JP4336043B2

JP4336043B2 - Steel strip continuous casting method

Info

Publication number: JP4336043B2
Application number: JP2000563421A
Authority: JP
Inventors: ストレッチョフ・レイザー; マカンサン・カナパー
Original assignee: キャストリップ・リミテッド・ライアビリティ・カンパニー
Priority date: 1998-08-07
Filing date: 1999-08-06
Publication date: 2009-09-30
Anticipated expiration: 2019-08-06
Also published as: CA2337246A1; MY123243A; BR9912861A; TR200100379T2; KR100621084B1; CN1278799C; CN1311721A; EP1100638A4; KR20010072298A; NZ509246A; ID28068A; IL140943A0; ATE264723T1; TW478985B; ZA200100310B; DE69916617T2; CA2337246C; EP1100638B1; EP1100638A1; DE69916617D1

Abstract

In twin roll casting of steel strip, molten steel is introduced into the nip between parallel casting rolls (16) to create casting pool (30) supported on casting surfaces (16A) of the rolls and the rolls are rotated to deliver solidified strip (20) downwardly from the nip. Casting surfaces (16A) are textured by a random pattern of discrete projections having pointed peaks with a surface distribution of between 10 and 100 peaks per mm<2> and an average height of at least 10 microns. The random texture may be produced by grit blasting the casting surfaces on a substrate covered by a protective coating. Alternatively the texture may be produced by chemical deposition or electrodeposition of a coating onto a substrate to form the casting surfaces.

Description

【０００１】
本発明は、鋼ストリップ連続鋳造方法に関する。
【０００２】
双ロール鋳造装置で連続鋳造することにより金属ストリップを鋳造することが公知である。この技術では、冷却されて相互方向に回転する一対の水平鋳造ロール間に溶融金属を導入し、動いているロール表面上で金属殻が凝固し、ロール間のロール間隙にて合体させ、凝固したストリップ品としてロール間隙から下方ヘ送給する。本明細書では、「ロール間隙」という語はロール同士が最接近する領域全般を指すものとする。溶融金属は取鍋から１つ又は一連の小容器へと注がれ、更にはそこからロール間隙上方に位置した金属供給ノズルに流れてロール間隙へと向かい、その結果、ロール間隙直上のロール鋳造表面に支持される溶融金属の鋳造溜めを形成することができる。通常、この鋳造溜めの端を構成するのは、鋳造溜め両端からの溢流をせき止めるようロール端面に摺動係合して保持される側部堰であるが、電磁バリヤ等の代替手段も提案されている。
【０００３】
双ロール鋳造は、冷却によって急速に凝固する非鉄系金属にはある程度の成功をおさめているが、鉄系金属の鋳造技術に適用するにはいろいろ問題があった。一つの大きな問題としては、如何にしてロール表面上に金属を充分急速且つ均一に冷却させるかということがある。特に、滑らかな鋳造表面を持つ鋳造ロール上では充分な高凝固速度を得ることが難しいことが判明しているので、規則的な突起と窪みのパターンで意図的に肌理（きめ）付けした（textured）鋳造表面を持つロールを使うことにより、熱伝達を高め、凝固時に鋳造表面で得られる熱流束を増加させることが提案されている。
【０００４】
我々のアメリカ特許第５，７０１，９４８号では、一連の平行な溝・尾根形成部で形成される鋳造ロール肌理が開示されている。即ち、双ロール鋳造装置において、略一定の深さ及びピッチを持つ周方向に延びる溝・尾根形成部を設けることによって鋳造ロールの鋳造表面を肌理付けできる。この肌理により金属凝固時の熱流束が高められ、鋼鋳造を最適化して鋳放し鋼ストリップに高流束値及び微細な微小構造を達成することができる。特に鋼ストリップ鋳造の場合、尾根頂部から溝底部までの肌理深さが５〜５０ミクロン、肌理ピッチが１００〜２５０ミクロンで最良の結果が得られる。結果を最適にするには、肌理深さを１５〜２５ミクロン、ピッチを１５０〜２００ミクロンにするのが好ましい。
【０００５】
アメリカ特許第５，７０１，９４８号に開示した肌理を持つロールによれば鉄系金属ストリップ鋳造で高凝固速度を達成できるものの、それらロールが鋳造条件に著しく敏感であって、「鰐肌」（crocodile-skin）及び「チャター」（chatter）欠陥として知られる２つの一般的種類のストリップ欠陥を避けるためには綿密に制御しなければならないことが判明している。即ち、鰐肌欠陥を制御するためには溶融金属に硫黄を、添加量を制御して加える必要があり、チャター欠陥を避けるためには鋳造装置を狭い鋳造速度範囲で操業する必要があった。
【０００６】
鰐肌欠陥は、凝固殻の熱流束に変動がある環境下で、双ロール鋳造装置のロール鋳造表面において殻内でδ鉄相及びγ鉄相が同時に凝固する場合に起きる。δ鉄相及びγ鉄相は高温強度特性（hot strength characteristics）が異なるので、熱流束変動により鋳造ロール間隙に集まる凝固殻に局部歪みが生じて、結果のストリップの表面に鰐肌欠陥が生じる。
【０００７】
鋳造中の金属よりも溶融温度の低い、ロール上の軽酸化物堆積物（light oxide deposit）は、鋳造ロール表面への金属凝固時に均一熱流束制御が確保できて有益であり得る。ロール表面が溶融金属鋳造溜めに入る時に酸化物堆積物は溶融し、鋳造表面と鋳造溜めの溶融金属との間に液境界薄層（thin liquid interface layer）を確立する助けとなって良好な熱流束を促進する。しかしながら、酸化物蓄積（oxide build up）が過剰であると、酸化物の溶融により初期熱流束が非常に高くなるものの、次いで酸化物が再凝固する結果、熱流束が急速に減少する。この問題は、複雑なロール清掃装置により鋳造ロール上の酸化物蓄積を厳格に限度内に保つことにより処理されてきた。しかしながら、ロール清掃が不均一であると、酸化物蓄積量が変動し、その結果、凝固殻の熱流束が変動し、局部歪みが生じて、鰐肌表面欠陥へと至る。
【０００８】
チャター欠陥は、初期金属凝固が起きるときに鋳造溜めのメニスカス面で始まる。チャター欠陥の１つの形態は、「低速チャター」（low speed chatter）と呼ばれ、鋳造ロール上で高温金属が過早冷却することにより低鋳造速度で生じて脆弱殻を造り、後に、その脆弱殻は更に鋳造溜めへと引き込まれる際に変形する。チャター欠陥の別の形態は、「高速チャター」（high speed chatter）と呼ばれ、殻が生成し始めて更に鋳造ロールを下る際に生成殻上に液体が存在することにより高鋳造速度で生じる。メニスカス域に注ぐこの液体は移動するロール表面と接触を保ち続けることができず、その結果、鋳造溜め上部で液体とロールとの間に滑りが生じて、高速チャター欠陥がストリップにわたる横方向の変形帯として現れる。
【０００９】
又、低速チャターも高速チャターをも避けるためには、非常に狭い範囲の鋳造速度域内で操業する必要があった。典型的には、３０〜３２ｍ／分という狭い範囲の鋳造速度内で操業する必要があった。実際の速度範囲はロールによって異なるが、高速チャターを避けるためには一般に４０ｍ／分より充分に低い鋳造速度でなければならない。
【００１０】
我々は、チャター欠陥がはるかに発生しにくく、従来ストリップ欠陥を生み出すことのない操業として可能だった鋳造速度をはるかに超えた速度で鋼ストリップを鋳造することを可能にする、ロール鋳造表面を造ることができることを今回割り出した。更に又、本発明で提供される鋳造表面は鰐肌欠陥を生じさせる条件に対しても比較的鈍感であり、鰐肌欠陥なしの鋼ストリップ鋳造が可能である。
【００１１】
本発明によれば、１つ又はそれ以上の冷却された鋳造表面上で溶鋼の鋳造溜めを支持し、冷却された鋳造表面を移動させることにより凝固ストリップを造って鋳造溜めから送り出す、鋼ストリップ連続鋳造方法において、その又は各鋳造表面が、鋳造前に鋳造表面をグリットブラストすることによりもしくは基質をグリットブラストしてから保護被覆で覆うことにより形成された、固定された表面肌理を備え、前記固定された肌理が、表面分布が１０〜１００頂点／ｍｍ^２、平均高さが少なくとも１０ミクロンの、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個別の突起からなる鋼ストリップ連続鋳造方法が提供される。
【００１２】
個別の突起の平均高さは少なくとも２０ミクロンであるのが好ましい。
【００１３】
又、ストリップは４０ｍ／分以上の速度で鋳造溜めから送り出すのが好ましい。例えば、５０〜６５ｍ／分の速度で鋳造溜めから送り出すことができる。
【００１４】
溶鋼は、硫黄含量が０．０２５％以下の、低残留鋼とすることができる。
【００１５】
本発明の方法は双ロール鋳造装置で実施することができる。
【００１６】
