JPH04253505A - 連続鋳造鋳片の直接圧延方法 - Google Patents
連続鋳造鋳片の直接圧延方法Info
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- JPH04253505A JPH04253505A JP3151191A JP3151191A JPH04253505A JP H04253505 A JPH04253505 A JP H04253505A JP 3151191 A JP3151191 A JP 3151191A JP 3151191 A JP3151191 A JP 3151191A JP H04253505 A JPH04253505 A JP H04253505A
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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
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は鋼の連続鋳造における
鋳片の直接圧延方法に関する。
鋳片の直接圧延方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】連続鋳造鋳片の直接圧延（ＨＤＲ）は、
連続鋳造機で鋳造された鋳片を冷却することなく、その
まま保温もしくはオンライン加熱することにより、熱間
圧延機により圧延加工する方法である。このＨＤＲプロ
セスは工程の大幅な合理化が実現されるもので、今後さ
らに開発が進められ発展するものと期待されている。し
かし、ＨＤＲで製造された鋳片は、従来の方法すなわち
連続鋳造鋳片終了後、鋳片を冷却し、その後再加熱して
から圧延する方法（ＨＣＲ）に比して表面疵の発生が多
く、歩留りの低下が懸念されている。
連続鋳造機で鋳造された鋳片を冷却することなく、その
まま保温もしくはオンライン加熱することにより、熱間
圧延機により圧延加工する方法である。このＨＤＲプロ
セスは工程の大幅な合理化が実現されるもので、今後さ
らに開発が進められ発展するものと期待されている。し
かし、ＨＤＲで製造された鋳片は、従来の方法すなわち
連続鋳造鋳片終了後、鋳片を冷却し、その後再加熱して
から圧延する方法（ＨＣＲ）に比して表面疵の発生が多
く、歩留りの低下が懸念されている。
【０００３】一般に連続鋳造鋳片に発生する表面疵は縦
割れ、横割れまたは表層下介在物に起因する割れが良く
知られている。縦割れについては、モールド内で割れの
起点が形成され、その後の冷却過程で割れが進展するこ
とが明らかになっている。この防止対策としては、モー
ルドパウダーの選択、モールドテーパーの適正化、湯面
変動の適正範囲へのコントロール、または２次冷却帯で
の均一冷却などが重要な対策として実施されている。
割れ、横割れまたは表層下介在物に起因する割れが良く
知られている。縦割れについては、モールド内で割れの
起点が形成され、その後の冷却過程で割れが進展するこ
とが明らかになっている。この防止対策としては、モー
ルドパウダーの選択、モールドテーパーの適正化、湯面
変動の適正範囲へのコントロール、または２次冷却帯で
の均一冷却などが重要な対策として実施されている。
【０００４】また、表層下の介在物に起因する割れは、
モールド内の初期凝固シェルに介在物が補足されるかど
うかに関係があり、この対策として溶鋼の清浄化をはか
り、溶鋼中のＡｌ２ Ｏ３ を少なくすること、および
モールド内湯面変動を適正にしてパウダーの巻き込みを
防ぐことが行われている。
モールド内の初期凝固シェルに介在物が補足されるかど
うかに関係があり、この対策として溶鋼の清浄化をはか
り、溶鋼中のＡｌ２ Ｏ３ を少なくすること、および
モールド内湯面変動を適正にしてパウダーの巻き込みを
防ぐことが行われている。
【０００５】横割れは凝固冷却中の不純物元素の析出に
起因した鋳片の高温脆化によるものと考えられている。 横割れ防止の基本対策は連続鋳造機内で曲げ変形（矯正
）を加えた時、鋳片の表面温度を高温脆化温度範囲を回
避して矯正することである。更に、析出物の成因である
Ｓ，Ｐ，Ｎなどの不純物元素の低減を図り、高温脆化を
極力少なくすることもその対策のひとつとして行われて
いる。
起因した鋳片の高温脆化によるものと考えられている。 横割れ防止の基本対策は連続鋳造機内で曲げ変形（矯正
）を加えた時、鋳片の表面温度を高温脆化温度範囲を回
避して矯正することである。更に、析出物の成因である
Ｓ，Ｐ，Ｎなどの不純物元素の低減を図り、高温脆化を
