JPH0468069B2

JPH0468069B2 -

Info

Publication number: JPH0468069B2
Application number: JP17144084A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Maehara; Kunio Yasumoto; Hiroshi Tomono; Tsutomu Sakashita
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-08-20
Filing date: 1984-08-20
Publication date: 1992-10-30
Also published as: JPS6149763A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、連続鋳造鋳片の製造方法およびその
熱間加工方法、特に連続鋳造鋳片の製造時におけ
る鋳片の熱間割れを防止する方法およびいわゆる
直送圧延プロセスあるいはホツトチヤージ圧延プ
ロセスにおける鋳片の熱間割れを防止する方法に
関する。さらに詳述すれば、本発明はSi、Mnのうちい
ずれかもしくは両方を含有する中低炭素鋼あるい
はAl、Nb、Ti、Ta、Ｖ、Ｂ等の合金元素をそ
れぞれ１％以下含有する低合金鋼を連続鋳造する
方法、および連続鋳造の直後に再加熱することな
く直ちに圧延する直送圧延プロセス、もしくは室
温まで冷却することなく再加熱後熱間圧延するホ
ツトチヤージ圧延プロセスにおいて、連続鋳造鋳
片ならびに熱間圧延時の鋼片の割れを防止する方
法に関する。（従来の技術）上述のような中低炭素鋼や低合金鋼を、例えば
弯曲型連続鋳造機を用いた連続鋳造法によつて製
造する場合、連続鋳造鋳片には主として鋳片矯正
時に印加される曲げ応力や冷却によつて発生する
熱応力などによつて表面割れが発生することが多
く、特に含Nb鋼においてその傾向が著しい。こ
のような割れは、次工程に進む前の手入れ工程を
必要とするので、そのために一旦室温付近にまで
冷却する必要がある。冷鋳片による通常の圧延プ
ロセスの場合にあつても手入れ工程を必要とする
ことは操業を複雑にし、コスト上昇をもたらし、
一方、省エネルギーや省力化によるコスト低減を
狙つた直送圧延やホツトチヤージ圧延プロセスに
あつてはかかる割れの発生はそれらの実用化に対
し著しく障害となつている。また鋳片に疵が生じなかつたとしても直送圧延
やホツトチヤージ圧延過程で割れを生ずることも
あり、このことが同様にそれらのプロセスの実用
化に対し著しく障害となつている。なお、そのよ
うな割れ発生は特に不純物としてのＳ含有量が高
い材料において著しい。したがつて、直送圧延もしくはホツトチヤージ
圧延プロセスによつて安定して安価に製品を製造
するには、連続鋳造時の鋳片にみられる疵の発生
およびその後続工程である直送圧延もしくはホツ
トチヤージ圧延時の表面疵の発生をそれぞれ完全
に防止する方法の確立が望まれている。一方、連
続鋳造鋳片を一旦冷却して再加熱し熱間加工する
場合でも、得られる連続鋳造鋳片そのものに疵の
発生がなければ疵取りの工程が不要となりその実
益は極めて大きいため、かかる場合にあつても、
連続鋳造鋳片製造時の疵発生を完全に防止する方
法の確立が望まれている。まず、このような連続鋳造鋳片に発生する表面
疵防止方法としては、特開昭58−128255号公報に
シヨツト玉の連続衝突方法が開示されている。し
かしながら、当該公報のp.290、３〜７行以下に
述べられているように、その方法はモールド直下
において割れ疵の圧着、噛み込み異物の除去およ
び鋳片表面酸化の防止を目的としたものであり、
しかも当該公報の第４図からも明らかなように、
モールド直下、ガイドロールに入る前の過程の処
理にすぎない。割れはその後にも発生するもので
あり、後述するように割れ疵発生の完全な防止策
にはなつていない。また特開昭54−155123号公報には鋳片に塑性歪
を加える方法が開示されているが、その方法は表
層の塑性歪量、鋳片温度、オーステナイト粒径を
一定範囲に調整するというもので、本発明者らの
