JPS6149762A

JPS6149762A - 連続鋳造鋳片の製造方法

Info

Publication number: JPS6149762A
Application number: JP17143984A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Maehara; 泰裕前原; Kunio Yasumoto; 安元　邦夫; Hiroshi Tomono; 友野　宏; Tsutomu Sakashita; 坂下　勉
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-08-20
Filing date: 1984-08-20
Publication date: 1986-03-11
Also published as: JPH0541348B2

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）本発明は、連続鋳造鋳片の熱間割れ防止方法、ならびに
いわゆる直送圧延プロセスあるいはホットチャージ圧延
プロセスにおける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ＡＱ　
、Ｎｂ、ＴｔｓＴａ、　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ットチャ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って製造する場合、
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
応力や冷却によって発生する熱応力などによって表面割
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
セスの場合にあっ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った直送圧延やホン
トチャージ圧延に対してはかかる割れの発生は著しく障
害となっている。

また鋳片に疵が生じなかったとしても直送圧延やホット
チャージ圧延過程において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
障害となっている。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゛たがって、直送圧延もしくはボットチャージ圧延プ
ロセスによっ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発生防止およびその後続工
程である直送圧延もしくはホットチャージ圧延時の表面
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、かかる場合にあっても、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５８−１２８２ｓ５号公報にショッ
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管
、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
なっていない。

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、ショツトブラスト、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。またショツトブラストでは
歪を付与できる深さが浅（て効果を発撞するに到らず、
またショッ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＋μ
ｍに熱を与えて内部との温度差によって歪を付与しよう
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効果はさらに
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ントチャージ圧延プ
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ｂｉ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、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
論的には可能であっ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、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ットチャージ圧延する
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
（Ｔ）域において、場合によってはフェライト（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
速度変形によって発生ずること（Ｍａｔ、Ｓｃｉ、Ｅｎ
Ｈ，、６２（１９８４）ｐ、１０９〜１１９　、および
Ｔｒａｎｓ、　ＪＩＭ、　　２ｓ　　（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って発生し、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。

低歪速度変形時における材料の脆化は、Ａ２Ｎ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ェライト（α）
がフィ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ィルム状αの軟い部分に集中
して粒界析出物とマトリックスとの界面剥離を生しさせ
て起こるものである（Ｍａｔ、　　Ｓｃｉ、　　Ｅｎｇ
、、　」Ｌ（１９８４）　　ｐ、１０９〜１１９　、Ｔ
ｒａｎｓ、　ＪＩＭ、　　２ｓ　　（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１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って同様に
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っていれば、
（Ｆｅ＝　Ｍｎ）　ＳによるＩｊａ化は著しく助長され
ることになる。

したがって、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
備上および成業上の制約その他によって十分な対策がと
られてないのが実情である。例えば、凝固が進行中の析
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〜Ｌ１９、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試みもなされている
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
が著しく小さく、細粒化を図るには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３、■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これを行うのは極めて困難であり
、これまでのところ実用化されていない。一方、γ−α
変態を利用してγ粒の微細化を図る試みもなされている
が、変態中にＴ／α界面にＮｂＣやＶＮなどの炭窒化物
が析出して変態を著しく抑制するので微細化はむしろ極
めて困難であり、これも十分な効果は得られていない。

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
はなっていない。たとえばＡ２Ｎの析出防止にはＡＱ、
Ｈ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、それの変更によって対策をとるこ
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。

（問題点を）Ｗ決するための手段）本発明者らは、炭窒化物の粒内析出を図った後にγ−α
変態をさせて組織を微細にし、かつ硫化物の粗大化を実
用的な時間内に達成する方法について検討を重ね、鋳片
が冷却中である９００〜５００℃の低温域において表面
疵に結びつく鋳片表層部に加工を加えれば目的が達成さ
れることを見い出した。

すなわち、第１表に示す組成の鋼を用怠し、こ杵より引
張試験片を採取して次の実験を行った。

第１表第１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。図中、ケース■、■および■のいず
れの場合にあっても８００℃の最終変形時の歪速度はＡ
鋼についてはε＝１０″″３Ｓ−１、Ｂ５１２Ｉについ
てはε−ＩＱＸｓ−’とした。