従って、本発明は、１対の平行な鋳造ロール間のロール間隙へと、ロール間隙上方に配した金属供給ノズルを介して金属が導入されて、ロール間隙直上のロール鋳造表面上に支持された溶鋼の鋳造溜めを創り出し、鋳造ロールが回転されてロール間隙から下方に凝固ストリップを送給する種類の鋼ストリップ連続鋳造方法において、ロール鋳造表面を、表面分布が１０〜１００頂点／ｍｍ²、平均高さが少なくとも１０ミクロンの、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個別の突起により各々肌理付けすることからなる鋼ストリップ連続鋳造方法を更に提供する。
【００１８】
本発明による肌理付けされた鋳造表面は、鋳造表面をグリットブラストする（grit blasging）、又は、金属基質をグリットブラストし表面被覆で保護して鋳造表面を創り出すことにより得ることができる。例えば、その又は各鋳造表面は銅基質をグリットブラストした後にクロムの保護薄層でメッキすることにより創り出すことができる。又は、鋳造表面をニッケルで形成してもよいが、その場合、ニッケル表面をグリットブラストし、保護被覆は加えないままとすることができる。
【００１９】
又は、基質上へ被覆を堆積させてその又は各鋳造表面に所要の肌理を得ることもできる。この場合、被覆の材料を選択することにより金属凝固時の熱流束を増進させることができる。該材料は、鋼酸化物に対し親和性が低い材料とすることで、これら堆積物による鋳造表面の湿潤度を低くすることができる。より明細には、鋳造表面にニッケルクロムとモリブデンとの合金、又は、ニッケルモリブデンとコバルトとの合金を形成することができ、所要の肌理を造るよう合金を堆積させる。
【００２０】
本発明を更に充分に説明するため、添付図面を参照して今日までに行なった実験作業の結果を添付図面に関連して説明する。
【００２１】
図１及び２は、４０ｍｍ×４０ｍｍの冷却されたブロック（chilled block）を溶融鋼の浴へと、双ロール鋳造装置の鋳造表面での状態を密に模した速度で進める金属凝固試験道具（test rig）を示している。冷却されたブロックが溶融浴内を動くにつれて鋼が冷却されたブロック上に凝固してブロック表面に凝固鋼の層を造る。この層の厚みをその領域中の諸点で計測して、凝固速度の変動を、従って種々位置での熱伝達の有効速度をマッピングできる。従って、全体凝固速度及び全熱流束の計測が可能である。ストリップ表面の顕微鏡組織を調べて凝固顕微鏡組織の変化を、観測した凝固速度の変化及び熱伝達値の変化と互に関係付けることも可能である。
【００２２】
図１及び２に示した試験道具を構成する誘導加熱炉１は、例えばアルゴン又は窒素ガスで提供できる不活性雰囲気内に溶融金属２を含む。参照番号３で全般に示される浸漬パドルが取付けられたスライダ４は、選択した速度で溶融金属２内に進めることができ、後で、コンピュータ制御したモータ５の操作により引込めることができる。
【００２３】
浸漬パドル３を構成する鋼体６が含む銅基質７は計測値４０ｍｍ×４０ｍｍのクロームメッキした銅ブロックである。それに、基質の温度上昇を監視して熱流束の測定をする熱電対を計装する。
【００２４】
以下の記述では、鋳造表面の滑らかさの量的尺度に言及する必要がある。我々の実験作業に用いられ本発明の範囲を限定するのに有用な１つの特定な尺度は、一般に記号Ｒ_aで示され算術平均粗度（Arithmetical Mean Roughness Value）として知られる標準尺度である。この値は、プロフィールの中心線から測定長さｌ_m以内の粗さプロフィールの全絶対距離の算術平均値として定義される。プロフィールの中心線とはその線のまわりで粗さが測定されるところの線であり、それとその両側にあるプロフィール部分との間に含まれる面積の合計が等しくなるよう粗さ−幅カットオフ（roughness-width cut-off）の限度内でのプロフィールの全般の方向に平行な線である。算術平均粗度は次のように定義できる。
【００２５】
【数１】

【００２６】
図１及び２で示された試験道具で実施された試験により立証されたことは、規則的パターンの尾根で肌理付けした鋳造表面上に鋳造する場合に経験する、チャター欠陥及び鰐肌欠陥の起き易さは、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個々の突起により肌理付けした鋳造表面を用いることにより回避できることである。ランダムパターンの肌理はグリットブラストによって得ることができ、一般に５〜１０Ｒ_a程度の算術平均粗度となるが、制御するパラメータは、粗度よりもむしろ頂点突起の表面密度と突起の最少深さである。
【００２７】
試験により更に立証されたのは、尾根付けした肌理が鰐肌欠陥やチャター欠陥になり易いのは尾根伝いに延び広がる表面に酸化物が蓄積し溶融するためだということである。溶融した酸化物は尾根に沿って流れて連続膜を造り、尾根に沿った大きな領域にわたって熱伝達を劇的に増加させる。このことにより、初期凝固時に経験する初期又はピーク熱流束値が増加し、結果として、後の凝固時熱流束の劇的な減少となり、鰐肌欠陥へと至る。ランダムパターンの先鋭突起により形成される肌理を有する鋳造表面の場合、酸化物は尾根付け肌理のような延び広がった領域ではなくて個々の頂点にのみ展開できる。従って、溶融した酸化物は延び広がった領域にわたって展開して初期熱流束を劇的に増加させることができない。従って、この表面は鰐肌欠陥をはるかに被りにくく、斯かる欠陥を防ぐために尾根付け肌理のように全面的に清浄する必要もないことが示された。
【００２８】
試験により更に立証されたことは、ランダムパターンの肌理はチャター欠陥をはるかに被りにくく、６０ｍ／分もの極端に速い鋳造速度で低硫黄含量の低残留鋼の鋳造が可能であるということである。凝固時の初期熱流束が、尾根付けした肌理の場合に比べ減少するので、低速チャター欠陥は起きない。高速鋳造では、溶融金属と鋳造表面との間の滑りは起きるものの、これは結果として割れにならない。これには２つの理由があると考えられる。第一に、初期熱伝達速度が比較的低い（尾根付けした肌理の場合に２５メガワット／ｍ^aであるのに比べ、１５メガワット／ｍ^a程度）ので、滑りによって生じる断続的な接触の途切れが、滑り領域における非常に大きな局部的熱伝達変動とならないからである。更にまた、肌理パターンのパターンランダムの結果として、割れ伝播に対して非常に抵抗性のある微小構造となっているからである。
【００２９】
図３は、２つの基質上での鋼サンプル凝固時に得られる熱流束値をプロットしており、最初のはピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの機械仕上げした尾根により形成される肌理を有し、二番めの基質はグリットブラストされて、２０頂点／ｍｍ^a程度の表面密度、約３０ミクロンの平均肌理深さを有するランダムパターンの先鋭頂点の突起を生み出しており、基質は７Ｒ_aの算術平均粗度を呈する。グリットブラストした肌理の方が凝固期間全体にわたってはるかに一様な熱流束を生み出したことが見て取れる。非常に重要なことには、その場合高いピークの初期熱流束を生じないので、尾根付けした肌理に生じるような、上記で説明したような鰐肌欠陥の主原因である急降下が続いて起きない。グリットブラストした表面即ち基質は低い初期熱流束値を生み出し、その後、凝固が進むにつれて、はるかに緩やかな下降が続いて、尾根付けした基質で得られる値よりも高いままの値に至る。
【００３０】
図４は、ピッチ１８０ミクロン、尾根深さ６０ミクロンの尾根付けされた基質と、グリットブラストした基質とを用いた連続したディップ試験で得られた、最大熱流束測定値をプロットしている。試験は、溶融金属ケミストリーの異なる４種の溶鋼からの凝固で進行した。最初の３種の溶融金属は銅含量の異なる低残留鋼であり、４番目の溶融金属は高残留溶鋼であった。尾根付けした肌理の場合には、基質を試験のためにワイヤブラッシングで（文字ＷＢで示す）清浄したが、幾つかの試験の前にはブラッシングせず、それを文字ＮＯで示している。グリットブラストした基質を用いる試験では連続する試験のいずれの前でもブラッシングは行わなかった。グリットブラストした基質が、全ての鋼ケミストリーについて、ブラッシングを行うことなく一貫して尾根付け基質よりも低い最大熱流束値を生じたことが見て取れる。肌理付けした基質は一貫して高い熱流束値を生じ、ブラッシングをある期間停止したら劇的に高い値を生じ、鋳造表面での酸化物蓄積に対しはるかに敏感であるのを示している。
【００３１】
図４の関わるディップ試験で凝固した殻を調べ、鰐肌欠陥を測定した。これらの測定結果を図５でプロットしている。尾根付け基質上に堆積した殻がかなりの鰐肌欠陥を呈したのに対しグリットブラストした基質上に堆積した殻は全く鰐肌欠陥を示さなかったのが見て取れる。殻は全域にわたった諸位置で全体的な厚みも計測して、厚みの標準偏差計測値を得て、図６に示している。グリットブラストした基質上に凝固した殻よりも尾根付けした肌理の方がはるかに広範な厚み標準偏差のばらつきが生じたことが見て取れる。
【００３２】
図７は、０．０５重量％の炭素と、０．６重量％のマンガンと、０．３重量％の珪素と、０．０１重量％以下の硫黄を含む溶鋼から、ピッチ１８０ミクロン、深さ２０ミクロンの尾根付けした肌理上へと凝固した殻の表面の顕微鏡写真である。殻は１５８０℃の溶融金属物から有効ストリップ鋳造速度３０ｍ／分で堆積した。ストリップは明らかに視認できる横方向割れの形の低速チャター欠陥を呈している。この割れは初期凝固時に生じたものであって、欠陥の上下の微細構造には変化がないことが見て取れる。図８は、図７で示したのと同じストリップの長手方向断面である。横方向割れを明らかに見ることができ、欠陥付近でのストリップの薄化が見て取れる。
【００３３】
図９及び１０は、図７及び８で示したような殻と同じ溶鋼から同じ尾根付け基質上に、はるかに高い有効ストリップ鋳造速度６０ｍ／分で堆積させた殻の表面構造及び長手方向断面を示す顕微鏡写真である。ストリップは横域の形状をした高速チャター欠陥を呈し、ストリップの大きな薄化があり欠陥の上下の微細構造に著しい変化がある。但し、図１０の断面には明らかに視認できる表面割れはない。
【００３４】