知見によればこれらの条件だけでは疵発生を完全
に防止することはできない。しかもその塑性歪を
与える手段として提案されているロール圧下、シ
ヨツトブラスト、レーザーパルスでは、いずれも
十分な効果が得られない。すなわち、未凝固部分
を含む鋳片を通常のロールで圧下したのでは凝固
殻の厚み全体が凹むだけであり、対象となる鋳片
表層部に歪を付与することはできない。またシヨ
ツトプラスでは歪を付与できる深さが浅くて効果
を発揮するに到らず、またシヨツトの回収方法に
問題が多く非現実的である。さらにレーザーパル
スによる方法は鋳片表面厚さ数十μmに熱を与え
て内部との温度差によつて歪を付与しようとする
ものであり、熱鋳片にこのような方法を適用する
のは温度差が小さいので原理的に不可能に近い。
さらに鋳片表面には冷却水があるのでその成果は
さらに薄くなり、実際の製造ラインへの適用は極
めて困難である。また、連続鋳造に続く直送圧延やホツトチヤー
ジ圧延プロセスにおける熱間圧延時の疵発生を防
止する手段としては、特開昭58−52442号公報に
開示されているように、連続鋳造時の冷却速度を
制御するなどの対策が提案されているものの、か
かる方法は、冷却速度を遅くするように制御する
ため冷却完了までに極めて長時間を要するので、
理論的には可能であつても実操業への適用には多
くの問題点がある。（発明が解決しようとする問題点）かくして、本発明の目的は、生産性を全く損な
うことなく、連続鋳造鋳片の製造の際ならびにそ
れらを直送圧延ないしはホツトチヤージ圧延する
際に発生する表面疵としての割れを完全に防止
し、かかるプロセスの安定操業を可能にして大幅
なコスト低減を図ることにある。本発明者らは、これらの表面欠陥としての割れ
が連続鋳造鋳片においては冷却過程における低温
オーステナイト（γ）域において、場合によつて
はフエライト（α）との共存域において鋳片にか
かる熱応力やこのような温度域での鋳片矯正時に
鋳片に加えられる外部応力等の低歪速度変形によ
つて発生すること〔Mat.Sci.Eng.，62（1984）
p.109〜119、およびTrans.JIM，25（1984）
p.160〜167〕、また熱間圧延時においては比較的
低温のγ域における高歪速度変形によつて発生
し、いずれもγ粒界が破壊することによるもので
あることを知見し発表した。本発明において鋳片表面に軽加工を加えた後に
矯正ロールを通過させるのは、上述のように、矯
正時の温度（低温γ域またはα＋γ2相共存域）
における低歪速度変形によつて表面疵が多発する
からであり、その前に疵を発生させる析出物を粗
大化させて無害化し、割れの原因となる微細析出
物の生成を防止しようとするからに他ならない。低歪速度変形時における材料の脆化は、AlN
やNbCあるいはTaC、TiC、VN等の炭窒化物が
変形中にγ粒界に連続的に析出し、かつ粒内にも
微細に析出したり、さらには粒界に相対的に軟い
フエライト（α）がフイルム状に析出して粒内が
相対的に強化され、歪がγ粒界に沿う無析出帯や
フイルム状αの軟い部分に集中して粒界析出物と
マトリツクスとの界面剥離を生じさせて起こるも
のである〔Mat.Sci.Eng.，62（1984）p.109〜
119、Trans.JIM，25（1984）p.160〜167）。また、熱間圧延の際にみられる高歪速度変形時
の脆化は、やはり変形中のγ粒界への（Fe、
Mn）Ｓの連続析出と粒内への微細析出による粒
内強化によつて同様に生ずるものである。この場
合、この高歪速度変形前に炭窒化物のγ粒界連続
析出と粒内析出が起こつていれば、（Fe、Mn）
Ｓによる脆化は著しく助長されることになる。したがつて、両工程におけるγ粒界割れによる
脆化を防止するにはγ粒を微細にして粒界脆化感
受性を下げるか、問題となる変形時（例えば鋳片
矯正と圧延時）までに析出物を粗大化して変形時
のγ粒界析出および粒内微細析出を防止すればよ
い。しかしながら現状においては設備上及び操業
上の制約その他によつて十分な対策がとられてな
いのが実情である。例えば、析出物の凝集粗大化
は冷却速度を小さくするか冷却中に恒温保持すれ
ば実現できる〔炭窒化物についてはMat.Sci.
