JPS61195761A - 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に前記機ひび割
れと類似の表面疵を発生したりすることのない１表面性
状の良好な連続鋳造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、垂直型若しくは彎曲型
等の連続鋳造機を使用した連続鋳造工種が不可決なもの
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（：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
、更には得られた鋳片の熱間圧延時（特に、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、これらが、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ケ）粒界の割れを伴って起
きることが観察されることから、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（γ）粒界へ析出又は偏析する炭化物や窒化物（Ｎ
ｂＣ、ＡｔＮ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。

一方、かかる鋳片表面疵の発生頻度は、第２図で示され
るよう）二部片の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含有量領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２図にみられるような表面疵発生頻度
が急激に冒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、シ
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（二次いで
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。

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１＝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
のためには、第２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、 （ロ）　凝固・冷却中の炭素鋼鋳片のオーステナイト（
１１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３図で示されるよう
（−５前述した表面疵を発生しゃ丁いＣ含有量領域で急
激に著しくなると言う挙動を示すこと（因に、第３図は
Ｆｅ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５℃／　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）、 （ｃ）　　これらの結果と、「凝固・冷却中のオーステ
ナイト（ｒ）粒の粗大化は、オーステナイト単相となっ
てから急激（二起こり、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４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４図中の破線は、第３図で示した
オーステナイト粒粗大化挙動を表わＴ）、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３図で示されるオーステナイト
（ｒ）粒径粗大化挙動と第２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３図が純粋なＦｅ−Ｃ系での実験結果であ
るのに対して第２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、（ｆ）
　　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
ｉｔ（Ｃｐ）を指標にする必要があること、 （２）　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憾とする）。

即ち、 Ｇ）　状態図的検討ζ二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５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ＷｃＳ図からも明らかなように、オーステナイ）　
（ｒ）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わかる。

（ｉ）　　また一方、同一組成鋼を凝固・冷却した場合
の鋳片のオーステナイト粒度は高温領域での冷却速度に
大きく左右され、特に１４５０〜１２００℃程度の温夏
領域における冷却速度によってほぼ決定されてしまうこ
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
イト粒が粗大化しやすい包晶組成（Ｃｐ−（）、　］　
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、このため結晶粒界（：集まる析出物や偏析の
密度が低くなって熱間割れ感受性が緩和されること。

第６図は、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℃ｌ”ｌ−到
達後急冷してその組織を固定した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＝１０
飼φ）を通電加熱（二て中心部を部分的に再溶融（１５
８０℃）させた後それぞれ前記の各冷却速度で１０００
℃まで降温し、　２．０５ｅｃ−’の歪速度で引張り破
断して得た断面収縮率［：ＲＡ］を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６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Ｔることができ、その結
果、延性も十分に良好な値を示すようになることがわか
る。

また、＠７図は、前記第２表に示した成分組成の鋼から
採取した小片をアルミするつぼ中で再溶解してから、冷
却速度：５℃／ＩＥ及び１２℃／ｓａｃで冷却するとと
も（二、その途中から水焼入れして組織を固定したもの
について、水焼入れ温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７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れ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する際の表面疵（割れ）発生の
起こ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に速い冷却速度で冷却す
ることによって表面疵発生を抑えることができること。

そこで１本発明者等は、これら知見に基づき、鋳型内に
注入した溶鋼の高温域（＝おける冷却速度を速くするこ
とで表面割れ感受性の低い鋳片を製造しようとの試みを
行ったが、鋼の連続鋳造の実操業においては、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、それより
下方になると溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に伴う収
縮とで鋳片は鋳型壁面から離れて、＠型の抜熱作用を損
なうエアーギャップを生じるようになり、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７００〜９００ｍ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すくなる程
度にまでオーステナイト粒の粗大化をもたらすような著
しい冷却遅れが生じるのを免れることができないとの問
題に突き当った。

このため、鋳型の長さを短かくして、鋳型内での溶鋼の
凝固は極く薄い鋳片表面凝固シェルの形成だけにとどめ
、鋳型下端から早めに引き抜いた鋳片に冷却媒体を吹き
付けることで高温度域での冷却速度を高めることも試み
たが、この場合、鋳型直下の鋳片の支持を従来の支持様
式で行うと、鋳片のバルジングを引き起こしたり、或い
は支持様式によっては鋳片の冷却速度を期待通りに上げ
られないと言う事実が明らかとなったのである。