図１１、１２、１３及び１４は、ピッチ１８０ミクロン、深さ２０ミクロンの規則的尾根（図１１）、ピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの規則的尾根（図１２）、間隔１６０ミクロン、高さ２０ミクロンの規則的角錐突起（図１３）及び算術平均粗度１０Ｒ_aであるグリットブラストした基質（図１４）によって夫々提供される肌理を有する４種の相異なる基質上に凝固した殻の表面核生成を示す顕微鏡写真である。図１１及び１２は、初期凝固時に液体酸化物が延び広がる、肌理尾根に対応する広範な核生成帯域を示している。図１３及び１４は酸化物の広がりが小さいことを実証する小核生成域を呈示している。
【００３５】
図１５は図１１乃至１４で進められた画像の画像解析で得られた各酸化物範囲測定値をプロットしており、個別の突起パターンから生じる急進的に減少した酸化物範囲測定値を提供している。この図は、グリットブラストした基質の酸化物範囲が高さ２０ミクロン、間隔１６０ミクロンの規則的グリットパターンの角錐突起のそれとほぼ同じであることを示している。
【００３６】
図１６及び１７は、グリットブラストしクロムの保護被覆を有する銅基質（図１６）上に、及び、クロムメッキした基質にピッチ１６０ミクロン、深さ６０ミクロンで刻んだ尾根付き基質（図１７）上に、典型的なＭ０６溶鋼（０．００７重量％の硫黄、０．４４重量％の銅、０．００９重量％のクロム、０．００３重量％のモリブデン、０．０２重量％のニッケル、０．００３重量％のスズからなる残留物を含む）から鋳造速度６０ｍ／分で堆積した殻の横方向断面を示す顕微鏡写真である。凝固が進むにつれて尾根付き基質が非常に粗い樹状突起構造を生み出し、このことは殻の反冷却基質側の粗い樹状突起で呈示されている。グリットブラストした基質はサンプルの厚み全体にわたって細かい、はるかに均質な微細構造を生み出す。
【００３７】
尾根付き基質及びグリットブラストした基質により造られた微細構造を調べると、尾根付き基質が樹状突起的成長パターンを生じて樹状突起が核生成地から尾根に沿って散開する傾向のあることが示される。グリットブラストした基質で造られた殻を調べると、規則的パターンの肌理から生じる比較的規則正しい構造に比べてはるかに優れた並外れて均質な微細構造であることが明らかとなる。
【００３８】
肌理のランダムさは、均質で割れ伝播に抗する微細構造を得るのに非常に重要である。グリットブラストした肌理は、鰐肌欠陥やチャター欠陥の生じ易さを劇的に減少させることにもなり、硫黄の添加を必要とすることなく低残留鋼を高速鋳造することを可能にしている。これらの結果を達成するためには、溶鋼と鋳造表面との接触を、個別の頂点がランダムなパターンで溶融金属に突入することに限ることが重要である。このためには、個別の突起が先鋭形成であって、延び広がった頂部表面域を持たないこと、及び、溶融金属が頂点間の窪み域に流入することなく頂点で支持され得るような突起の表面密度及び高さであることが必要である。我々の実験結果及び計算によると、この結果を達成するためには突起が少なくとも１０ミクロンの平均高さを持たねばならず、頂点の表面密度が１０〜１００頂点／ｍｍ^aでなければならない。
【００３９】
０．７〜１．４ｍｍ程度の粒径を有するアルミナ、シリカ又は炭化珪素等の硬質粒材でグリットブラストすることにより適宜のランダム肌理を金属基質に付すことができる。例えば、銅製ロール表面をこのようにしてグリットブラストすることにより適宜の肌理を付し、肌理付けした表面を５０ミクロン厚程度の薄いクロム被覆で保護する。又は、ニッケル基質を用いて直接肌理付けして、追加の保護被覆をしないことも可能である。
【００４０】
化学的堆積又は電着により適宜なランダム肌理を達成することも可能である。この場合、高伝熱性及び凝固時の熱流束増加に貢献するよう被覆材料を選択することができる。又、鋼中の酸化物が被覆材料に対し低い湿潤性を呈し、溶鋼自体が被覆材料に対し比較的大きな親和性を有し、その結果酸化物よりもむしろ被覆を湿潤するように選択することもできる。我々は、「ＨＡＳＴＡＬＬＯＹＣ」なる商品名で市販されているニッケル、クロム及びモリブデンの合金と、「Ｔ８００」なる商品名で市販されているニッケル、モリブデン及びコバルトの合金の２つが適切材料であることを割り出した。
【００４１】
図１８は、尾根付けしたクロム基質を用いた連続したディップ試験、及び、「Ｔ８００」合金材料のランダム肌理付け基質を用いた同様の試験で得られた最大熱流束測定値をプロットしている。尾根付けした基質を用いた試験では、熱流束値は酸化物が蓄積するにつれて増加した。次いで、ディップ番号２０の後で酸化物をブラシで払い落とすと、熱流束値の劇的な低下が生じ、その後、ディップ番号２６〜３２で酸化物が蓄積することによる増加となり、その後に酸化物をブラシで払い落とし、そのサイクルを繰り返した。「Ｔ８００」基質の試験では、試験の全サイクルを通して基質の清浄はせず単に酸化物が堆積して蓄積するにまかせた。
【００４２】
尾根付きクロム基質で得られる熱流束値は「Ｔ８００」基質で得られるのよりも高いが、酸化物が蓄積するにつれて溶融・再凝固に伴う典型的な変動を呈することが見て取れ、その変動が鋳造ストリップに鰐肌欠陥を生じさせる。「Ｔ８００」基質で得られる熱流束測定値は尾根付きクロム表面で得られるのよりも低いが、著しく均一であり、酸化物蓄積が熱流束の乱れを起こさないので鋳造時の因子とならないことを示している。これらの試験では「Ｔ８００」基質はＲ_a値が６ミクロンである。
【００４３】
ランダム肌理付けした「Ｔ８００」基質に堆積した殻はクロム基質に堆積したものよりも厚みがはるかに均一であることも示されている。「Ｔ８００」基質に堆積した殻の厚み標準偏差の測定値は尾根付けしたクロム基質に堆積した殻についての相応の測定値よりも一貫して少なくとも５０％低く、鰐肌欠陥を生じるような類いの変形を呈することなく著しく厚みが均一な殻が製造されることを示している。これらの結果は、試験の殻を顕微鏡で調べることにより確認される。図１９は、尾根付けしたクロム基質上へと凝固した典型的な鋼殻の横断面の顕微鏡写真であり、図２０は同じ試験で「Ｔ８００」基質に堆積した殻の顕微鏡写真を示している。後者の殻の方がはるかに均一な横断面であり、厚み全体を通してはるかに均一な微細構造のものであることが見て取れる。
【００４４】
「Ｔ８００」基質で得られるのと同様な結果が「ＨＡＳＴＡＬＬＯＹＣ」のランダム肌理付けした基質でも得られた。図２１は斯かる基質上へと凝固した殻の顕微鏡写真である。この殻は図２０に示したような「Ｔ８００」基質上に堆積した殻ほどには均一でもなければ厚くもない。これは、Ｍ０６鋼が「Ｔ８００」基質上でよりも、「ＨＡＳＴＡＬＬＯＹＣ」基質上での方がわずかに低い湿潤性を呈するので凝固がそれ程急速には進まないからである。しかしながら、いずれの場合も、殻は尾根付けしたクロム表面で得られる相応する殻よりも厚く、より均一であり、凝固が酸化物蓄積により影響されないため鋳造表面の清浄が重大な因子でないことが試験によって示された。
【００４５】
図２２乃至２６は本発明によって操業できる双ロール連続鋳造装置を示している。この鋳造装置は、工場床１２から立上がった主機械フレーム１１からなる。フレーム１１が支持する鋳造ロール台車１３はアセンブリステーション１４と鋳造ステーション１５との間を水平に移動可能である。台車１３が担持する一対の平行な鋳造ロール１６には、鋳造時に取鍋１７から分配器１８と供給ノズル１９とを介して溶融金属が供給されて鋳造溜め３０を創り出す。鋳造ロール１６は水冷されているので、動いているロール表面１６Ａ上に殻が凝固し、ロール表面間のロール間隙で互いに合わされて、ロール出口で凝固ストリップ成品２０を造る。この成品を標準コイラ２１に送って、次いで第２コイラ２２に送給し得る。容器２３が鋳造ステーションに隣接して機械フレームに取付けられており、溶融金属をこの容器へと、分配器上の溢れ口２４を介して、又は成品の甚だしい変形等、鋳造作業時に重大な不都合があった時には分配器の一側にある緊急プラグ２５を抜くことにより逃すことができる
【００４６】
ロール台車１３を構成する台車フレーム３１がホイール３２を介してレール３３に載り、レールが主機械フレーム１１の一部に沿って延設されているので、ロール台車１３全体がレール３３に移動可能に載っていることになる。台車フレーム３１が担持する対のロールクレードル３４にロール１６が回転可能に取付けられる。ロールクレードル３４は、相互に係合した相補的な摺動部材３５，３６によって台車フレーム３１に取付けられ、油圧シリンダ装置３７，３８によって台車上を動いて鋳造ロール１６間のロール間隙を調節し、以下で詳細に説明する様にストリップにわたって弱化横線を形成する必要が生じた場合、急速に短時間ロールを相互離間させることを可能にする。台車全体をレール３３に沿って移動させることができる複動油圧ピストンシリンダ装置３９がロール台車の駆動ブラケット４０と主機械フレームとの間に接続されて、ロール台車をアセンブリステーション１４から鋳造ステーション１５へ、又その逆へ移動させることができるようになっている。
【００４７】
鋳造ロール１６は、電動モータのロール駆動軸４１と台車フレーム３１上のトランスミッションとを介して相互方向に回転される。ロール１６の銅製周壁に形成され縦方向に延び周方向に離間した一連の水冷通路には、回転グランド４３を介して水冷ホース４２に接続されたロール駆動軸４１内の水冷導管からロール端を介し冷却水が供給される。ロールの典型的な大きさは径が約５００ｍｍで、２０００ｍｍ幅のストリップ成品２０を造るためには長さを２０００ｍｍまでとすることができる。
【００４８】
取鍋１７はまったく在来の構成であって、天井クレーンからヨーク４５を介して支持されており、高温金属受けステーションから定位置へと移すことができる。取鍋に取付けられたストッパロッド４６をサーボシリンダで動かすことによって、溶融金属を取鍋から出口ノズル４７と耐火シュラウド４８とを介して分配器１８へと流すことができる。
【００４９】
分配器１８は酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等の耐火材で造られた広皿状のものである。分配器１８の一側は取鍋からの溶融金属を受けられるようになっており、又、前記した溢れ口２４と緊急プラグ２５とを備えている。分配器の他側には縦方向に離間した一連の出口開口５２が備えられている。分配器の下部が担持する取付ブラケット５３は分配器を台車フレーム３１に取付けるためのものであって、取付ブラケットに備えた開口で台車フレームの位置合わせペグ５４を受けて分配器を正確に位置決めするようになっている。