極力少なくすることもその対策のひとつとして行われて
いる。
【０００６】そして、これら一般的な表面疵対策がＨＤ
Ｒで製造された鋳片にも適用されている。
Ｒで製造された鋳片にも適用されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
表面疵低減対策を実施してもなお、ＨＤＲプロセスによ
る鋳片は従来のＨＣＲプロセスによる鋳片に比して表面
疵、特に横割れが多いという問題は解消されていない。
表面疵低減対策を実施してもなお、ＨＤＲプロセスによ
る鋳片は従来のＨＣＲプロセスによる鋳片に比して表面
疵、特に横割れが多いという問題は解消されていない。
【０００８】この発明はかかる事情に鑑みてなされたも
ので、鋳片の表面疵の発生を低減することができる連続
鋳造鋳片の直接圧延方法を提供することを目的とする。
ので、鋳片の表面疵の発生を低減することができる連続
鋳造鋳片の直接圧延方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段および作用】この発明に係
る連続鋳造鋳片の直接圧延法は、第１に、連続鋳造鋳型
から引き出された鋼の鋳片をその表面温度がＡ１ 点以
下の範囲になるまでスプレーもしくはミストスプレー等
により冷却し、次いで、鋳片の冷却と断熱とを調節する
とともに、鋳片内部に存在する残溶鋼が保持する顕熱お
よび凝固潜熱を利用して、鋳片表面を１０００℃以上に
復熱させた後、連続鋳造機の後段に設置されたオンライ
ン加熱帯で鋳片幅方向の温度を１０００℃以上に均一に
加熱し、その後圧延加工を行うことを特徴とする。
る連続鋳造鋳片の直接圧延法は、第１に、連続鋳造鋳型
から引き出された鋼の鋳片をその表面温度がＡ１ 点以
下の範囲になるまでスプレーもしくはミストスプレー等
により冷却し、次いで、鋳片の冷却と断熱とを調節する
とともに、鋳片内部に存在する残溶鋼が保持する顕熱お
よび凝固潜熱を利用して、鋳片表面を１０００℃以上に
復熱させた後、連続鋳造機の後段に設置されたオンライ
ン加熱帯で鋳片幅方向の温度を１０００℃以上に均一に
加熱し、その後圧延加工を行うことを特徴とする。
【００１０】また、第２に、連続鋳造鋳型から引き出さ
れた鋼の鋳片をその表面温度がＡ１ 点以上９５０℃以
下の温度になるまで冷却し、次いで、鋳片の冷却と断熱
とを調節するとともに、鋳片内部に存在する残溶鋼が保
持する顕熱および凝固潜熱を利用して、鋳片表面を１０
００℃以上に復熱させた後、連続鋳造機の後段に設置さ
れたオンライン加熱帯で鋳片幅方向の温度を１０００℃
以上に均一に加熱して、少なくとも２分間以上この温度
に保持し、その後圧延加工を行うことを特徴とする。
れた鋼の鋳片をその表面温度がＡ１ 点以上９５０℃以
下の温度になるまで冷却し、次いで、鋳片の冷却と断熱
とを調節するとともに、鋳片内部に存在する残溶鋼が保
持する顕熱および凝固潜熱を利用して、鋳片表面を１０
００℃以上に復熱させた後、連続鋳造機の後段に設置さ
れたオンライン加熱帯で鋳片幅方向の温度を１０００℃
以上に均一に加熱して、少なくとも２分間以上この温度
に保持し、その後圧延加工を行うことを特徴とする。
【００１１】本願発明者等は、ＨＤＲプロセスによって
製造された鋳片に特有な表面疵の発生原因について検討
した結果、以下のような結論を得た。
製造された鋳片に特有な表面疵の発生原因について検討
した結果、以下のような結論を得た。
【００１２】鋼を凝固・冷却させると、オーステナイト
相（以下γ相）中のＳはγ粒界に偏析する。そのため鋼
中のＳとＭｎとが反応して、ＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓ
が析出してくる。このような鋼が連続的に冷却されると
、このときのＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓの析出形態はγ
粒界に沿って微細に析出してくる。この状態の鋼は、そ
の熱間強度が非常に低く、脆い状態であるため、この鋳
片を熱間圧延すると割れが発生しやすくなる。従って、
このような割れに起因して表面疵が多く発生するのであ
る。
相（以下γ相）中のＳはγ粒界に偏析する。そのため鋼
中のＳとＭｎとが反応して、ＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓ
が析出してくる。このような鋼が連続的に冷却されると
、このときのＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓの析出形態はγ
