JPS6240902A - 連続鋳造鋼片熱間直送圧延時の割れ防止方法 - 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、鋳造の途中に脆化が生じてその後の熱間直
送圧延時に”横ひび割れ”と同様の表面割れを生じゃ丁
い鋼種を的確に予知するとともに、例え該鋼種を使用Ｔ
るの止むなきに至ったとしても、前述のような表面割れ
疵を発生することなく連続鋳造鋼片の熱間直送圧延を安
定に実施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−彎曲型若しくは彎
曲型等の連続鋳造機を使用した連続鋳造工程が不可欠と
なっているが、このような連続鋳造法によってプルーム
やスラブ等の熱片を製造し、これらを一旦冷却すること
なくそのまま熱間直送圧延（ＨＤＲＩに供した場合には
、圧延時に表面疵（表面割れ）が多発Ｔると言ったトラ
ブルが極めて多く、これが鉄鋼の鋳造・圧延工程におけ
る省力・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、熱間直送圧延は、一般に低炭素鋼でＭｎ　／
　Ｓ比が低い鋼種に適用されることが多かったが、これ
までの知見では、圧延時における高歪速度での歪付加に
より微細なＭｎＳが該低炭素銀のγ粒界に析出してγ粒
界脆化が生じ、これが前記熱延時の割れ原因になるもの
であるとされていた。

そこで、従来、前述のような割れを防止するための対策
としては、Ｍｎ　／　Ｓ比の増大、即ちｒＭｎ＠を上昇
し、Ｓ量を低減下る」と言った成分Ｍ整手段が主として
採用されてきた。

しかしながら、熱間直送圧延の適用範囲が拡大下るに伴
い、中炭素鋼種（Ｃ量が０．１０〜０．２０％で、Ｍｎ
＠が０．８０％以上）もその対象とされるようになって
来た時点で、これらの鋼種はＭｎ　／’Ｓ比が極めて高
いにもかかわらず前記表面割れ発生頻度の著しいことが
指摘されることとなり、Ｍｎ　Ｓ微細析出によるγ粒界
脆化機構では前述の割れ現象を説明できないことが判明
してきたのである。

また、これとは別に、連続鋳造鋼片の熱間直送圧延割れ
発生頻度は、第１図で示されるように、鋼片のＣ含有量
に大きく依存していることも解明されだが、その原因に
ついては未だ明確な解析がなされていなかった。

従って、中炭素儒材の熱間「Ｉ送圧延時に発生する表面
割れ防止対策としては決定的なものがなく、止むなく一
旦冷儒片とした後に再加熱圧延を施すか、Ｃ含有量の危
険域を避けて圧延を行う等の消極的な方法が採られてい
る（１過ぎなかった。

〈問題点を解決下るだめの手段〉 本発明者等は、上述のような観点から、鋼種な問うこと
なく連続鋳造によって製造される鋼鋳片の熱間直送圧延
時での表面疵発生を確実に防止すべく、そのためには第
１図で示したような特定Ｃ含有閉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、次に示す如き知見を得る
に至った。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（−析出又は偏析する炭化物、
窒化物、硫化物域いは不純物等に係る元素の含有量に影
響さ−゛・れ′する・こ′どもさることながら、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（７）　ｉ　−ス
テナイト（γ）粒の粗大化は鋳片の粒界割れを著しく助
長下ること、 （ｈ）　　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ゃ丁い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系りｌの凝固・冷却中に冷却速度を５℃／ｓ
ｅｃ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
テナイトけ）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、しかも温度が晶いほどその傾向が著
しい」なる実験での確認事項とからみて、同一冷却条件
下であると凝固・冷却中の炭素鋼鋳片は第３図で示され
るＦｅ−Ｃ系平衡状態図における単相化温度の最も高い
組成のもの、即ち包晶点組成（Ｆｅ−Ｃ系では０．１８
重精％Ｃ）のものが最も粗大なオーステナイトけ）粒を
呈するようになることが明瞭であり（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
わしている）、従って、熱間割れ感受性もこの付近の組
成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、＄２図で示されるオーステナイト
け）粒径粗大化挙動と第１図で示される鋳片表面疵発生
傾向とは合致していないが、これは、第２図が純粋なＦ
ｅ−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よるもので、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６一 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　半附［’　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、Ｎｊ　、Ｃｕ及
びＮがあげられ、Ｃ半ｔ［ｃｐ〕は次式で整理されるこ
と（以下、成分割合は重量％で表わ丁こととする）。即
ち、 ｆｈ）　　上記式は実際と良く合致しており、これに基
づいて連続鋳造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
ぼ内で再溶解した後、冷却速度；５℃／ｓｅｃで冷却し
、七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が、オーステナイ
トけ）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明瞭に表われている。しかも、該
第４図からは、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値調整によって連続鋳造鋼片の
割れ感受性を的確に低下せしめ得るであろうことも予測
できる、 （ｉｌ　　一方、熱間直送圧延中に生じる表面疵の発生
頻度は、連続鋳造鋼片表層部（１０ｍｍ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値調整さえ的確に尖細できれ
ば前記表面疵の発生は十分に防止し得ること、 （ｊ）　　更に、実際の連続鋳造スラブにおいては、そ
の幅方向においてγ粒径が著しく異なっていてコーナー
から５０〜２０００ｍｍの範囲は他の部分よりも目立っ
て粗大化しており、また熱間直送圧延時の割れも該粗大
γ粒域に対応していること。