Eng.，62（1984）p.109〜119、硫化物については
特開昭58−52442号を参照〕が、冷却に桁違いに
長い時間を要し、生産性を著しく損なうので現実
的ではない。またγ粒の再結晶を利用して細粒化
するという提案もあるが（特開昭54−155123号参
照）、もともとのγ粒が極めて粗大であるので、
再結晶核としての粒界の面積が小さいので大きな
歪を加える必要があり、かつ特開昭54−155123号
にいうように粒径0.1mm以下の如き微細結晶粒と
するには少なくとも40％以上の塑性歪を与える必
要があり、未凝固部分を含む鋳片にかかる大きな
歪を与えることは事実上不可能である。また上述した脆化機構から考えて、鋼の化学成
分を調整して表面疵の発生を抑制することも考え
られるが、鋼の化学成分は鋼の材質、所要の特性
を与えるために添加せざるを得ないものもあるた
め制約が多く、抜本的対策とはなつていない。た
とえばAlNの析出防止にはAl、Ｎの低減もしく
はTiを添加してTiNとしてＮをγ粒内に固定す
れば延性の向上が望めるが、それらの低減にはコ
スト上昇が伴いまたTi添加は溶接部の靭性を損
なうなど害も多い。またNb添加等は製品の品質
を確保する上で不可欠であり、それの変更によつ
て対策をとることは不可能である。Ｓの低減も有
効であるがコスト上昇が伴うためトータルコスト
の低減には必ずしもつながらない。ここで、再度、特開昭58−52442号と本発明と
の相違を確認しておく。特開昭58−52442号と本発明とは結果的にはい
ずれも、スラブ矯正時の割れをもたらすNbCや
AlN等の微細析出を防止しようとする点で類似
している。しかし、前者は超徐冷によりその目的
を果たそうとしているので極めて長時間を要し、
生産性を著しく損なうのに対して、本発明は冷却
中のスラブ表面への軽加工によつて析出の核を作
り、有害な析出物を早期に析出させ、さらにその
粗大化を図ることによつてその目的を果たそうと
するものである。従つて、前者とは技術的思想お
よび構成を異にしており、生産性を全く損なうこ
となく目的を達成できる点で、その効果にも著し
い相違を有する。（問題点を解決するための手段）本発明者らは、炭窒化物や硫化物の凝集粗大化
を上述の鋳片の超徐冷もしくは冷却中の恒温保持
などによらず実用的な短時間内に達成する方法に
ついて研究を重ね、鋳片の冷却中に鋳片表層部に
実用上適用可能な特定の条件で加工を加えられれ
ば目的が達せられることを見い出した。このよう
に本発明はこの発見によつて初めてなされたもの
であり、従来法とは冶金学的にも本質的に技術思
想及び効果の点で全く異なるものである。ここに、本発明は、最も広義には、連続鋳造時
の鋳片の表層部深さ２mm以上に５％以上の加工歪
を、700〜1200℃の温度領域で与えた後に矯正ロ
ールを通過させることを特徴とする連続鋳造鋳片
の製造方法である。本発明はその好適態様によれば、連続鋳造時の
鋳片の表層部深さ２mm以上に５％以上の加工歪
を、歪速度ε〓（s^-1）が ε〓≧ａ・exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕（ただし、ａ＝1.3614、ｂ＝7500、Ｔは鋳片表面
温度で700℃≦Ｔ≦1200℃）の条件下で与えた後
に矯正ロールを通過させることを特徴とする、連
続鋳造鋳片の製造方法である。このようにして得
られた連続鋳造鋳片は、再加熱することなく直接
熱間加工してもあるいは室温にまで冷却すること
なく再加熱してから熱間加工を加えてもよい。こ
こに熱間加工とは、通常の圧延の外、鍛造等熱間
で行う全ての加工を意味する。このように、本発明によれば、鋳片表面温度と
加工歪速度との関係を示す第１図における斜線領
域内の条件下で表層部深さ２mm以上の領域に５％
以上の加工歪を与え、かくして連続鋳造時の鋳片
の熱間割れ、さらにはいわゆる直送圧延、ホツト
チヤージ圧延における鋼片の熱間割れが効果的に
防止される。ここで本発明の原理について実験データにもと
ずいてさらに説明すると、次の通りである。すなわち、第１表に示す組成の鋼を用意し、こ
れより引張試験を採取して次の実験を行つた。