粒界に沿って微細に析出してくる。この状態の鋼は、そ
の熱間強度が非常に低く、脆い状態であるため、この鋳
片を熱間圧延すると割れが発生しやすくなる。従って、
このような割れに起因して表面疵が多く発生するのであ
る。
【００１３】そこで、この発明では、第１に、鋳片の表
面および表面温度を一旦Ａ１ 点以下の温度（完全にフ
ィライト＋パ−ライト相になる範囲、以下α＋Ｐ相と略
す）にした後、さらに復熱させることによって鋳片表層
部をα＋Ｐ相からγ相に戻し、オンライン加熱帯におい
て鋳片幅方向の温度を１０００℃以上に均一に加熱する
。このような処理によって微細なγ粒を得ることができ
る。そして、γ粒界に析出するＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）
Ｓの濃度が低くなると同時に、復熱過程を通して微細に
析出していたＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓが粗大化する。 このようにＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓが粗大化すること
によって鋼の高温延性が回復し、圧延時の割れを防止す
ることができる。
面および表面温度を一旦Ａ１ 点以下の温度（完全にフ
ィライト＋パ−ライト相になる範囲、以下α＋Ｐ相と略
す）にした後、さらに復熱させることによって鋳片表層
部をα＋Ｐ相からγ相に戻し、オンライン加熱帯におい
て鋳片幅方向の温度を１０００℃以上に均一に加熱する
。このような処理によって微細なγ粒を得ることができ
る。そして、γ粒界に析出するＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）
Ｓの濃度が低くなると同時に、復熱過程を通して微細に
析出していたＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓが粗大化する。 このようにＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓが粗大化すること
によって鋼の高温延性が回復し、圧延時の割れを防止す
ることができる。
【００１４】また、第２に、鋳片の表面および表面温度
を一旦Ａ１ 点以上９５０℃以下の温度範囲（完全にフ
ィライト相になる範囲、以下α相と略す）にした後、さ
らに復熱させることによって鋳片表層部をα相からγ相
に戻し、オンライン加熱帯において鋳片幅方向の温度を
１０００℃以上に均一に加熱して、少なくとも２分間以
上この温度に保持する。このような処理によって、上記
原理と同様な原理に基づいて、微細なγ粒を得ることが
でき、かつＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓを粗大化させるこ
とができる。従って、やはり鋼の高温延性が回復し、圧
延時の割れを防止することができる。
を一旦Ａ１ 点以上９５０℃以下の温度範囲（完全にフ
ィライト相になる範囲、以下α相と略す）にした後、さ
らに復熱させることによって鋳片表層部をα相からγ相
に戻し、オンライン加熱帯において鋳片幅方向の温度を
１０００℃以上に均一に加熱して、少なくとも２分間以
上この温度に保持する。このような処理によって、上記
原理と同様な原理に基づいて、微細なγ粒を得ることが
でき、かつＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓを粗大化させるこ
とができる。従って、やはり鋼の高温延性が回復し、圧
延時の割れを防止することができる。
【００１５】
【実施例】以下、添付図面を参照しながら、この発明の
実施例について説明する。
実施例について説明する。
【００１６】図１は連続鋳造鋳片から製造した熱延板に
見られた表面疵の中で、鋳片の割れもしくは熱間圧延過
程で生ずる割れが原因となって熱延板の表面疵となる疵
、すなわち硫化物（ＭｎＳとか（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓ）に起
因する熱間脆性に基づくと考えられる疵の個数と鋼中の
Ｍｎ／Ｓ比との関係を示したものである。この図に示す
ように、ＨＤＲの場合は、ＨＣＲの場合と比べて疵発生
数が数倍も多いことが確認された。このときの熱延板の
成分は重量％で、次の通りであった。
見られた表面疵の中で、鋳片の割れもしくは熱間圧延過
程で生ずる割れが原因となって熱延板の表面疵となる疵
、すなわち硫化物（ＭｎＳとか（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓ）に起