第５図は、第２表に示す如き成分組成の溶鋼な・階曲型
連続鋳造磯（彎曲半径：１２．５ｍ）にて引抜き速度＝
０．９〜１．３言／　ｍ　ｉ　ｎで５チャージ鋳込んだ
ときの、鋳片表層から５咽の深さにおける幅方向のオー
ステナイト（γ）粒径な示しているが、該第５図からも
、コーナーから５０〜２００ｍの範囲は他の部分と比べ
てγ粒径が著しく粗大化していることがわかる。

このように、コーナーから２００ｍｍ以内のγ粒が粗大
化する機構は完全に解明されていないが、１つの要因と
しては、浸漬ノズルからの吐出流がこの範囲にあたり、
従って鋳型内でこの部分の冷却遅れが生じて粗大化する
ものと推定される、（ｋｌ　　通常、垂直−前曲型連続
鋳造並びに９臼型連続鋳造では鋳造中に鋳片の曲げ矯正
がなされるが、上述のように鋳片の特定部位に粗大γ粒
が成長していると前記曲げ矯ＩＥ時の低歪速度変形によ
りγ粒界に炭・窒化物の析出が一層著しくなり、これが
γ粒界の脆化につながって圧延時の表面割れを引き起こ
しや丁くすること。

（１）シかしながら、連続鋳造鋼片の熱間直送圧延時に
、少なくとも該鋼片における前記粗大γ粒分布域（＠片
コーナーから幅方向２００箭以内の部分）の温度な９０
０℃以上に、若しくは７００℃以下に調整して圧延下る
ことで、前述のような熱間直送圧延時の表面割れを有効
に防止できること。

第６図は、第３表に示す如き成分組成の儒を真空溶解後
１０Ｉ＋Ｉ＋ｌＩφの高温引張り試験片となし、連続鋳
造における矯正に相当する低歪速度（２＝　１．０−４
１で予備歪を与えた後（８００６Ｃ）、種々の温度で圧
延に相当する高歪速度＋２−１０°）により高温引張り
試験したときの延性を示すグラフであるが、この第６図
からも明らかなように、９００℃以上或いは７００℃以
下の温度域では延性が回復することがわかる。

（−従って、垂直−彎曲型連続鋳造機又は彎曲型連続鋳
造機による連続鋳造スラブを熱間直送圧延するに際し、
γ粒が粗大化するところの、コーナーから幅方向２００
ｍｍ以内のスラブ表面温度を９００℃以上或いは７００
℃以下にして圧延すれば、例えＣｐ値が０．１３〜０．
２３の範囲内の字種であったとしても全く割れを発生し
ないこと。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 少なくとも、式 で算出されるＣｐの値が０．１３〜０．２３の範囲の低
合金φ連続鋳造スラブに対し凝固完了後熱間直送圧延を
施すに際して、該連続鋳造スラブのコーナーから幅方向
２００調以内の部分における表面温度を９００℃以上、
或いは７００℃以下として圧延することにより、連続鋳
造価片熱間直送圧延時の割れを安定ｉ確実に防止するよ
うにした点、に特徴を有するものである。

なお、式 で算出されるｃｐの値が０．１３〜０．２３の範囲の低
合金鋼に対して前記の如き鋳片温度調整を必須とした理
由は次の通りである。

即ち、第４図から明らかなように、前記Ｃｐの値カｏ、
　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傾向）が高く、この発明
の方法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怖さなくても表面疵発生
頻度が低いからである。