【表】第２図は、本実験で採用した各種の加工、熱処
理条件を示す説明図である。まず、冷却過程で連続鋳造鋳片に加える加工を
シミユレートするために、1350℃で溶体化処理し
た材料を鋳片矯正時の歪速度（ε〓）と同じε〓〜
10^-3s^-1で850℃で引張変形したときの絞り値
（RA）と、この引張変形に先立つて徐冷に相当
する処理として1100℃で等温保持した時の保持時
間との影響を調べた（第２図ケース、、お
よび参照）。 Nbを含有するＡ鋼について、試験結果を第３
図にグラフにまとめて示す。従来法に相当するケ
ースの場合ではRAは極めて小さく、ケース
の場合において1100℃で長時間保持しない限り延
性は向上しない。ところがケースおよびのよ
うに1100℃保持前に10％の加工歪をε〓＝10^-1s^-1で
加えると短時間の1100℃保持で大きく延性は向上
する。鋳片表層部加工が低い温度で行われる場合
にはケースのようにその後に冷却をゆるめて復
熱させるのが好ましい。Ｂ鋼について得られた同
様のグラフを第４図に示す。ケースは10％の前
加工を施した場合を示す。したがつて、このように鋳片表層部加工が割れ
防止に有効であることがわかる。次に前記加工の歪量（ε）と歪速度ε〓の影響を
調べた。第２図のケースにおいてε〓〜10^-1s^-1で
前加工し1100℃で10分間保持した場合のε（歪量）
がRA値に及ぼす影響を調べた結果を第５図にグ
ラフにまとめて示す。図示結果からも前加工歪は
５％もあれば絞り値50％以上が得られ、スラブの
割れは極めて発生しにくくなることが分かつた。
Ａ鋼、Ｂ鋼にいずれにおいても同様な傾向がみら
れた。またε〓（歪速度）の影響も大きく、例えばＡ鋼に
ついて第２図のケース、の1100℃で10分保持
する場合においてそれに先立つてそれぞれ1100℃
および900℃で10％前加工し、そのときの歪速度
とRA値との関係を第６図にグラフにまとめて示
すが、この第６図からもε〓が大きい程大きな効果
が得られ、前加工温度1100℃ではε〓≧10^-1s^-1、
900Kgではε〓≧３×10^-1s^-1が必要なことがわかる。次に鋳片矯正を経た後の直送圧延時の割れとの
関係について評価した。結果をRA値と等温保持
時間との関係として第７図にグラフで示す。従来
法であるケースの場合においては、Ａ，Ｂ，Ｃ
鋼とも低いRA値を示し、一方、加工に先立つて
等温保持処理だけを行つたケースにおいても必
ずしも大きな改善効果が得られない。それに対し
てほぼ歪量10％の前加工を行つたケースの場合
では前加工後４分以内の等温保持でRA値50％以
上が得られ、いずれも大きな延性の向上が図れる
ことがわかつた。次に本発明における加工条件の限定理由につい
て説明する。加工歪を与える領域を鋳片の表層部２mm以上に
限定したのは、表面から２mm以内の領域に発生し
た疵が後工程で割れ疵やすじ疵として残るという
知見に基づく。加工歪量を５％以上、歪速度を前述の式のよう
に限定したのは、それぞれ加工歪量の限定は５％
以上の加工量でなければ、また歪速度ε〓（s^-1）はε
〓
≧ａ exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕の条件を外れると場合により析出物の核生成が困難であるという理由に
基づく。すなわち、このような高温で歪の蓄積を
図るには、導入した転位の回復が起こるまでに析
出核が生成しなければならず、高温になればなる
程ε〓を上げて、歪の蓄積を図らねばならず、その
ときの条件が ε〓≧ａ・exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕である。ここで、歪速度を与える条件式がこのような形
になる理由は以下のとおりである。一般に、高温変形下における流動応力σは歪速
度ε〓に対して次のように表わされる。 σ＝Ｋ・ε〓・exp〔−Ｑ／ｋ（Ｔ＋273）〕ここで、Ｋ：定数Ｑ：拡散の活性化エネルギーすなわち、ε〓が大きいほどσは大きくなり、温
度Ｔが高いほどσは低下する。これは変形中の転位の蓄積、すなわち転位密度
の増加による加工硬化と、それを相殺する回復す
なわち原子の移動による転位密度の減少とのバラ
ンスによるものである。いま、流動応力が一定という条件下において
は、ε〓とＴの関係は前式を書き直して、 ε〓＝ａ・exp〔−Ｑ／ｋ（Ｔ＋273）〕と表わされるので、 ε〓＝ａ・exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕なる形に整理される。上式において、第６図から得られた知見すなわ
ち、RA≧50％の得られるε〓は、1100℃において
はε〓≧5.62×10^-3s^-1、900℃においてはε〓≧2.276
×
10³s^-1であることを用いることにより、係数ａお
よびｂの値が求められ、ａ＝1.3614、ｂ＝7500が
得られる。またＴの下限を700℃としたのはそれより低い
温度にすでに鋳片が冷却されていれば、その後の
復熱によつても析出物の粗大化を図るのが困難と
なるからであり、一方、鋳片温度が1200℃を超え
ると導入した転位の回復が著しく早く、目的とす
る析出物の生成が行えなくなるからである。本発
明において鋳片スラブ表層加工の条件は第１図に
おいて斜線領域として示す。さらにε〓とＴの最適条件について第８図を用い
て説明する。第８図は一連の加工条件の下で鋳片
矯正に先行して行う歪加工を引張変形によつてシ
ユミレートしそのとき鋳片にみられた脆化傾向を
グラフにまとめて示したものであり、斜線部は50
％以下のRAを示した領域である。なお、このと
きの供試鋼組成は次の通りであつた。