因する熱間脆性に基づくと考えられる疵の個数と鋼中の
Ｍｎ／Ｓ比との関係を示したものである。この図に示す
ように、ＨＤＲの場合は、ＨＣＲの場合と比べて疵発生
数が数倍も多いことが確認された。このときの熱延板の
成分は重量％で、次の通りであった。
【００１７】
Ｃ＝０．０１〜０．０５ Ｓｉ＝０
．０１〜０．０３ Ｍｎ＝０．２５〜０．３５
Ｐ＝０．０１０〜０．０２５ Ｓ＝０．０１２
〜０．０３０ ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０２〜０．０
３図１ではＭｎ／Ｓ比が低下すると疵発生率が高くなっ
ているが、これは高温脆性の低下によるものであり、こ
の図は、これを防止するには、従来からよく知られてい
るように、鋼中のＳを低減することが有効であることを
示している。しかし、同一のＳレベルにおいてＨＤＲと
ＨＣＲプロセスによる差があるのは何に起因するのか、
その原因については従来解明されていなかった。本願発
明者らはＨＤＲプロセスの鋳片から製造した鋼板の表面
疵の低減を目的として、その原因究明を行った。
．０１〜０．０３ Ｍｎ＝０．２５〜０．３５
Ｐ＝０．０１０〜０．０２５ Ｓ＝０．０１２
〜０．０３０ ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０２〜０．０
３図１ではＭｎ／Ｓ比が低下すると疵発生率が高くなっ
ているが、これは高温脆性の低下によるものであり、こ
の図は、これを防止するには、従来からよく知られてい
るように、鋼中のＳを低減することが有効であることを
示している。しかし、同一のＳレベルにおいてＨＤＲと
ＨＣＲプロセスによる差があるのは何に起因するのか、
その原因については従来解明されていなかった。本願発
明者らはＨＤＲプロセスの鋳片から製造した鋼板の表面
疵の低減を目的として、その原因究明を行った。
【００１８】高温引張り試験機により、ＨＤＲ及びＨＣ
Ｒのシミュレーション試験を行った。すなわちＨＤＲに
対応して、前記試験機内で試験片の溶解、凝固、所定温
度まで所定時間で冷却した後、引張り試験を行った。ま
たＨＣＲに対応して、前記試験機内で試験片の溶解、凝
固、３００℃まで冷却後、再加熱した後、引張り試験を
行った。この際の試験結果を図２に示す。図２は引張試
験の温度とその際の延性（絞り値）との関係を示す図で
ある。図から明らかなようにＨＤＲをシミュレ−トした
ものでは、８００〜１２００℃の高温において延性の低
下が著しい。
Ｒのシミュレーション試験を行った。すなわちＨＤＲに
対応して、前記試験機内で試験片の溶解、凝固、所定温
度まで所定時間で冷却した後、引張り試験を行った。ま
たＨＣＲに対応して、前記試験機内で試験片の溶解、凝
固、３００℃まで冷却後、再加熱した後、引張り試験を
行った。この際の試験結果を図２に示す。図２は引張試
験の温度とその際の延性（絞り値）との関係を示す図で
ある。図から明らかなようにＨＤＲをシミュレ−トした
ものでは、８００〜１２００℃の高温において延性の低
下が著しい。
【００１９】次ぎに、ＨＤＲをシミュレ−トした試験片
及びＨＣＲをシミュレ−トした試験片について、その破
断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。その結
果、前者の試験片では、微細で多数のＭｎＳや（Ｆｅ，
Ｍｎ）Ｓが析出しており、後者のものは粗大化し、その
数は極めて少ないことが判明した。したがって、図２に
示したようにＨＤＲによる熱延板の表面疵が多いのは熱
履歴の差によるものと考えられる。
及びＨＣＲをシミュレ−トした試験片について、その破
断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。その結
果、前者の試験片では、微細で多数のＭｎＳや（Ｆｅ，
Ｍｎ）Ｓが析出しており、後者のものは粗大化し、その
数は極めて少ないことが判明した。したがって、図２に
示したようにＨＤＲによる熱延板の表面疵が多いのは熱
履歴の差によるものと考えられる。
【００２０】ＨＤＲをシミュレ−トした試験について、
熱履歴と予備加工の熱間延性向上効果を調べる試験のた
め、高温引張り試験を行った。その結果Ｍｎ／Ｓ比が小
さい鋼の場合について得られた知見は次の通りである。
熱履歴と予備加工の熱間延性向上効果を調べる試験のた
め、高温引張り試験を行った。その結果Ｍｎ／Ｓ比が小
さい鋼の場合について得られた知見は次の通りである。
【００２１】（１）試験片を溶解・凝固の後、冷却し、
１０００℃以上に保持したまま、引張り試験を行うと、