【００５０】
供給ノズル１９はアルミナグラファイト等の耐火材料で造られた細長体として形成され、下部がテーパ状になっていて下方へ行くに従い内方へすぼまっているので、鋳造ロール１６間のロール間隙に挿入できる。供給ノズルに取付ブラケット６０が備えられることにより、供給ノズルを台車フレーム上にで支持し、供給ノズル上部には外方に突出する側部フランジ５５が形成されて取付ブラケット上に位置する。
【００５１】
ノズル１９は一連の、水平に離間し略上下に延びる流路を有し、ロール幅全体にわたって適宜の金属低速放出流を生み出し、初期凝固の起きるロール表面に直接当てることなく溶融金属をロール間のロール間隙に送ることができる。若しくは、ノズルが単一の連続長孔出口を有して、ロール間のロール間隙に溶融金属低速カーテン流を直接送るようにしてもよく、及び／或いは、ノズルを溶融金属溜めに浸してもよい。
【００５２】
溜めを画成するロール端部の一対の側部閉止板５６は、ロール台車が鋳造ステーションにある時には、ロールの段付端５７に保持される。側部閉止板５６は窒化ホウ素等の強い耐火材で造られ、ロールの段付端５７の曲面に合ったスカロップ状側端８１を有する。側部閉止板を取付けることができる板ホルダ８２は、一対の油圧シリンダ装置８３の作動により鋳造ステーションで可動であり、側部閉止板をロールの段付端に係合することにより、鋳造作業中に鋳造ロール間に形成される溶融溜めの端閉止部を形成する。
【００５３】
鋳造作業中、取鍋ストッパロッド４６を作動させて、溶融金属が取鍋から分配器へと、そして金属供給ノズルを介して鋳造ロールへと注がれるようにする。ストリップ成品のクリーンな頭端がエプロンテーブル９６の作動によりコイラ２１の顎部へガイドされる。エプロンテーブル９６は主フレーム上のピボット取付部９７から吊り下げられており、油圧シリンダ装置９８の作動によりコイラへ向けて揺動されるようになっている。ピストンシリンダ装置１０１によって作動される上ストリップガイドフラップ９９に対してテーブル９６が作動され、ストリップ成品２０は一対の縦サイドローラ１０２間に制限される。頭端がコイラ顎部にガイドされたら、コイラを回転させてストリップ成品を巻付け、エプロンテーブル９６が非作動位置へと旋回し戻るにまかせて、コイラ２１に直接巻取られている成品から離れ単に機械フレームから吊り下がっている状態にする。生じたストリップ成品２０は、後でコイラ２２へ送って、鋳造装置から運び出される最終巻取品を造ることができる。
【００５４】
図１２乃至図１６に示した種類の双ロール連続鋳造装置の充分な詳細は我々のアメリカ特許第５,１８４,６６８号及び第５,２７７,２４３号、並びに、国際特許出願第ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３号で一層充分に記述されている。
【００５５】
本発明によれば、ロール１６の銅製周壁をグリットブラストして所要の深さと表面密度を有するランダムな肌理の個別の先鋭突起を有することができ、この肌理は薄いクロムメッキで保護することができる。又は、ロールの銅壁をニッケルで被覆してニッケル被覆をグリットブラストして所要のランダム表面肌理を達成することもできる。もう一つの代替法として、ＨＡＳＴＡＬＬＯＹＣ合金又はＴ８００合金等の合金を鋳造ロールの銅壁に電着することができる。
【００５６】
図２７は、本発明により造られる典型的な表面肌理を示す。
【図面の簡単な説明】
【図１】双ロール鋳造装置の状況を模した状況で金属凝固速度を測定する実験装置を示す。
【図２】図１の実験装置に組み入れられた浸漬パドルを示す。
【図３】ピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの、規則的パターンの尾根を有する肌理付けした基質上での鋼サンプルの凝固時に得られた熱流速値を示し、これらをグリットブラストした基質上での凝固時に得られた値と比較している。
【図４】４種の異なる溶融金属から鋼を、尾根付けした基質とグリットブラストした基質上に凝固させる、連続したディップ試験で得られた最大熱流束測定値をプロットしている。
【図５】図４のディップ試験で得られた凝固殻の鰐肌欠陥の物理的測定結果を示す。
【図６】図４のディップ試験で得られた凝固殻の厚みの標準偏差の測定結果を示す。
【図７】尾根付けした基質上に低い鋳造速度で凝固した低硫黄含量の低残留鋼の、殻表面の顕微鏡写真であり、低速チャター欠陥を呈している。
【図８】低速チャター欠陥位置での図７の殻の長手方向断面である。
【図９】尾根付けした基質上に比較的高い鋳造速度で凝固した低硫黄含量の鋼の殻表面を示す顕微鏡写真であり、高速チャター欠陥を呈している。
【図１０】高速チャター欠陥の質を更に示している、図９の殻の長手方向断面である。
【図１１】尾根付けした基質に形成される殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１２】図１１とは尾根深さの異なる、尾根付けした基質に形成される殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１３】規則的パターンの角錐突起により肌理付けした基質上に凝固した殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１４】グリットブラストした基質上に凝固した殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１５】図１１乃至１４の殻を造った、種々の肌理付けの基質上の溶融酸化物範囲の％値をプロットしている。
【図１６】グリットブラストした基質に、溶鋼から堆積した殻の横方向断面の顕微鏡写真である。
【図１７】尾根で肌理付けした基質に、図１６のと同じ溶鋼から、同じ鋳造速度で堆積した殻の横方向断面の顕微鏡写真である。
【図１８】クロムメッキした尾根付け基質と、ニッケル、モリブデン及びクロムの合金で被覆した基質とを用いた、連続したディップ試験で得られた最大熱流束測定値をプロットしている。
【図１９】冷却した基質上に凝固した鋼殻の顕微鏡写真である。
【図２０】図１９とは異なる冷却した基質上に凝固した鋼殻の顕微鏡写真である。
【図２１】図１９，２０とは異なる冷却した基質上に凝固した鋼殻の顕微鏡写真である。
【図２２】本発明によって操業可能な連続ストリップ鋳造装置の平面図である。
【図２３】図２２に示したストリップ鋳造装置の側面図である。
【図２４】図２２の線２４−２４縦断面図である。
【図２５】図２２の線２５−２５縦断面図である。
【図２６】図２２の線２６−２６縦断面図である。
【図２７】本発明によって造られる典型的な表面肌理を示す。[0001]
The present invention is a steel strip Continuous casting method About.
[0002]
It is known to cast metal strips by continuous casting with a twin roll casting machine. In this technology, molten metal is introduced between a pair of horizontal casting rolls that are cooled and rotated in the mutual direction, the metal shell solidifies on the surface of the moving roll, and coalesces in the roll gap between the rolls to solidify. The strip is fed downward from the roll gap. In this specification, the term “roll gap” refers to the entire region where the rolls are closest to each other. Molten metal is poured from the ladle into one or a series of small containers and then flows from there to a metal supply nozzle located above the roll gap and into the roll gap, resulting in roll casting directly above the roll gap. A cast reservoir of molten metal supported on the surface can be formed. Normally, the end of this casting pool is composed of a side weir that is held in sliding engagement with the end face of the roll so as to prevent overflow from both ends of the casting pool, but alternative means such as an electromagnetic barrier are also proposed. Has been.
[0003]
Twin roll casting has achieved some success for non-ferrous metals that solidify rapidly upon cooling, but has various problems when applied to iron-based metal casting technology. One major problem is how to cool the metal sufficiently quickly and uniformly on the roll surface. In particular, it has proved difficult to obtain a sufficiently high solidification rate on a casting roll with a smooth casting surface, so it was intentionally textured with a regular pattern of protrusions and depressions. It has been proposed to use a roll with a casting surface to increase heat transfer and increase the heat flux obtained on the casting surface during solidification.