【表】図中、領域Ｂにおいては炭窒化物のγ粒界およ
び粒内析出が起こり、鋳片表層部加工時にも場合
によつては割れを生ずる危険がある。領域Ｄにお
いては硫化物の析出に起因する割れを生ずる危険
があり、好ましくはさけた方がよい。領域Ａ，
Ｃ，Ｅは安全であるが第１図で述べたように歪の
蓄積とのかねあいでこの場合領域Ａは好ましくな
い。第８図は前述のとおりNb含有鋼を用いて引張
変形を加えた場合の現象である。対象鋼種或いは
加工方法が異なれば領域Ｄがなくなることがあ
る。たとえば高Mnまたは低Ｓ鋼ではＤ領域は生
じにくくなり、また、応力が圧縮圧下となる場合
もＤ領域は消失する。本発明において、上述の如き加工歪を付与する
加工方法としては、例えばガイドロール表面に突
起を付けたロールを使用したりエアーハンマーや
特殊な油圧プレスなどが考えられ、所要の加工
歪、歪速度を実現できる限りその他の方法も場合
によつては採用できる。本発明の適用鋼種は特に限定されないが、連続
鋳造鋳片にAlN、NbC、TaC、TiC、BN、VN
などの析出が原因と見られる表面疵が発生しやす
い鋼種については特に有効である。一方、炭窒化
物が析出しにくい成分系においては、直送圧延や
ホツトチヤージ圧延時に主として硫化物の析出に
起因する表面疵防止に大きな効果が得られる。なお、表層加工を終了した後鋳片内部からの復
熱を利用した析出物の粗大化をさらに助長するこ
とも考えられるが、このような方法ももちろん本
発明に含まれる。この方法は、内部割れその他と
の関連で鋳片を強冷せざるを得ない場合などにお
いて特に有効となる。実施例１本例は予め加工歪を付与しておくことにより引
き続いて行う圧延加工に際しても鋳片の割れが発
生しないことをシユミレーシヨン法によつて示す
ためのものである。第２表に示す組成をもつた厚さ40mm、幅220mm、
長さ600mmの鋳片を鋳造し、先端を平らにした小
型電動ハンマーによつて鋳片表面の半分に第３表
に示す条件で加工歪を与えた。この時の歪速度は
ほぼ50s^-1であつた。加工歪量は表層部５mmの平
均で約20％であつた。次いで、かくして得られた
鋳片に油圧による曲げ加工を行い、表面割れの有
無を目視で観察した。電動ハンマーによる加工歪
を加えなかつた部分には、鋼種Ｉの場合長さ20〜
50mmの深い割れが、また鋼種の場合長さ５〜10
mmの横ヒビ割れが発生したが、加工歪を加えた部
分には全く表面割れが見られなかつた。