熱間延性は非常に良好である（図６）。
１０００℃以上に保持したまま、引張り試験を行うと、
熱間延性は非常に良好である（図６）。
【００２２】（２）試験片を溶解・凝固の後、冷却し、
一旦約７００℃以下まで温度を下げ、その後再度加熱し
て１０００℃以上に温度を上げ、引張り試験を行うと、
熱間延性は非常に良好になる（図７）。
一旦約７００℃以下まで温度を下げ、その後再度加熱し
て１０００℃以上に温度を上げ、引張り試験を行うと、
熱間延性は非常に良好になる（図７）。
【００２３】（３）試験片を溶解・凝固の後、冷却し、
一旦およそ７５０℃〜９５０℃の範囲に保持した後、再
度加熱して、１０００℃以上の温度に保持して、２分間
以上保持した後、引張り試験を行うと伸びは著しく良好
となる（熱間延性向上）。
一旦およそ７５０℃〜９５０℃の範囲に保持した後、再
度加熱して、１０００℃以上の温度に保持して、２分間
以上保持した後、引張り試験を行うと伸びは著しく良好
となる（熱間延性向上）。
【００２４】これらの引張り試験の結果を踏まえて、連
続鋳造鋳片の直接圧延の条件を検討しホット・ダイレク
ト・チャージ（Ｈｏｔ Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈａｒｇｅ
）の実験を行った。 実施例−１ 上述した組成の鋼をＨＤＲプロセスで製造する試験を行
った。連続鋳造の二次冷却パターンを次のように設定し
た。連続鋳造鋳型から鋳片を引き抜いて直ちに、スプレ
ーもしくはミストスプレーを用いて冷却し、鋳片表面温
度を７００℃まで下げ、その後、鋳片内部の未凝固部分
の顕熱と潜熱とを利用して鋳片表面を復熱させるととも
に、二次冷却帯の冷却強度のコントロール（弱冷の採用
）及び連鋳機内への断熱カバーの設置を行って、鋳片表
面温度を１０００℃以上にコントロールした後、連鋳機
の後段に設置されているエッジヒーターを使って、鋳片
エッジ部を積極的に加熱し（オンライン加熱）、その後
素早く熱間圧延機に搬送し熱間圧延を行った。熱間圧延
終了後の鋼板（熱延板）の表面を観察し、表面疵の数を
カウントした。このとき用いた鋳片表面温度パターンを
従来のパタ−ンと比較して図６に示す。また、表１に従
来ＨＤＲと本発明のＨＤＲ法とを比較して熱延板の表面
疵指数を示した。なお、表面疵発生指数は表面疵発生板
数÷観察板枚数×１００で示した。
続鋳造鋳片の直接圧延の条件を検討しホット・ダイレク
ト・チャージ（Ｈｏｔ Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈａｒｇｅ
）の実験を行った。 実施例−１ 上述した組成の鋼をＨＤＲプロセスで製造する試験を行
った。連続鋳造の二次冷却パターンを次のように設定し
た。連続鋳造鋳型から鋳片を引き抜いて直ちに、スプレ
ーもしくはミストスプレーを用いて冷却し、鋳片表面温
度を７００℃まで下げ、その後、鋳片内部の未凝固部分
の顕熱と潜熱とを利用して鋳片表面を復熱させるととも
に、二次冷却帯の冷却強度のコントロール（弱冷の採用
）及び連鋳機内への断熱カバーの設置を行って、鋳片表
面温度を１０００℃以上にコントロールした後、連鋳機
の後段に設置されているエッジヒーターを使って、鋳片
エッジ部を積極的に加熱し（オンライン加熱）、その後
素早く熱間圧延機に搬送し熱間圧延を行った。熱間圧延
終了後の鋼板（熱延板）の表面を観察し、表面疵の数を
カウントした。このとき用いた鋳片表面温度パターンを
従来のパタ−ンと比較して図６に示す。また、表１に従
来ＨＤＲと本発明のＨＤＲ法とを比較して熱延板の表面
疵指数を示した。なお、表面疵発生指数は表面疵発生板
数÷観察板枚数×１００で示した。
【００２５】
【表１】
この表１から明らかなように、本発明の範囲内の二次冷
却パターンを用いることにより、低Ｍｎ／Ｓの鋼を連続
鋳造・直接圧延する際に、従来例に比較して鋼板表面の
疵の発生率を極めて少なくすることができることが判明
した。 実施例−２ この実施例においても、上述した組成の鋼をＨＤＲプロ
セスで製造する試験を行った。連続鋳造の二次冷却パタ
ーンを実施例１とは異なり、次のように設定した。連続
鋳造鋳型から鋳片を引き抜いて直ちに、スプレーもしく
はミストスプレーを用いて冷却し、鋳片表面温度を９０
０℃まで下げ、その後、鋳片内部の未凝固部分の顕熱と
潜熱とを利用して鋳片表面を復熱させるとともに、二次
冷却帯の冷却強度のコントロール（弱冷の採用）及び連
鋳機内への断熱カバーの設置を行って、鋳片表面温度を
１０００℃以上にコントロールした後、連鋳機の後段に
設置されているエッジヒーターを使って、鋳片エッジ部
