２℃／ ｓｅｃで冷却する
とともに、その途中から水焼入ｎして組織を固定したも
のについて、水焼入’ｎ＝度とオーステナイト粒径との
関係をプロットしたグラフであるが、この第８図からも
、冷却速度がオーステナイト粒成長に大きく影響するの
は極く高い温度域に限らｎることが明らかである。
採取し之小片をアルミするつぼ甲で再溶解してから、冷
却速度：５℃／ｓｅｃ及び１２℃／ ｓｅｃで冷却する
とともに、その途中から水焼入ｎして組織を固定したも
のについて、水焼入’ｎ＝度とオーステナイト粒径との
関係をプロットしたグラフであるが、この第８図からも
、冷却速度がオーステナイト粒成長に大きく影響するの
は極く高い温度域に限らｎることが明らかである。
（Ｊｌ このようなことから、連続鋳造によって製造
さｎる鋳片の鋳ユ♂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下る際の表面疵（割ｉ″Ｌ）
発生の起こりや丁い鋼種を前記式（Ｃｐをｎ出する式］
に工って簡単・確実に予測することが可能であり、ま之
、これらの鋼種についても、連続鋳造の際の表面が凝固
した直後の鋼片を出来るだけ早い時期（で速い冷却速度
で冷却することに二って表面疵発生ン抑えることができ
ること。
さｎる鋳片の鋳ユ♂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下る際の表面疵（割ｉ″Ｌ）
発生の起こりや丁い鋼種を前記式（Ｃｐをｎ出する式］
に工って簡単・確実に予測することが可能であり、ま之
、これらの鋼種についても、連続鋳造の際の表面が凝固
した直後の鋼片を出来るだけ早い時期（で速い冷却速度
で冷却することに二って表面疵発生ン抑えることができ
ること。
そこで、不発明者等は、こｎら知見に基づき、鋳型内（
（注入し九溶鋼の高温域における冷却速度？速くするこ
とで表面割ｆＬ感受性の低い鋳片を製造しようとの試み
を行ったが、漠の連続鋳造の実９！業（ておいては、溶
鋼メニスカス近傍では凝固シェルと鋳型壁とが溶融パウ
ダーを介して密着した状態で凝固が進行するものの、そ
几より下刃になると溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に
伴９収縮とで鋳片に鋳型壁面から離ｎて、鋳型の抜熱作
用を損なウェアーギャップを生じる工うになり、従って
、垂直型又は彎曲型連続鋳造機で使用される通常の鋳型
（長さが７００〜９ ０ ０ ｍｍかそれ以上］では、
その後にオーステナイト粒界破壊を起して表面疵を発生
しや丁くなる程度にまでオーステナイト粒の粗大化乞も
たら丁ようｌ著しい冷却遅九が生じるのを逸ｎることが
できないとの問題に突き当ったのである。
（注入し九溶鋼の高温域における冷却速度？速くするこ
とで表面割ｆＬ感受性の低い鋳片を製造しようとの試み
を行ったが、漠の連続鋳造の実９！業（ておいては、溶
鋼メニスカス近傍では凝固シェルと鋳型壁とが溶融パウ
ダーを介して密着した状態で凝固が進行するものの、そ
几より下刃になると溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に
伴９収縮とで鋳片に鋳型壁面から離ｎて、鋳型の抜熱作
用を損なウェアーギャップを生じる工うになり、従って
、垂直型又は彎曲型連続鋳造機で使用される通常の鋳型
（長さが７００〜９ ０ ０ ｍｍかそれ以上］では、
その後にオーステナイト粒界破壊を起して表面疵を発生
しや丁くなる程度にまでオーステナイト粒の粗大化乞も
たら丁ようｌ著しい冷却遅九が生じるのを逸ｎることが
できないとの問題に突き当ったのである。
このため、鋳型の長さを短かぐして、鋳型内での溶鋼の
凝固は極〈薄い鋳片表面凝固層の形成だけにとどめ、鋳
型下端から早めに弓１き抜いた鋳片に冷却媒体３吹き付
けることで高温度域での冷却速度を昼めろことも試み念
が、この＋Ｌ５曾に）グ鋳片のブレークアウトを引き起
こ丁危険性が極めて高く、実操業上好ましい手段ではな
力１つｔｏこの発明に、以上に説明した問題点を踏でえ
た上で、鋼の成分組成に影響さｎることｌく、衣面割九
感受住の小さい連続鋳造鋳片を安定して、かつ生産１良
く製造する手段を提供しようとしてなされたもので、 鋼の連続鋳造用両端開放鋳型を、第１図に示さｎるよう
に、鋳型１の下部内壁面２￥上部内壁面３まりも後退さ
せるとともンζ、後退させ念下部内壁面２ンて冷却媒体
吹込み用ノズル孔４ ｆＩｏ：開口させるか、或いにこ