[0004]
Our US Pat. No. 5,701,948 discloses a cast roll texture formed by a series of parallel groove / ridge formations. That is, in the twin roll casting apparatus, the casting surface of the casting roll can be roughened by providing a circumferentially extending groove / ridge forming portion having a substantially constant depth and pitch. This texture enhances the heat flux during metal solidification and optimizes steel casting to achieve high flux values and fine microstructures in the as-cast steel strip. Particularly in the case of steel strip casting, the best results are obtained when the texture depth from the ridge top to the groove bottom is 5 to 50 microns and the texture pitch is 100 to 250 microns. In order to optimize the results, it is preferred that the texture depth is 15-25 microns and the pitch is 150-200 microns.
[0005]
According to rolls having the texture disclosed in US Pat. No. 5,701,948, high solidification speed can be achieved by iron-based metal strip casting, but these rolls are remarkably sensitive to casting conditions. It has been found that in order to avoid two general types of strip defects known as crocodile-skin and “chatter” defects, they must be closely controlled. That is, in order to control the scab defects, it is necessary to add sulfur to the molten metal while controlling the addition amount, and in order to avoid chatter defects, it is necessary to operate the casting apparatus in a narrow casting speed range.
[0006]
The flaw skin defect occurs when the δ iron phase and the γ iron phase coagulate in the shell at the same time on the roll casting surface of the twin roll casting apparatus in an environment where the heat flux of the solidified shell fluctuates. Since the δ iron phase and the γ iron phase have different hot strength characteristics, local distortion occurs in the solidified shell gathering in the gap between the casting rolls due to heat flux fluctuations, resulting in skin defects on the surface of the resulting strip.
[0007]
Light oxide deposits on the roll, which have a lower melting temperature than the metal being cast, can be beneficial because it ensures uniform heat flux control during metal solidification on the cast roll surface. Oxide deposits melt as the roll surface enters the molten metal casting pool, and good heat flow helps to establish a thin liquid interface layer between the casting surface and the molten metal in the casting pool. Promote a bunch. However, if the oxide build up is excessive, the initial heat flux will be very high due to the melting of the oxide, but then the heat flux will rapidly decrease as a result of the re-solidification of the oxide. This problem has been addressed by keeping oxide buildup on the casting roll strictly within limits with complex roll cleaning equipment. However, if the roll cleaning is not uniform, the amount of accumulated oxide fluctuates, and as a result, the heat flux of the solidified shell fluctuates and local distortion occurs, leading to a crust surface defect.
[0008]
Chatter defects begin at the meniscus surface of the casting pool when initial metal solidification occurs. One form of chatter defect is called "low speed chatter", which occurs at a low casting speed due to pre-cooling of high temperature metal on the casting roll to create a brittle shell that is later Further deforms when drawn into the casting pool. Another form of chatter defects is called "high speed chatter" and occurs at high casting speeds due to the presence of liquid on the resulting shell as it begins to form and further down the casting roll. This liquid that pours into the meniscus area cannot remain in contact with the moving roll surface, resulting in slippage between the liquid and the roll at the top of the casting pool, causing high-speed chatter defects to deform laterally across the strip. Appears as a belt.
[0009]
Further, in order to avoid both the low speed chatter and the high speed chatter, it was necessary to operate within a very narrow casting speed range. Typically, it was necessary to operate within a narrow casting speed range of 30-32 m / min. The actual speed range varies from roll to roll, but should generally be a casting speed well below 40 m / min to avoid high speed chatter.