を積極的に加熱し（オンライン加熱）、少なくとも２分
間以上この温度で保持した後、素早く熱間圧延機に搬送
し熱間圧延を行った。熱間圧延終了後の鋼板（熱延板）
の表面を観察し、表面疵の数をカウントした。このとき
用いた鋳片表面温度パターンを図７に示す。また、比較
のため、連続鋳造鋳型から鋳片を引き抜いた後、冷却せ
ずに１０００℃以上の温度に保持し、その後に熱間圧延
したもの（比較例）についても表面疵の数をカウントし
た。なお、この比較例及び上述の従来例の鋳片表面温度
パタ−ンも合わせて図７に示す。また、表２に本発明の
範囲内である実施例２の表面疵発生指数を、従来例及び
比較例の表面疵発生指数とともに示した。
却パターンを用いることにより、低Ｍｎ／Ｓの鋼を連続
鋳造・直接圧延する際に、従来例に比較して鋼板表面の
疵の発生率を極めて少なくすることができることが判明
した。 実施例−２ この実施例においても、上述した組成の鋼をＨＤＲプロ
セスで製造する試験を行った。連続鋳造の二次冷却パタ
ーンを実施例１とは異なり、次のように設定した。連続
鋳造鋳型から鋳片を引き抜いて直ちに、スプレーもしく
はミストスプレーを用いて冷却し、鋳片表面温度を９０
０℃まで下げ、その後、鋳片内部の未凝固部分の顕熱と
潜熱とを利用して鋳片表面を復熱させるとともに、二次
冷却帯の冷却強度のコントロール（弱冷の採用）及び連
鋳機内への断熱カバーの設置を行って、鋳片表面温度を
１０００℃以上にコントロールした後、連鋳機の後段に
設置されているエッジヒーターを使って、鋳片エッジ部
を積極的に加熱し（オンライン加熱）、少なくとも２分
間以上この温度で保持した後、素早く熱間圧延機に搬送
し熱間圧延を行った。熱間圧延終了後の鋼板（熱延板）
の表面を観察し、表面疵の数をカウントした。このとき
用いた鋳片表面温度パターンを図７に示す。また、比較
のため、連続鋳造鋳型から鋳片を引き抜いた後、冷却せ
ずに１０００℃以上の温度に保持し、その後に熱間圧延
したもの（比較例）についても表面疵の数をカウントし
た。なお、この比較例及び上述の従来例の鋳片表面温度
パタ−ンも合わせて図７に示す。また、表２に本発明の
範囲内である実施例２の表面疵発生指数を、従来例及び
比較例の表面疵発生指数とともに示した。
【００２６】
【表２】
この表２から明らかなように、本発明の範囲内の二次冷
却パターンを用いた実施例２では、実施例１と同様に、
従来例に比較して鋼板表面の疵発生率が極めて少ないこ
とが判明した。また、比較例は実施例２と同様にＭｎＳ
等の粗大化が達成されているため表面疵の発生率は低い
が、内部割れが発生した。これは、γ粒の粗大化が原因
しているものと考えられる。
却パターンを用いた実施例２では、実施例１と同様に、
従来例に比較して鋼板表面の疵発生率が極めて少ないこ
とが判明した。また、比較例は実施例２と同様にＭｎＳ
等の粗大化が達成されているため表面疵の発生率は低い
が、内部割れが発生した。これは、γ粒の粗大化が原因
しているものと考えられる。
【００２７】
【発明の効果】本発明によれば、予備加工によってＭｎ
Ｓや（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓの析出が促進され、これら析出物
の析出状態がより平衡状態に近くなるため、その後の復
熱過程においてＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓの粗大化を図
ることができる。従って、熱間延性が向上し、表面疵を
減少させることができる。
Ｓや（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓの析出が促進され、これら析出物
の析出状態がより平衡状態に近くなるため、その後の復
熱過程においてＭｎＳや（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓの粗大化を図
ることができる。従って、熱間延性が向上し、表面疵を
減少させることができる。
【図１】鋼中のＭｎ／Ｓと表面疵発生指数との関係を示
す図。
す図。
【図２】引張試験の温度とその際の延性との関係を示す
図。
図。
【図３】高温での保持時間と延性との関係を示す図。
【図４】鋳片を凝固・冷却した後の温度と延性との関係
を示す図。
を示す図。
【図５】引張試験前の保持時間と延性との関係を示す図
。
。
【図６】この発明の一実施例における鋳片表面温度パタ
−ンを示す図。
−ンを示す図。
【図７】この発明の他の実施例における鋳片表面温度パ
タ−ンを示す図。