即ち、連続鋳造鋳型直下での鋳片の支持には■　サポー
ト用ロールを使用する様式、■　サポート用プレートを
使用する様式。

θ　サポート用グリッドを便用する様式。

が採用されていたが、サポート用ロールでは鋳片との接
触が線接触であるので凝固シェル厚が薄い早期引き抜き
鋳片ではバルジングを起す恐れがあり、一方、サポート
用プレートの場合には鋳片との接触面積が大きすぎて水
スプレー等による直接冷却が阻害される等の問題があっ
た。また、高速鋳込みに採用されるサポート用グリッド
はサポート用グレートよりも小さい接触面で鋳片のバル
ジングを防止しようとするものではあるが、それでも、
グリッドが鋳片に対して静止状態に配置されているため
、これと接触する鋳片部分の抜熱はグリッドを介しての
熱伝導のみで行われることとなって、やはり十分に高い
冷却速度を達成で傘なかったのである。その上、サポー
ト用グリッドを使用すると、複数配置されている各グリ
ッド間に鋳造パウダーやスケール等が堆積して目づまり
を起こし、グリッド間に配設された冷却媒体スプレーの
冷却能を低下すると言う問題も度々観察された。

く問題点を解決するための手段〉 この発明は、以上に説明した問題点を踏まえた上で、鋼
の成分組成（＝影響されることなく、表面疵の無い、し
かも表面割れ感受性の小さい連続鋳造鋳片を安定して量
産する手段を提供すべくなされたもので。

鋼の連続鋳造において、鋳型直下の鋳片サポート用グリ
ッド°を高速振動させることによって鋳型から引き抜か
れた直後の鋳片のバルジングを防止しっつ、冷却媒体に
よる鋳片の直接冷却を行い、該鋳片表層部の高温度域で
の冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上にすることにより、鋳
片表層部のオーステナイト粒の粗大化を防止して、以て
、表面性状の良好な連続鋳造鋳片を安定・確実に製造す
る点、に特徴を有するものである。

つまり、この発明は、連続鋳造鋳型直下の鋳片サポート
用グリッドを高速振動させることによって、鋳片のバル
ジングを防止しながら瞬時瞬時ではあるが鋳片とグリッ
ドとの離隔期間を確保し、従来の静止グリッドを使用し
拍手段にみられるグリッドを介しての伝導伝熱による冷
却遅れを解消してスプレーでの直接冷却による冷却能を
維持するとともに、鋳造パウダーやスケール等のグリッ
ドへの堆積をも防止してスプレーの冷却能低下を防ぎ、
鋳片表層部の高温度域における冷却速度：１０℃／　ｓ
ｅｅ以上を十分に達成して、表面割れ感受性の低い連続
鋳造鋳片を得ることを骨子としている。

なお、鋳片サポート用グリッドの振動には既知の各種手
段が採用でき、その振動サイクルは、鋳片のバルジング
が防止され、かつ鋳片とグリッドとの間に出来る隙間書
＝スプレー冷却媒体が出入りできる程度であれば格別に
制限されるものではないが、５０Ｈｚ程度に調整するの
が適当である。また、該グリッドの振動方向も特に規定
しないが、好ましくは鋳片及び鋳込み方向と直角方向が
良い。

更に、前記「鋳片表層部」とは鋳片の表面から３ｍｍ程
度、多くとも１０ｗ程度までを、そして前記「高温度域
」とは１２００℃程度に冷却されるまでの温度域を言い
、鋳片表層部がこの温度域を冷却速度：１０℃／　ｓｅ
ｅ以上で冷却されることによって所望の特性を確保でき
るのである。

ところで、上記高温度域での鋳片表層部の冷却速度を１
０℃／　Ｂｅｅ以上に限定した具体的理由は、第６図及
び第７図からも明らかなように、該冷却速度が１０℃／
ｓｅａ未満では鋳片表層部のオーステナイト粒が粗大化
傾向を見せ、オーステナイト粒界破壊を伴う鋳片表面疵
の多発を招くようになるからである。