ｎＫ７１Ｄえて、第２図に示さｎる工つに、後退させ之
下部内壁面２の上刃に更に水蒸気吸引用導通孔５￥設は
之構造とすることにより、鋳込″１７″した溶鋼の高＠
度域での高い冷却速度が容易に確保でさるとともに、鋳
片ブレークアウトによる危険を回避できるよりにし、鋼
種に影響されることなく、表面疵の無い、しかも表面割
ｎ感受性の低い連続鋳造鋳片を安定して量産し得るよう
にし次点 に特徴を有するものである。
凝固は極〈薄い鋳片表面凝固層の形成だけにとどめ、鋳
型下端から早めに弓１き抜いた鋳片に冷却媒体３吹き付
けることで高温度域での冷却速度を昼めろことも試み念
が、この＋Ｌ５曾に）グ鋳片のブレークアウトを引き起
こ丁危険性が極めて高く、実操業上好ましい手段ではな
力１つｔｏこの発明に、以上に説明した問題点を踏でえ
た上で、鋼の成分組成に影響さｎることｌく、衣面割九
感受住の小さい連続鋳造鋳片を安定して、かつ生産１良
く製造する手段を提供しようとしてなされたもので、 鋼の連続鋳造用両端開放鋳型を、第１図に示さｎるよう
に、鋳型１の下部内壁面２￥上部内壁面３まりも後退さ
せるとともンζ、後退させ念下部内壁面２ンて冷却媒体
吹込み用ノズル孔４ ｆＩｏ：開口させるか、或いにこ
ｎＫ７１Ｄえて、第２図に示さｎる工つに、後退させ之
下部内壁面２の上刃に更に水蒸気吸引用導通孔５￥設は
之構造とすることにより、鋳込″１７″した溶鋼の高＠
度域での高い冷却速度が容易に確保でさるとともに、鋳
片ブレークアウトによる危険を回避できるよりにし、鋼
種に影響されることなく、表面疵の無い、しかも表面割
ｎ感受性の低い連続鋳造鋳片を安定して量産し得るよう
にし次点 に特徴を有するものである。
なお、第１図及びＷ、２図において、符号６は溶鋼を、
符号７はメニスカスｔ、符号８は凝固シェルを、符号９
は冷却水通路ｔ１そして符号ｉｏは冷却水スプレーノズ
ルをそれぞれ示している。
符号７はメニスカスｔ、符号８は凝固シェルを、符号９
は冷却水通路ｔ１そして符号ｉｏは冷却水スプレーノズ
ルをそれぞれ示している。
第１図において、鋳型ｌ中に溶鋼６が鋳込まれると、ま
ず鋳型の上部内壁面３の抜熱作用によって極く薄い凝固
シェルが形成されるが、この上部内壁面３の長さを例え
ば５００ｗ程度（メニスカス下の長さ：３００＋ｎ程度
ンと極〈短かくしておくと、鋳片の凝固シェルが形成さ
ｔＮ之ばかりの部分にｌちに下部内壁面２の位置にまで
降下さｎることとなり、吹込まれる冷却媒体（例えばＨ
ｅガス等）によって効率良く冷却さｎるので、従来の両
端開放鋳型におけるような、凝固や冷却による収縮のた
めに凝固シェル面が鋳型内壁面から離九で両面間に空気
層を形成し、これによって冷却遅れ？生じると言う不都
合を来た丁ことかない。従って、鋳片表層部の高温度域
における高い冷却速度が十分に確保さｎるので、該表層
部におけるオーステナイト粒の粗大化を確実に防止でき
、表面疵の無い、そして表面割ｎ感受性の低い鋳片を安
定して製造することができる。
ず鋳型の上部内壁面３の抜熱作用によって極く薄い凝固
シェルが形成されるが、この上部内壁面３の長さを例え
ば５００ｗ程度（メニスカス下の長さ：３００＋ｎ程度
ンと極〈短かくしておくと、鋳片の凝固シェルが形成さ
ｔＮ之ばかりの部分にｌちに下部内壁面２の位置にまで
降下さｎることとなり、吹込まれる冷却媒体（例えばＨ
ｅガス等）によって効率良く冷却さｎるので、従来の両
端開放鋳型におけるような、凝固や冷却による収縮のた
めに凝固シェル面が鋳型内壁面から離九で両面間に空気
層を形成し、これによって冷却遅れ？生じると言う不都
合を来た丁ことかない。従って、鋳片表層部の高温度域
における高い冷却速度が十分に確保さｎるので、該表層
部におけるオーステナイト粒の粗大化を確実に防止でき
、表面疵の無い、そして表面割ｎ感受性の低い鋳片を安
定して製造することができる。
ところで、第１図で示し友よりな鋳型では、場合によっ
ては鋳型の下部内壁面２と鋳片表面との間の空間に水蒸
気が侵入しく冷却水スプレーノズル１０等からの水が蒸
発して上昇することによるン、冷却媒体吹込みによる冷
却能を低下する恐九もあるが、このような場合には、第
２図で示されるように、鋳型の下部内壁面２の上刃に水
蒸気吸引用導通孔５を設けて鋳片進行方向に対向する冷
却媒体気流を形成すると、水蒸気滞留による冷却効率の
低下が防止され、高い冷却速度が安定して確保できるよ
うになる。
ては鋳型の下部内壁面２と鋳片表面との間の空間に水蒸