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Claims (2)
- 【請求項１】 連続鋳造鋳型から引き出された鋼の鋳
片をその表面温度がＡ１ 点以下の範囲になるまで冷却
し、次いで、鋳片の冷却と断熱とを調節するとともに、
鋳片内部に存在する残溶鋼が保持する顕熱および凝固潜
熱を利用して、鋳片表面を１０００℃以上に復熱させた
後、連続鋳造機の後段に設置されたオンライン加熱帯で
鋳片幅方向の温度を１０００℃以上に均一に加熱し、そ
の後圧延加工を行うことを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片
の直接圧延方法。 - 【請求項２】 連続鋳造鋳型から引き出された鋼の鋳
片をその表面温度がＡ１ 点以上９５０℃以下の温度に
なるまで冷却し、次いで、鋳片の冷却と断熱とを調節す
るとともに、鋳片内部に存在する残溶鋼が保持する顕熱
および凝固潜熱を利用して、鋳片表面を１０００℃以上
に復熱させた後、連続鋳造機の後段に設置されたオンラ
イン加熱帯で鋳片幅方向の温度を１０００℃以上に均一
に加熱して、少なくとも２分間以上この温度に保持し、
その後圧延加工を行うことを特徴とする鋼の連続鋳造鋳
片の直接圧延方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3151191A JPH04253505A (ja) | 1991-01-31 | 1991-01-31 | 連続鋳造鋳片の直接圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3151191A JPH04253505A (ja) | 1991-01-31 | 1991-01-31 | 連続鋳造鋳片の直接圧延方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04253505A true JPH04253505A (ja) | 1992-09-09 |
Family
ID=12333239
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3151191A Pending JPH04253505A (ja) | 1991-01-31 | 1991-01-31 | 連続鋳造鋳片の直接圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04253505A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107030121A (zh) * | 2017-04-13 | 2017-08-11 | 杭州电子科技大学 | 一种连铸坯感应加热快速自适应温控方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62203606A (ja) * | 1986-03-03 | 1987-09-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼片の表面割れを防止した熱間圧延法 |
| JPS63188401A (ja) * | 1987-01-29 | 1988-08-04 | Nkk Corp | 連続鋳造法による鋳片の冷却方法 |
-
1991
- 1991-01-31 JP JP3151191A patent/JPH04253505A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62203606A (ja) * | 1986-03-03 | 1987-09-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼片の表面割れを防止した熱間圧延法 |
| JPS63188401A (ja) * | 1987-01-29 | 1988-08-04 | Nkk Corp | 連続鋳造法による鋳片の冷却方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107030121A (zh) * | 2017-04-13 | 2017-08-11 | 杭州电子科技大学 | 一种连铸坯感应加热快速自适应温控方法 |
| CN107030121B (zh) * | 2017-04-13 | 2019-03-29 | 杭州电子科技大学 | 一种连铸坯感应加热快速自适应温控方法 |
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