[0010]
We create a roll casting surface that makes it possible to cast steel strips at rates far beyond the casting speeds that were previously possible as an operation that was much less prone to chatter defects and did not produce strip defects. I figured out what I can do this time. Furthermore, the casting surface provided by the present invention is relatively insensitive to conditions that cause scab defects, and steel strip casting without scab defects is possible.
[0011]
In accordance with the present invention, a continuous steel strip that supports a cast pool of molten steel on one or more cooled casting surfaces and creates a solidified strip by moving the cooled casting surface and delivers it from the casting pool. In the casting method, the or each casting surface has a fixed surface texture formed by grit blasting the casting surface before casting or by grit blasting the substrate and then covering with a protective coating, said fixing The surface texture is 10-100 vertices / mm ² A steel strip continuous casting method is provided comprising random pattern of individual protrusions with sharp vertices having an average height of at least 10 microns.
[0012]
The average height of the individual protrusions is preferably at least 20 microns.
[0013]
The strip is preferably fed out of the casting pool at a speed of 40 m / min or more. For example, it can be sent out from the casting pool at a speed of 50 to 65 m / min.
[0014]
The molten steel can be a low residual steel having a sulfur content of 0.025% or less.
[0015]
The method of the present invention can be carried out in a twin roll casting apparatus.
[0016]
Accordingly, in the present invention, metal is introduced into a roll gap between a pair of parallel cast rolls via a metal supply nozzle disposed above the roll gap, and is supported on the roll casting surface immediately above the roll gap. In a steel strip continuous casting method of creating a cast pool of molten steel and feeding the solidified strip downward from the roll gap by rotating the casting roll, the roll casting surface has a surface distribution of 10 to 100 vertex / mm. ² Further provided is a method for continuous casting of steel strips, each of which is textured with individual protrusions in a random pattern having sharp vertices with an average height of at least 10 microns.
[0018]
A textured cast surface according to the present invention can be obtained by grit blasting the cast surface or by grit blasting a metal substrate and protecting it with a surface coating to create a cast surface. For example, the or each cast surface can be created by grit blasting a copper substrate and then plating with a protective thin layer of chromium. Alternatively, the cast surface may be formed of nickel, in which case the nickel surface can be grit blasted and no protective coating added.
[0019]
Alternatively, a coating can be deposited on the substrate to obtain the required texture on that or each casting surface. In this case, the heat flux at the time of metal solidification can be enhanced by selecting the material of the coating. By using a material having a low affinity for steel oxide, the wetness of the cast surface by these deposits can be lowered. More specifically, an alloy of nickel chrome and molybdenum, or an alloy of nickel molybdenum and cobalt can be formed on the casting surface, and the alloy is deposited so as to create a desired texture.
[0020]
To more fully illustrate the present invention, the results of experimental work performed to date with reference to the accompanying drawings will be described with reference to the accompanying drawings.
[0021]
FIGS. 1 and 2 show a metal solidification test tool that advances a 40 mm × 40 mm chilled block into a molten steel bath at a speed that closely mimics the condition at the casting surface of a twin roll casting machine. rig). As the cooled block moves through the molten bath, the steel solidifies on the cooled block to form a solidified steel layer on the block surface. The thickness of this layer can be measured at various points in the region to map the variation in solidification rate and thus the effective rate of heat transfer at various locations. Therefore, the total solidification rate and the total heat flux can be measured. It is also possible to examine the microstructure of the strip surface to correlate changes in the solidification microstructure with the observed changes in solidification rate and heat transfer values.
[0022]
The induction heating furnace 1 constituting the test tool shown in FIGS. 1 and 2 includes a molten metal 2 in an inert atmosphere that can be provided by, for example, argon or nitrogen gas. A slider 4 fitted with a dipping paddle, generally indicated by reference numeral 3, can be advanced into the molten metal 2 at a selected speed and can later be retracted by operation of a computer controlled motor 5.
[0023]
The copper substrate 7 included in the steel body 6 constituting the immersion paddle 3 is a chrome-plated copper block having a measured value of 40 mm × 40 mm. It is instrumented with a thermocouple that monitors the temperature rise of the substrate and measures the heat flux.
[0024]
In the following description, reference should be made to a quantitative measure of the smoothness of the casting surface. One particular measure used in our experimental work and useful in limiting the scope of the present invention is generally the symbol R _a It is a standard measure known as Arithmetical Mean Roughness Value. This value is the measured length l from the center line of the profile. _m Defined as the arithmetic mean of the total absolute distance of the roughness profile within. The center line of the profile is the line around which the roughness is measured and the roughness-width cutoff (in order to equal the total area contained between it and the profile portions on either side of it. A line parallel to the general direction of the profile within the limits of roughness-width cut-off). The arithmetic average roughness can be defined as follows.
[0025]
[Expression 1]

[0026]
Tests performed with the test tool shown in FIGS. 1 and 2 demonstrated that the occurrence of chatter and shark skin defects experienced when casting on a cast surface textured with a regular pattern of ridges. Ease is that it can be avoided by using a cast surface that has been textured with individual protrusions in a random pattern with sharp vertices. Random pattern texture can be obtained by grit blasting, generally 5-10R _a The arithmetic average roughness of the degree, but the parameters to control are the surface density of the apex protrusion and the minimum depth of the protrusion rather than the roughness.
[0027]
Tests have further proved that ridged textures are prone to wrinkle defects and chatter defects because the oxide accumulates and melts on the spreading surface. The molten oxide flows along the ridge, creating a continuous film that dramatically increases heat transfer over a large area along the ridge. This increases the initial or peak heat flux value experienced during initial solidification, resulting in a dramatic decrease in the subsequent heat flux during solidification, leading to skin defects. In the case of a cast surface having a texture formed by sharp protrusions in a random pattern, the oxide can only be developed at individual vertices, not in a stretched area like a ridge texture. Thus, the molten oxide cannot extend over the extended and extended region to dramatically increase the initial heat flux. Therefore, it was shown that this surface is much less susceptible to shark skin defects and does not need to be thoroughly cleaned like a ridge texture to prevent such defects.
[0028]
Further evidence from testing is that the texture of the random pattern is much less susceptible to chatter defects, and it is possible to cast low residual steel with low sulfur content at an extremely fast casting speed of 60 m / min. Since the initial heat flux during solidification is reduced compared to the ridged texture, low speed chatter defects do not occur. In high speed casting, sliding between the molten metal and the casting surface occurs, but this does not result in cracking. There may be two reasons for this. First, the initial heat transfer rate is relatively low (25 MW / m for ridged textures) ^a 15 MW / m compared to ^a Therefore, the intermittent contact interruption caused by the slip does not result in a very large local heat transfer fluctuation in the slip region. Furthermore, it is because the microstructure is very resistant to crack propagation as a result of the random pattern of the texture pattern.
[0029]
FIG. 3 plots the heat flux values obtained upon solidification of the steel sample on two substrates, the first having a texture formed by a machined ridge with a pitch of 180 microns and a depth of 60 microns, The second substrate is grit blasted, 20 vertices / mm ^a Produces sharp-pointed protrusions with a random pattern with a surface density of about 30 microns and an average texture depth of about 30 microns. _a An arithmetic average roughness of It can be seen that the grit blasted texture produced a much more uniform heat flux throughout the solidification period. Very importantly, it does not result in a high peak initial heat flux, so the subsequent steep fall, which is the main cause of shark skin defects as described above, does not occur, as occurs in ridged textures. . The grit blasted surface or substrate produces a low initial heat flux value, and then, as solidification proceeds, a much more gradual descent continues to a value that remains higher than that obtained with a ridged substrate.
[0030]
FIG. 4 plots the maximum heat flux measurements obtained in a continuous dip test using a ridged substrate with a pitch of 180 microns and a ridge depth of 60 microns and a grit blasted substrate. The test proceeded with solidification from four types of molten steel with different molten metal chemistry. The first three molten metals were low residual steels with different copper contents, and the fourth molten metal was high residual molten steel. In the case of a ridged texture, the substrate was cleaned by wire brushing (indicated by the letter WB) for testing, but not brushed before some tests, which are indicated by the letter NO. The test with grit blasted substrate did not brush before any of the successive tests. It can be seen that the grit blasted substrate produced consistently lower maximum heat flux values than the ridged substrate without brushing for all steel chemistry. The textured substrate consistently yields high heat flux values, dramatically increasing after brushing is stopped for a period of time, indicating that it is much more sensitive to oxide buildup on the casting surface.