すなわち、冷却過程で連続鋳造鋳片に加える加工をシミ
ュレートするために、１３５０℃で溶体化処理した材料
を、ケース■の場合には、まず８００℃に降温してから
鋳片矯正時の割れが問題となるＡ鋼についてはａ　−１
０−’　ｓ−’で、その後の直送圧延時の割れが問題と
なるＢ鋼については；−１０８−１で引張変形した。ケ
ース■の場合には、それらの最終変形に到るまでにγ−
α変憇を起こすべく、一旦６００℃にまで冷却してから
再び８００℃に一復熱させ、さらに６００℃にまで冷却
、次いで８００℃で最終変形を行った。

ケース■の場合には、そのようなケース■の処理を行う
前に７００℃で二、　＝、ＩＱ　−Ｉ　Ｓ−１で２０％
までの引張歪を導入した。゛なお、ケース■および■の
場合における６００℃および８００℃での保持時間は３
分とした。

これらの結果得られた予備変形歪量１０％のときの最終
変形時の絞り値（ＩＩＡ）を第２図にグラフで示す。こ
れよりケース■の場合の如く鋳片表層部に軽加工を与え
た後のＴ−α変態の促進効果により延性が著しく向上す
ることがわかる。なお、予備変形歪量を５００〜９００
℃の範囲で変化させたがそれによるＲＡ値の変化はほと
んど認められなかった。同じく、第３図＋ａ）にはケー
ス■の場合について７００℃での予備変形歪量との関係
を示すが、約５％以上の加工を加えることによってその
後の変形時の著しい延性向上効果が得られたことがわか
る。また、第３図（ｂｌは、Ａ鋼についてケース■と同
じ温度履歴で予備変形の歪速度を変えて１０％の予備変
形を与えた場合の絞り値の変化を示すグラフであり、こ
れより絞り値５０％以上をｉ昇るには予備歪速度はおよ
そ１　ｘｔｏ−２ｓ−２ｓ−１以上でなければならない
ことが理解できる。

ここに、本発明の要旨とするところは、連続鋳造時の鋳
片の表層部深さ２額以上に５％以上の加工歪をその表面
温度が９００〜５００℃のときに１×１０−２ｓ−２ｓ
−１以上の歪速度で与え、その過程もしくはその後に少
なくとも１回以上Ａｒ３点以下に降温させてからＡｃ３
点以上に復熱させる処理を行った後に引抜ロールを通過
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には割れ疵が
発生しないので後続する熱間加工に先立って、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（再加熱してから熱間加工を加えてもよい。

なお、熱間加工は通常の熱間圧延の外、鍛造等熱間で行
う全ての加工法を意味する。

（作用）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２ＩＩＩ１以内の領域に発生した疵が
後工程で割れ疵やすし疵として残るという知見に基づく
、これは表面から少なくとも２ｍｍまでの深さの領域に
は所定の加工を加える趣旨である。

加工歪量を５％以上に限定したのは、５％以上の加工量
でなければ、析出物の核生成が困難であるという理由に
基づく。また歪速度の限定理由は、低歪速度変形の場合
、塑性変形がγ粒界近傍に集中し、炭窒化物のγ粒界析
出が促進されるので割れ疵を助長することがあり、その
限界がｌＸｌ０−Ｊ−，１であることによる。また、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ないが、
ε≧ｔｏ−２ｓ−’であれば十分である。

次に、本発明において上述のような加工時に鋳片表面温
度を９００〜５００℃とし、その後あるいはその途中で
少なくとも１回以上Ａｒ３点以下とするのは、９００　
’Ｃを越えた温度であればその後の冷却過程において析
出物の粗大化が起こり変態を利用したγの細粒化は必要
でなくなり、一方５００℃未満での力Ｊ工は現実的では
ないためである。

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
の方法も場合によっては採用できる。またその加工時点
は、矯正に先立つ位置で加工を加え所定の変態を起こさ
せるものであれば、特に限定されない。

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ＡＣ！Ｎ、、、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ゃすい鋼種
、１ｆｌｌえば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涌、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、直送圧延やポットチャージ圧延時
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。