気が侵入しく冷却水スプレーノズル１０等からの水が蒸
発して上昇することによるン、冷却媒体吹込みによる冷
却能を低下する恐九もあるが、このような場合には、第
２図で示されるように、鋳型の下部内壁面２の上刃に水
蒸気吸引用導通孔５を設けて鋳片進行方向に対向する冷
却媒体気流を形成すると、水蒸気滞留による冷却効率の
低下が防止され、高い冷却速度が安定して確保できるよ
うになる。
また、このエフな鋳型であれば、所望厚の凝固シェルが
形成さｎる１での鋳片部分を鋳型内にとどめておくこと
ができるので、ブレークアウトによる危険が生じること
もない。
形成さｎる１での鋳片部分を鋳型内にとどめておくこと
ができるので、ブレークアウトによる危険が生じること
もない。
冷却媒体吹込み用ノズル孔４から吹き込む冷却媒体とし
ては、Ｈｅガス等の冷却ガスのほか、こｎらと水との混
合ガス等を採用することもできる。
ては、Ｈｅガス等の冷却ガスのほか、こｎらと水との混
合ガス等を採用することもできる。
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。
説明する。
〈実施例〉
実施例 ｌ
第３表に示さｎるところの、厄介的には連続鋳造鋳片に
表面疵が多発しや丁いＡ鋼を溶解し、第１図で示される
工う１本発明に係る水冷銅鋳型（全長ニア００ｍｍ、上
部内壁面の長さ：３００□。
表面疵が多発しや丁いＡ鋼を溶解し、第１図で示される
工う１本発明に係る水冷銅鋳型（全長ニア００ｍｍ、上
部内壁面の長さ：３００□。
吹込み冷却媒体：Ｈｅガス］と、従来の水冷銅鋳型（全
長： ８００ ｖｖ ）を取り付けた実用の彎曲型連続
鋳造機（彎曲半径：１２．５ｍＪによって、断面寸法が
２５０１１１１１Ｘ１２００１ｍのスラブを連続鋳造し
く引き抜き速度：いずれも１．２ｍ／ル０、得られた鋳
片の表面疵発生状況を観察した。
長： ８００ ｖｖ ）を取り付けた実用の彎曲型連続
鋳造機（彎曲半径：１２．５ｍＪによって、断面寸法が
２５０１１１１１Ｘ１２００１ｍのスラブを連続鋳造し
く引き抜き速度：いずれも１．２ｍ／ル０、得られた鋳
片の表面疵発生状況を観察した。
その結果、本発明の鋳型！使用したものではスラブの表
面疵が全く認めらｎＱかったのに対して、従来の鋳型を
使用して得られたスラブには表面疵が多発していること
が観察された。
面疵が全く認めらｎＱかったのに対して、従来の鋳型を
使用して得られたスラブには表面疵が多発していること
が観察された。
実施例 ２
第３戒に示さ几るところの、連続鋳造鋳片に１１表面疵
が発生しにくいもののその後の熱間圧延時に割ｎを生じ
や丁い厄介組成であるＢ鋼を溶解し、実施例１における
条件と同様に断面寸法が２５０＋ｕＸ１２５０＋ｎのス
ラブを製造した。
が発生しにくいもののその後の熱間圧延時に割ｎを生じ
や丁い厄介組成であるＢ鋼を溶解し、実施例１における
条件と同様に断面寸法が２５０＋ｕＸ１２５０＋ｎのス
ラブを製造した。
表面温度＝９５０℃でスラブ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ところ、本発明に係る鋳
型を使用し友場合及び従来の鋳型を使用した場合のいず
九のスラブにも表面疵は認めらｒ、′：かったが、前記
スラブＶ４正点を通過し＾スラブ？切断し、約９００”
Ｃの温度にてそのまま＋２５ｘｉＩｖにまで５パスでの
圧延！実施したところ、不発明に係る鋳型を用いたもの
には表面疵の発生が全く見ら几なかつ之のに対して、従
来の鋳型によろものに割几疵が多発することが観察され
た。
ついて表面性状の観察を行ったところ、本発明に係る鋳
型を使用し友場合及び従来の鋳型を使用した場合のいず
九のスラブにも表面疵は認めらｒ、′：かったが、前記
スラブＶ４正点を通過し＾スラブ？切断し、約９００”
Ｃの温度にてそのまま＋２５ｘｉＩｖにまで５パスでの
圧延！実施したところ、不発明に係る鋳型を用いたもの
には表面疵の発生が全く見ら几なかつ之のに対して、従
来の鋳型によろものに割几疵が多発することが観察され
た。
く総括的な効果〉
以上説明したように、この発明によ几ば、連続鋳造途中
や、こｆ”ＬＫ続く熱間圧延中に割ｔＬ疵を発生しや丁
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えらさｎるのである。
や、こｆ”ＬＫ続く熱間圧延中に割ｔＬ疵を発生しや丁
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えらさｎるのである。