[0031]
The solidified shell was examined by the dip test related to FIG. These measurement results are plotted in FIG. It can be seen that the shells deposited on the ridged substrate showed considerable scab defects, whereas the shells deposited on the grit blasted substrate showed no scab defects. The overall thickness of the shell was also measured at various positions throughout the entire area, and a standard deviation measurement value of the thickness was obtained and shown in FIG. It can be seen that a much wider variation in thickness standard deviation has occurred in the texture of the ridge than the shell solidified on the grit-blasted substrate.
[0032]
FIG. 7 shows a pitch of 180 microns, depth from molten steel containing 0.05 wt% carbon, 0.6 wt% manganese, 0.3 wt% silicon, and 0.01 wt% or less sulfur. It is the microscope picture of the surface of the shell which solidified on the texture which carried out the ridge of 20 microns. The shells were deposited from 1580 ° C. molten metal at an effective strip casting speed of 30 m / min. The strip exhibits a slow chatter defect in the form of a lateral crack that is clearly visible. It can be seen that the cracks occurred during the initial solidification, and there was no change in the microstructure above and below the defect. FIG. 8 is a longitudinal section of the same strip as shown in FIG. A lateral crack can be clearly seen, and a thinning of the strip near the defect can be seen.
[0033]
9 and 10 show the surface structure and longitudinal section of a shell deposited from the same molten steel as shown in FIGS. 7 and 8 on the same ridged substrate with a much higher effective strip casting speed of 60 m / min. It is a microscope picture shown. The strip exhibits high-speed chatter defects in the shape of the transverse region, there is a large thinning of the strip, and there is a significant change in the microstructure above and below the defect. However, there is no surface crack clearly visible in the cross section of FIG.
[0034]
11, 12, 13 and 14 are a regular ridge with a pitch of 180 microns and a depth of 20 microns (FIG. 11), a regular ridge with a pitch of 180 microns and a depth of 60 microns (FIG. 12), a spacing of 160 microns and a height. Regular pyramidal projections of 20 microns (Fig. 13) and arithmetic mean roughness 10R _a FIG. 15 is a photomicrograph showing surface nucleation of shells solidified on four different substrates, each having the texture provided by a grit blasted substrate (FIG. 14). FIGS. 11 and 12 show a broad nucleation zone corresponding to the skin ridge where the liquid oxide extends and spreads during initial solidification. FIGS. 13 and 14 present a micronucleation zone demonstrating a small oxide spread.
[0035]
FIG. 15 plots each oxide range measurement obtained from image analysis of the images advanced in FIGS. 11-14, providing a radically reduced oxide range measurement resulting from the individual protrusion pattern. ing. This figure shows that the oxide range of the grit blasted substrate is about the same as that of a regular grit pattern pyramid with a height of 20 microns and a spacing of 160 microns.
[0036]
FIGS. 16 and 17 are on a copper substrate (FIG. 16) with a grit blasted and chromium protective coating and on a ridged substrate (FIG. 17) engraved on a chrome plated substrate at a pitch of 160 microns and a depth of 60 microns. And typical M06 molten steel (0.007 wt% sulfur, 0.44 wt% copper, 0.009 wt% chromium, 0.003% wt molybdenum, 0.02 wt% nickel,. FIG. 2 is a photomicrograph showing a transverse cross section of a shell deposited at a casting speed of 60 m / min from a residue comprising 003 wt% tin. As solidification proceeds, the ridged substrate produces a very rough dendritic structure, which is exhibited by the rough dendrites on the anti-cooled substrate side of the shell. The grit blasted substrate produces a finer, much more homogeneous microstructure throughout the thickness of the sample.
[0037]
Examining the fine structure created by ridged and grit-blasted substrates, the ridged substrate can produce a dendritic growth pattern that tends to spread along the ridge from the nucleation site. Indicated. Examination of shells made of grit blasted substrates reveals an extraordinarily homogeneous microstructure that is far superior to the relatively regular structures resulting from regular textures.
[0038]
The randomness of the texture is very important to obtain a fine structure that is homogeneous and resists crack propagation. Grit blasted texture also dramatically reduces the likelihood of wrinkle and chatter defects, making it possible to cast low residual steel at high speed without the need for sulfur addition. In order to achieve these results, it is important to limit the contact between the molten steel and the casting surface to individual vertices entering the molten metal in a random pattern. To this end, the individual protrusions are sharpened, have no extended and extended top surface area, and the protrusions such that the molten metal can be supported at the vertices without flowing into the recessed areas between the vertices. It is necessary to have a surface density and height. According to our experimental results and calculations, to achieve this result, the protrusions must have an average height of at least 10 microns and the surface density of the vertices is 10-100 vertices / mm ^a Must.
[0039]
An appropriate random texture can be applied to the metal substrate by grit blasting with a hard particle material such as alumina, silica or silicon carbide having a particle size of about 0.7 to 1.4 mm. For example, the surface of the copper roll is grit blasted in this manner to give an appropriate texture, and the textured surface is protected with a thin chrome coating of about 50 microns thickness. Alternatively, it can be directly textured with a nickel substrate without any additional protective coating.
[0040]
It is also possible to achieve an appropriate random texture by chemical deposition or electrodeposition. In this case, the coating material can be selected so as to contribute to high heat transfer and increase in heat flux during solidification. Also, select the oxides in the steel to have a low wettability to the coating material and the molten steel itself to have a relatively high affinity for the coating material so that it wets the coating rather than the oxide. You can also. We have two suitable materials: nickel, chromium and molybdenum alloys marketed under the name “HASTALLOY C” and nickel, molybdenum and cobalt alloys marketed under the name “T800”. I figured out.
[0041]
FIG. 18 plots the maximum heat flux measurements obtained in a continuous dip test using a ridged chromium substrate and a similar test using a random textured substrate of “T800” alloy material. In tests with ridged substrates, heat flux values increased as oxide accumulated. Then, brushing off the oxide after dip number 20 results in a dramatic decrease in heat flux value, followed by an increase due to oxide buildup at dip numbers 26-32, followed by oxide. Was removed with a brush and the cycle was repeated. The "T800" substrate test did not clean the substrate throughout the entire test cycle, but simply allowed the oxide to accumulate and accumulate.
[0042]
The heat flux value obtained with the ridged chromium substrate is higher than that obtained with the “T800” substrate, but it can be seen that it exhibits typical fluctuations associated with melting and re-solidification as the oxide accumulates, which fluctuations are found in the casting. Causes scab defects on the strip. The heat flux measurements obtained with the “T800” substrate are lower than those obtained with a ridged chrome surface, but are significantly uniform, and oxide accumulation does not cause disturbances in the heat flux and therefore is not a factor in casting. Show. In these studies, the “T800” substrate is R _a The value is 6 microns.
[0043]
It has also been shown that shells deposited on random textured “T800” substrates are much more uniform in thickness than those deposited on chromium substrates. The thickness standard deviation measurements for shells deposited on the “T800” substrate are consistently at least 50% lower than the corresponding measurements for shells deposited on ridged chromium substrates, such that they cause shark skin defects It is shown that a shell having a remarkably uniform thickness is produced without exhibiting the above deformation. These results are confirmed by examining the test shell under a microscope. FIG. 19 is a photomicrograph of a cross-section of a typical steel shell solidified onto a ridged chromium substrate, and FIG. 20 shows a photomicrograph of a shell deposited on a “T800” substrate in the same test. It can be seen that the latter shell has a much more uniform cross-section and a much more uniform microstructure throughout its thickness.
[0044]
Similar results to those obtained with the “T800” substrate were obtained with a random textured substrate of “HASTALLOY C”. FIG. 21 is a photomicrograph of the shell solidified onto such a substrate. This shell is not as uniform or thick as the shell deposited on the “T800” substrate as shown in FIG. This is because solidification does not proceed as rapidly as M06 steel exhibits slightly less wettability on the “HASTALLOY C” substrate than on the “T800” substrate. However, in each case, the shell is thicker and more uniform than the corresponding shell obtained with a ridged chrome surface, and it is tested that the cleaning of the casting surface is not a critical factor because solidification is not affected by oxide accumulation. Indicated by.