次に示す第１図は、この発明の方法によって連続鋳造鋳
片を製造している状態を示す概略模式図である。

第１図において、タンディシュを介して鋳型１内に注入
された溶鋼２は、鋳型壁から抜熱されて凝固シェル３を
形成しながら引き抜かれ、鋳片となるが、この発生の方
法では、まず、例えば全長が５００ｔａＰＵ度の短かい
鋳型を採用するなどして。

鋳型直下における鋳片が、凝固シェル厚：５〜］Ｏｗ租
度（従って、凝固シェル部の温度は１４００〜１２００
℃近辺である）となるように調節される（因に、通常の
８００調程度の鋳型を用いた場合（二は、鋳型直下にお
ける凝固シェル厚は］Ｏ〜２０調程度である）。

従って、このような状態の鋳型直下部の鋳片は、サポー
ト用グリッド４によって面支持されながら冷却媒体スプ
レーノズル５からのスプレーにより直接冷却され、凝固
が進行するが、前記サポート用グリッド４は〜５０Ｈｚ
ａ度に高速振動していて、バルジングを防止する程度に
鋳片をサポートするが如く鋳片と間歇接触し、スプレー
冷却が辿られることによる冷却速度の低下を防いでいる
。

そして、凝固シェル厚が増した時点で、鋳片はサポート
ロール６により支持されて案内されるのであるが、この
ようにして得られる連続鋳造鋳片は、高温度域における
表層部の冷却速度：１０Ｃ／　ｓｅｅ以上を十分に確保
しており、表面性状の極めて良好なものとなる。

次（二、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、２５０）ン転炉によって第３表に示される如き成
分組成の溶鋼人及びＢを溶製した後、彎曲半径が１２．
５　ｍの彎曲型連続鋳造機を使用し、本発明法と比較法
とによって断面寸法が２００ｍｘ１２００ｍのスラブを
鋳造速度：１．２ｍ／ｍ１ｎ（二て約１５０ｍ製造した
。

なお、その他の鋳造条件は次の通りであった。

鋳型の長さ：４００震。

オシレーション条件： ストローク・−・３ｍ サイクル数・・・１５０　ｃｐｍ　＋ 使用したサポート用グリッド： 本発明例・・・ 振幅が１ｍ、サイクル数が５０Ｈｚで鋳片と直角方向に
高速振動するもの、 比較例・・・ 通常の静止グリッド。

スプレーした冷却媒体：水。

続いて、このようにして得られたスラブが矯正点を通過
した時点で表面疵発生の有無を目視評価し、次いで切断
したスラブを約９００℃の温度にてそのまま１２５震厚
にまで５パス圧延してから再び表面疵発生状況を観察し
た。

得られた結果を第４表に示す。

ところで、第８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４表に示される結果からも明らかなように、この発明
の方法に従って製造されたスラブは、鋳造後はもちろん
のこと、熱間直送圧延後も表面疵発生は皆無であったの
に対して、比較法によって得られたスラブは高温域での
表層部の冷却速度が十分でなく１例え鋳造後のスラブに
表面疵が発生しなかったとしても表面割れ感受性が高く
なっていて、熱間圧延を施すと表面疵を発生することが
わかる。

〈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
（＝割れ疵を発生しゃすい鋼種を用いたとしても、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安
定して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、この発明の方法によって連続鋳造鋳片を製造
している状態を示す概略模式図、第２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３図は、Ｆｅ−Ｃ系−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４図は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図。 第５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６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７図は、各種冷却速度で冷却途中の鋼の、水焼入れ温
度とオーステナイト粒径との関係を示すグラフ、 第８図は、溶鋼を連続鋳造し、熱間直送圧延したときの
鋳片表面温度変化を示すグラフである。 図面において、 １・・・鋳型、　　　　　２・・・溶鋼。 ３・・・凝固シェル。 ４・・・サポート用グリッド。 ５・・・冷却媒体スプレーノズル。 ６・・・サポートロール。 葦２ｍ 事３囮 Ｃ４有量（重量％） 夢４図 ｃＪｊ育量（！ｔ″／、）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 鋼の連続鋳造において、鋳型直下の鋳片サポート用グリ
   ッドを高速振動させることによつて鋳型から引き抜かれ
   た直後の鋳片のバルジングを防止しつつ、冷却媒体によ
   る鋳片の直接冷却を行い、該鋳片表層部の高温度域での
   冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上に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。