第１図及び第２図は、いずれも不発明の鋳型を使用した
連続鋳造の状況を示す模式図であり、第１図と第２図は
それぞれ別の例を示すもの、第３図に、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４図に、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５図に、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図、 第６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７図は、鋼の冷却速度とオーステナイト粒径との関係
、並びに冷却速度と断面収縮率との関係を示すグラフ、 第８図は、各種冷却速度で冷却途中の鋼の、水焼入ｎ＠
度とオーステナイト粒径との関係な示すグラフである。 図面において、 ■・・・鋳型、 ２・・・下部同壁面、３・
・・上部内壁面、 ４・・・冷却媒体吹込み用ノズル孔、 ５・・・水蒸気吸引用導通孔、 ６・・・溶鋼、 ７・・・メニスカス、・８
・・・凝固シェル、 ９・・・冷却水通路、１０・
・・冷却水スグレーノズル。 第１図 第２図 ８ り 巣３図 年４図 ６食、！４量 Ｃ１量〃ノ 第５２ Ｃ４膚責（１量ｍ／、） 第８天 水誘六株シＸ２度（Ｃ） オーヌテナイ）−４立荘（ｍｍ） 斯面枢Ｓ半ｃ％】
連続鋳造の状況を示す模式図であり、第１図と第２図は
それぞれ別の例を示すもの、第３図に、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４図に、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５図に、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図、 第６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７図は、鋼の冷却速度とオーステナイト粒径との関係
、並びに冷却速度と断面収縮率との関係を示すグラフ、 第８図は、各種冷却速度で冷却途中の鋼の、水焼入ｎ＠
度とオーステナイト粒径との関係な示すグラフである。 図面において、 ■・・・鋳型、 ２・・・下部同壁面、３・
・・上部内壁面、 ４・・・冷却媒体吹込み用ノズル孔、 ５・・・水蒸気吸引用導通孔、 ６・・・溶鋼、 ７・・・メニスカス、・８
・・・凝固シェル、 ９・・・冷却水通路、１０・
・・冷却水スグレーノズル。 第１図 第２図 ８ り 巣３図 年４図 ６食、！４量 Ｃ１量〃ノ 第５２ Ｃ４膚責（１量ｍ／、） 第８天 水誘六株シＸ２度（Ｃ） オーヌテナイ）−４立荘（ｍｍ） 斯面枢Ｓ半ｃ％】
Claims (2)
- （１）連続鋳造用両端開放鋳型において、鋳型下部の内
壁面を後退させるとともに、該後退内壁面に冷却媒体吹
込み用ノズル孔を開口して成ることを特徴とする、鋼の
連続鋳造用鋳型。 - （２）連続鋳造用両端開放鋳型において、鋳型下部の内
壁面を後退させるとともに、該後退内壁面に冷却媒体吹
込み用ノズル孔を開口し、かつ前記後退内壁面の上方に
水蒸気吸引用導通孔を設けて成ることを特徴とする、鋼
の連続鋳造用鋳型。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3615285A JPS61195745A (ja) | 1985-02-25 | 1985-02-25 | 鋼の連続鋳造用鋳型 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3615285A JPS61195745A (ja) | 1985-02-25 | 1985-02-25 | 鋼の連続鋳造用鋳型 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61195745A true JPS61195745A (ja) | 1986-08-30 |
Family
ID=12461806