ス盃直引り製造工場の半（条１２．５ｍの弯曲型連続鋳造機を用い
て、断面が２ｓ０　龍Ｘ２１００龍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４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ωＪ力源とする鋳片打撃装置
を鋳造ラインとともに示す。図示例にあっては、一部未
凝固のＲ＆Ｈがあるような段階で鋳片１に対し、鋳片打
撃装置２によっ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、これらは油圧ユニット５、油圧ポンプユニット６を
経て制御器７でその打撃量等が制御されている。

第５図は鋳片打撃装置の先端に取付けられた圧子によっ
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５１１ｍ、圧下の深さは３龍、圧下の打撃数１８０
サイクル／分の打撃を与え、鋳片表層部３朋の平均歪量
は７％で歪速度は０．３ｓ−’であった。ｇ３２表には
本例で使用した鋼の成分組成を、第３表に鋳造条件およ
び結果を示す。

これらの結果がらも分がるように、従来方式で鋳造した
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全くひび割れが発生しな
かった。

第６図はこのときの温度パターンを示す。

第２表第３表凛Ｊ１肌ｌ製造工場の半径１２．５　ｍの弯曲型連続鋳造機を用い
て断面が２ｓ０ｍａ　Ｘ　２１００ｍｍの築４表に示す
化学成分の鋳片を第５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７図に示
す如く講面から９〜ｌ１ｍ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８図に示す
温度パターンで行った。このときの第７図の形状の突起
は厚さ７２〜７９ｍｍの凝固殻表面に０．０６〜０．０
７ｋｇ／ｍｍ２なる静鉄圧を反力としてくい込み、歪は
第９図の如く拡がり、次式で算出される式から、スラブ
表暦部５ｍｍ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２Ｘ１０−　’　ｓ　−’と見積
られた。

Ｈ＝　　ＣＺ　　＋０．５　）　　−１７（２Ｘ　　ａ
Ｓ　＝　（１，８〜２．２　）　ｘ　ａ　　Ｔ：アリ、
最小５％の歪を与えるには、ａ　＝７ｍｍ、　Ｈ＝３　
ｎｕｎが必要であった。

第５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、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。

第４表第５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
とがわかったので、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６表に示す鋼イ、口を溶解し、上
述の方法において、スラブの上、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１０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７
表にまとめて示す。

第７表に示す結果からも本発明によって著しい効果が得
られることは明らかである。

第６表第７表

【図面の簡単な説明】

第１図は、各種加工熱処理パターンを示す模式第２図、
第３図＋ａ＋および第３図（ｂｌは、それぞれ前加工熱
処理の態様とそのときの歪量さらには歪速度が延性に及
ぼす２響を考察する予備試験の結果を示すグラフ；第４図および第５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６図は、加工を行った後にＡｒ３点以上に復熱させた
ときの鋳片の温度パターンを示すグラフ；第７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８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９図は、突起付ロールを使ったときの加工歪の伝搬の
模式的説明図；および第１０図は、加工歪を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：油圧ユニッ
ト　６：油圧ポンプ７：制御器出願人　　住友金屈工業株式会社代理人　　弁理士　広　瀬　章　− 算ア１ＵｊＪケース■ ケース　Ｏ巷２　図幕３図（ａ）予備Ｉは％　（７Ｉ）第３図（ｂ）幕４図孔５図幕７図第６図第８図メニ入力入かうのＬ鶏１（ｍ）第９　図第１０図

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％
以上の加工歪をその表面温度が９００〜５００℃のとき
に１×１０＾−＾２ｓ＾−＾１以上の歪速度で与え、そ
の過程もしくはその後に少なくとも１回以上Ａｒ＿３点
以下に降温させてからＡｃ＿３点以上に復熱させる処理
を行った後に引抜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％
以上の加工歪をその表面温度が９００〜５００℃のとき
に１×１０＾−＾２ｓ＾−＾１以上の歪速度で与え、そ
の過程もしくはその後に少なくとも１回以上Ａｒ＿３点
以下に降温させてからＡｃ＿３点以上に復熱させる処理
を行った後に引抜ロールを通過させ、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％
以上の加工歪をその表面温度が９００〜５００℃のとき
に１×１０＾−＾２ｓ＾−＾１以上の歪速度で与え、そ
の過程もしくはその後に少なくとも１回以上Ａｒ＿３点
以下に降温させてからＡｃ＿３点以上に復熱させる処理
を行った後に引抜ロールを通過させ、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
法。