【表】

【表】実施例２製鋼工場の半径12.5mの弯曲型連続鋳造機を用
いて、断面が250mm×2100mmの鋳片を条件を変え
て鋳造し、矯正後の鋳片の表面疵の発生程度を目
視で評価した。第９図はこの時の鋳片表層部への
加工歪を付与するのに使用した鋳片上面側のロー
ル間で鋳片巾方向に移動する油圧シリンダーを動
力源とする鋳片打撃装置を鋳造ラインとともに示
す。図示例にあつては、一部未凝固の溶鋼がある
ような段階で鋳片１に対し、鋳片打撃装置２によ
つて加工歪を与えている。鋳片打撃装置は圧子３
とこれに接続された油圧シリンダー４から構成さ
れ、これらは油圧ユニツト５、油圧ポンプユニツ
ト６と経て制御器７でその打撃量等が制御されて
いる。第１０図は鋳片打撃装置の先端に取付けられた
圧子によつて加工歪を与えられた鋳片表層部の状
態を示す。圧子球面径15mm、圧下の深さは３mm、
圧下の打撃数180サイクル／分の打撃を与え、鋳
片表層部３mmの平均歪量は７％で歪速度は0.3s^-1
であつた。第４表には本例で使用した鋼の成分組
成を、第５表に鋳造条件および結果を示す。これらの結果からも分かるように、鋳片矯正に
先立つて加工歪を与えなかつた従来方式による鋳
片には多くのひび割れが発生したが、本発明によ
る表面加工を実施した鋳片表面には矯正後も全く
ひび割れが発生しなかつた。

【表】

【表】次に同一連続鋳造機、同一打撃装置を用い鋳片
の表面温度パターンは強冷、復熱タイプを採用し
て試験を行つた。第６表に本例で使用した鋼の成
分組成を、第７表に鋳造条件および結果を、第１
１図にこのときの温度パターンを示す。矯正に先
立つて表面加工を行わなかつた従来方式による鋳
片には、ひび割れが発生したのに対して本発明法
による表面加工を実施した鋳片表面には全くひび
割れが発生しなかつた。実施例３製鋼工場の半径12.5mの弯曲型連続鋳造機を用
いて断面が250mm×2100mmの第８表に示す化学成
分のスラブを第９表に示すように条件を代えて鋳
造し矯正後の鋳片の表面疵を目視で評価した。ま
た、この時の鋳片表層部への加工歪の付与法とし
ては第１２図に示す如く湯面から９〜11mの間の
上面側ガイドロールを同じく同図に示す突起付き
ロールに代えて第１３図に示す温度パターンで行
つた。このときの第１２図の形状の突起は厚さ72
〜79mmの凝固殻表面に0.06〜0.07Kg／mm²なる静鉄
圧を反力としてくい込み、歪は第１４図の如く拡
がり、次式で算出される式から、スラブ表層部５
mmの深さに少なくとも７％の歪を付与することが
できた。歪速度は２×10^-1s^-1と見積られた。Ｈ＝（Ｚ＋0.5）−１／√２×ａＳ＝（1.8〜2.2）×ａであり、最小５％の歪を与えるには、ａ＝７mm、Ｈ＝３
mmが必要であつた。第９表に結果を併せて示すように、本発明によ
る突起付きロールを設置した連続鋳造機によれ
ば、スラブ表面に突起の圧痕が残存したが、ひび
割れ疵は全く発生しておらず、一方、突起付ロー
ルを使わない従来法ではひび割れ疵が多発してお
り、本発明による効果は明らかである。