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3615285A Pending JPS61195745A (ja) | 1985-02-25 | 1985-02-25 | 鋼の連続鋳造用鋳型 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61195745A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4909305A (en) * | 1987-04-27 | 1990-03-20 | Danieli and C. Officine Meccaniche SpA | Method to obtain thin slabs and crystallizer which employs such method |
| US5431214A (en) * | 1992-05-12 | 1995-07-11 | Yoshida Kogyo K.K. | Apparatus for continuous casting |
| WO2013001630A1 (ja) * | 2011-06-29 | 2013-01-03 | トヨタ自動車株式会社 | ホットプレス装置 |
| CN109332614A (zh) * | 2018-11-12 | 2019-02-15 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种单点非平衡浇铸异型坯结晶器冷却控制装置及控制方法 |
| CN110479975A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-11-22 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种高铜合金铸锭用的装置 |
-
1985
- 1985-02-25 JP JP3615285A patent/JPS61195745A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4909305A (en) * | 1987-04-27 | 1990-03-20 | Danieli and C. Officine Meccaniche SpA | Method to obtain thin slabs and crystallizer which employs such method |
| US5431214A (en) * | 1992-05-12 | 1995-07-11 | Yoshida Kogyo K.K. | Apparatus for continuous casting |
| WO2013001630A1 (ja) * | 2011-06-29 | 2013-01-03 | トヨタ自動車株式会社 | ホットプレス装置 |
| CN103608134A (zh) * | 2011-06-29 | 2014-02-26 | 丰田自动车株式会社 | 热压装置 |
| JPWO2013001630A1 (ja) * | 2011-06-29 | 2015-02-23 | トヨタ自動車株式会社 | ホットプレス装置 |
| JP5679057B2 (ja) * | 2011-06-29 | 2015-03-04 | トヨタ自動車株式会社 | ホットプレス装置 |
| US9227238B2 (en) | 2011-06-29 | 2016-01-05 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Hot-pressing apparatus |
| CN109332614A (zh) * | 2018-11-12 | 2019-02-15 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种单点非平衡浇铸异型坯结晶器冷却控制装置及控制方法 |
| CN109332614B (zh) * | 2018-11-12 | 2021-04-13 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种单点非平衡浇铸异型坯结晶器冷却控制装置及控制方法 |
| CN110479975A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-11-22 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种高铜合金铸锭用的装置 |
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