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、この発明の効果
は、Ｃ：０．２５％以下のほか、Ｍｎ：２％以下、Ｎｉ
：２９６以下、Ｃｕ：１９５以下、Ｎ：０．０１５％以
下を含有し、更に必要によりＣｒ：１．０％以下、Ｎｈ
：０．５％以下、Ｖ：０．５９６以下、’ｌ’ａ　：　
０．５％以下、Ａ＃　：　Ｑ、　１９６以下及びＳｉ：
２．５％以下のうちの１種以上を含む低合金鋼において
著しい。

そして、熱間直送圧延時における連続鋳造スラブのコー
ナーから幅方向２００＋ｍ以内の部分の表面温度を９０
０℃以上或いは７００℃以下と限定した理由は、先にも
述べたように、連続鋳造スラブではそのコーナーから幅
方向２００ｍｍ以内のγ粒が粗大化していて該部分に圧
延割れが発生しゃすいこと、並びに、圧延１５に該部分
の温度が９ｏ。

３以上或いは７００℃以下に調整されると延性が回復し
て割れが極力低減されることの２点にある。

次いで、この発明を実施例により具体的に説明する。

〈実姉例〉 まず、第４表に示される如き成分組成の鋼を溶製した後
、 使用連続鋳造機：実用の彎曲型連続鋳造機（彎曲半径：
１２．５ｍｌ スラブぜイズ：２５０咽厚Ｘ１６００覇幅、鋳造速度：
　１．３ｍ／ｍｉｎ　。

の鋳造条件で、かつ曲げ矯正点付近の表面温度：約８０
０℃で連続鋳造し、熱間のまま分塊ミルで厚み→トイジ
ングした。なお、分塊ミルせイジング条件は、１バス１
０ｍｍの圧下により、スラブ厚さ２５０＋ｎから１２０
咽まで減圧下ると言うものであった。

これに引き続いて、該スラブのコーナーから２００ｆｆ
ｌＩ＋Ｉ以内の幅方向部分について、一部のものについ
てはバーナーによる補助加熱を施し、別の一部のものに
ついては幅切りした水スプレーにより部分冷却した後直
ちに圧延し、表面割れ発生状況を調査した。

この結果を、連続鋳造時の曲げ矯正点におけるスラブ表
面温度並びに圧延条件とともに＠５表に示した。

第５表に示される結果からも、連続鋳造スラブの熱間直
送圧延直前に、該スラブ表面温度（特にコーナ一部から
幅方向２００圏以内の部分の表面温度）を９００℃以上
或いは７００℃以下とした本発明方法では全く割れが発
生しなかったのに対して、前記表面温度が９００℃未満
から７００°Ｃ超の温度範囲（実操業においては、格別
な手段を講じないと該温度になりやＴい）で圧延された
スラブでは表面割れの発生を避は得ないことが明らかで
ある。

〈総括的な効果〉 以上説明したように、この発明によれば、連続鋳造鋼片
の熱間直送圧延時において割れ疵発生の起こりや丁い鋼
種な的確に把握できる上、割れ疵を生じや丁い鋼種に対
しても何ら問題なく高歩留りの下で所望製品をコスト安
く安定して購産し得るようになるなど、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含有量と直送圧延時の鋼片表面疵発生頻度
との関係な示すグラフ、 第２図は、Ｆｅ−Ｃ系鋼のＣ含有量とオーステナイト粒
径との関係な示すグラフ、 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、連続鋳造鋳片におけるコーナーからの幅方向
距離とオーステナイト（γ）粒径との関係を示すグラフ
、 第６図は、高温引張り試験温度と断面減少率（延性）と
の関係な示Ｔグラフである。 出願人　　住友金属工業株式会社 代叩人　　富田和夫　ほか２名 （ｗｔｕ）　好πｊぐ一−Ｉ　Ｖ−１つ４；ンぐ−Ｊと
（ｕＪＵＪ）　　ｉｆ　：Ｇ’＊　−Ｉｒ−１−ｇ　’
ｌ≦−４（Ｖ静楢）ＡＩ十Ｋ ｃつ。ノ　￥Ｉ「ご

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 少なくとも、式 ＣＰ＝Ｃ（％）＋［Ｍｎ（％）／５０］＋［Ｎｉ（％）
   ／２５］＋［Ｃｕ（％）／４４］＋［Ｎ（％）／１．７
   ］（但し、％は重量基準とする）で算出されるＣｐの値
   が０．１３〜０．２３の範囲の低合金鋼連続鋳造スラブ
   に対し凝固完了後熱間直送圧延を施すに際して、該連続
   鋳造スラブのコーナーから幅方向２００ｍｍ以内の部分
   における表面温度を９００℃以上、或いは７００℃以下
   として圧延することを特徴とする、連続鋳造鋼片熱間直
   送圧延時の割れ防止方法。