【表】

【表】この方法で連続鋳造鋳片の表面疵の発生を防止
できることがわかつたので、さらに直送圧延時の
割れ防止の効果について試験した。第10表に示す
鋼イ、ロを溶解し、上述の方法において、鋳片の
上、下面の両方に突起付きロール４組が食い込む
ように配置し、第１５図の温度パターンで鋳片を
鋳造後、切断し、直径1300mmの圧延ロールを用い
て厚さ150mmにまで５パスで圧延し、表面疵の発
生程度を目視で評価した。その結果を第11表にま
とめて示す。従来例は突起付ロールを使用しない
例である。第11表に示す結果からも本発明によつて著しい
効果が得られることは明らかである。

【表】

【表】【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明において規定する加工歪速度
の加工温度に対する領域を示すグラフ；第２図
は、各種加工熱処理パターンを示す模式図；第３
図ないし第７図は、前加工とそのときの歪速度が
延性に及ぼす影響を考察する予備試験の結果を示
すグラフ；第８図は、歪速度と変形温度とに対し
て脆化領域を示すグラフ；第９図および第１０図
は、加工歪を付与する手段としての鋳片打撃装置
の概略説明図：第１１図は、加工を行つた後に復
熱させたときの鋳片の温度パターンを示すグラ
フ；第１２図は、加工歪付与を突起付ロールで行
う場合の概略説明図：第１３図は、突起付ロール
で加工歪を与えたときの鋳片の温度パターンを示
すグラフ；第１４図は、突起付ロールを使つたと
きの加工歪の伝搬の模式的説明図；および第１５
図は、加工歪付与した後に鋳片を切断し、さらに
熱間加工（圧延）を行うときの鋳片表面温度パタ
ーンを示すグラフである。１：鋳片、２：鋳片打撃装置、３：圧子、４：
油圧シリンダー、５：油圧ユニツト、６：油圧ポ
ンプユニツト、７：制御器。

Claims

【特許請求の範囲】１連続鋳造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５
％以上の加工歪を、歪速度ε〓（s^-1）が ε〓≧ａ exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕（ただし、ａ＝ 1.3614、ｂ＝7500、Ｔは鋳片表面温度で700℃≦
Ｔ≦1200℃）の条件下で与えた後に矯正ロールを
通過させることを特徴とする、連続鋳造鋳片の製
造方法。２連続鋳造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５
％以上の加工歪を、歪速度ε〓（s^-1）が ε〓≧ａ exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕（ただし、ａ＝ 1.3614、ｂ＝7500、Ｔは鋳片表面温度で700℃≦
Ｔ≦1200℃）の条件下で与えた後に矯正ロールを
通過させ、得られた連続鋳造鋳片を再加熱するこ
となく直接熱間加工することを特徴とする連続鋳
造鋳片の熱間加工方法。３連続鋳造時の鋳片の表層部深さ２mm以上に５
％以上の加工歪を、歪速度ε〓（s^-1）が ε〓≧ａ exp〔−ｂ／Ｔ＋273〕（ただし、ａ＝ 1.3614、ｂ＝7500、Ｔは鋳片表面温度で700℃≦
Ｔ≦1200℃）の条件下で与えた後に矯正ロールを
通過させ、得られた連続鋳造鋳片を室温まで冷却
することなく再加熱し、次いで熱間加工すること
を特徴とする連続鋳造鋳片の熱間加工方法。