[0045]
22 to 26 show a twin roll continuous casting apparatus which can be operated according to the present invention. The casting apparatus includes a main machine frame 11 rising from a factory floor 12. The casting roll carriage 13 supported by the frame 11 can move horizontally between the assembly station 14 and the casting station 15. A pair of parallel casting rolls 16 carried by the carriage 13 is supplied with molten metal from a ladle 17 via a distributor 18 and a supply nozzle 19 during casting to create a casting pool 30. Since the casting roll 16 is water cooled, the shell solidifies on the moving roll surface 16A and is brought together with the roll gap between the roll surfaces to form a solidified strip product 20 at the roll exit. This product can be sent to the standard coiler 21 and then to the second coiler 22. A container 23 is attached to the machine frame adjacent to the casting station, and there is a significant inconvenience during the casting operation, such as molten metal to this container, through the overflow 24 on the distributor, or severe deformation of the product. If there is, it can be missed by unplugging the emergency plug 25 on one side of the distributor
[0046]
Since the carriage frame 31 constituting the roll carriage 13 is mounted on the rail 33 via the wheel 32 and the rail extends along a part of the main machine frame 11, the entire roll carriage 13 can be moved to the rail 33. It will be listed. The roll 16 is rotatably attached to a pair of roll cradle 34 carried by the carriage frame 31. The roll cradle 34 is attached to the carriage frame 31 by complementary sliding

members

35 and 36 engaged with each other, and moves on the carriage by hydraulic cylinder devices 37 and 38 to adjust the roll gap between the casting rolls 16. When it becomes necessary to form weakening horizontal lines across the strip as described in detail below, it is possible to rapidly roll the rolls apart for a short time. A double-acting hydraulic piston cylinder device 39 capable of moving the entire carriage along the rail 33 is connected between the drive carriage 40 of the roll carriage and the main machine frame to move the roll carriage from the assembly station 14 to the casting station 15. And vice versa.
[0047]
The casting roll 16 is rotated in the mutual direction via the roll drive shaft 41 of the electric motor and the transmission on the carriage frame 31. A series of water cooling passages formed on the copper peripheral wall of the roll 16 and extending in the longitudinal direction and spaced apart from each other in the circumferential direction are connected to a water cooling hose 42 through a rotating gland 43 from a water cooling conduit in a roll driving shaft 41 via a roll end. Cooling water is supplied. The typical size of the roll is about 500 mm in diameter and can be up to 2000 mm in length to produce a strip product 20 that is 2000 mm wide.
[0048]
The ladle 17 is entirely conventional and is supported from an overhead crane via a yoke 45 and can be moved from a hot metal receiving station to a fixed position. By moving the stopper rod 46 attached to the ladle with a servo cylinder, the molten metal can flow from the ladle to the distributor 18 through the outlet nozzle 47 and the refractory shroud 48.
[0049]
The distributor 18 is a wide dish made of a refractory material such as magnesium oxide (MgO). One side of the distributor 18 can receive the molten metal from the ladle, and includes the overflow port 24 and the emergency plug 25 described above. The other side of the distributor is provided with a series of longitudinally spaced outlet openings 52. The mounting bracket 53 carried by the lower part of the distributor is for mounting the distributor to the carriage frame 31, and receives the positioning peg 54 of the carriage frame at an opening provided in the attachment bracket to accurately position the distributor. It is like that.
[0050]
The supply nozzle 19 is formed as an elongate body made of a refractory material such as alumina graphite, and the lower part is tapered and narrows inward as it goes downward. Can be inserted. Since the supply nozzle is provided with the mounting bracket 60, the supply nozzle is supported on the carriage frame, and a side flange 55 projecting outward is formed on the supply nozzle to be positioned on the mounting bracket.
[0051]
The nozzle 19 has a series of horizontally spaced and substantially vertically extending flow paths that produce an appropriate metal slow discharge flow across the entire roll width, allowing the molten metal to pass between the rolls without direct contact with the roll surface where initial solidification occurs. It can be sent to the roll gap. Alternatively, the nozzle may have a single continuous slot exit and direct the molten metal slow curtain stream to the roll gap between the rolls and / or the nozzle may be immersed in the molten metal reservoir. .
[0052]
A pair of side closure plates 56 at the roll end defining the reservoir are held on the stepped end 57 of the roll when the roll carriage is in the casting station. The side closure plate 56 is made of a strong refractory material such as boron nitride and has a scalloped side end 81 that matches the curved surface of the stepped end 57 of the roll. The plate holder 82 to which the side closing plate can be attached is movable at the casting station by the operation of the pair of hydraulic cylinder devices 83, and is engaged in the casting operation by engaging the side closing plate with the stepped end of the roll. An end closing portion of the melt pool formed between the casting rolls is formed.
[0053]
During the casting operation, the ladle stopper rod 46 is actuated so that the molten metal is poured from the ladle into the distributor and through the metal supply nozzle into the casting roll. A clean head end of the strip product is guided to the jaw of the coiler 21 by the operation of the apron table 96. The apron table 96 is suspended from a pivot mounting portion 97 on the main frame, and is swung toward the coiler by the operation of the hydraulic cylinder device 98. The table 96 is operated with respect to the upper strip guide flap 99 operated by the piston cylinder device 101, and the strip product 20 is restricted between the pair of vertical side rollers 102. When the head end is guided by the coiler jaw, the coiler is rotated to wind the strip product, and the apron table 96 is swung back to the non-actuated position to leave the product wound directly on the coiler 21. Simply hang it from the machine frame. The resulting strip product 20 can later be sent to the coiler 22 to make a final roll that is carried away from the casting apparatus.
[0054]
Full details of the twin roll continuous casting apparatus of the type shown in FIGS. 12 to 16 can be found in our US Pat. Nos. 5,184,668 and 5,277,243, and International Patent Application No. PCT / AU93 / More fully described in No. 0573.
[0055]
According to the present invention, the copper peripheral wall of the roll 16 can be grit blasted to have a random textured individual sharp projection having the required depth and surface density, which can be protected with a thin chrome plating. . Alternatively, the copper wall of the roll can be coated with nickel and the nickel coating can be grit blasted to achieve the desired random surface texture. As another alternative, an alloy such as HASTALLOY C alloy or T800 alloy can be electrodeposited onto the copper wall of the casting roll.
[0056]
FIG. 27 shows a typical surface texture produced according to the present invention.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows an experimental apparatus for measuring a metal solidification rate in a state simulating a state of a twin roll casting apparatus.
FIG. 2 shows an immersion paddle incorporated into the experimental apparatus of FIG.
FIG. 3 shows the heat flow rate values obtained during solidification of steel samples on a textured substrate with a regular pattern of ridges with a pitch of 180 microns and a depth of 60 microns, on the grit blasted substrate It is compared with the value obtained at the time of solidification.
FIG. 4 plots the maximum heat flux measurements obtained in successive dip tests in which steel from four different molten metals is solidified on a ridged and grit blasted substrate.
5 shows a physical measurement result of a crust skin defect of a solidified shell obtained by the dip test of FIG.
6 shows the measurement result of the standard deviation of the thickness of the solidified shell obtained by the dip test of FIG.
FIG. 7 is a micrograph of a shell surface of a low residual steel with low sulfur content solidified at a low casting rate on a ridged substrate, exhibiting slow chatter defects.
8 is a longitudinal cross-section of the shell of FIG. 7 at the low speed chatter defect location.
FIG. 9 is a photomicrograph showing the surface of a low sulfur steel shell solidified at a relatively high casting rate on a ridged substrate, exhibiting high speed chatter defects.
10 is a longitudinal cross-section of the shell of FIG. 9 further illustrating the quality of the high speed chatter defect.
FIG. 11 is a photomicrograph of the surface of a shell formed on a ridged substrate.
FIG. 12 is a photomicrograph of the surface of a shell formed on a ridged substrate with a different ridge depth from FIG.
FIG. 13 is a photomicrograph of the surface of a shell solidified on a substrate textured with a regular pattern of pyramidal protrusions.
FIG. 14 is a photomicrograph of the surface of a shell solidified on a grit blasted substrate.
FIG. 15 plots% values of molten oxide range on various textured substrates made from the shells of FIGS. 11-14.
FIG. 16 is a photomicrograph of a transverse cross section of a shell deposited from molten steel on a grit blasted substrate.
17 is a photomicrograph of a transverse cross section of a shell deposited at the same casting speed from the same molten steel as in FIG. 16 on a substrate textured with a ridge.
FIG. 18 plots maximum heat flux measurements obtained in a continuous dip test using a chrome plated ridged substrate and a substrate coated with an alloy of nickel, molybdenum and chromium.
FIG. 19 is a photomicrograph of a steel shell solidified on a cooled substrate.
20 is a photomicrograph of a steel shell solidified on a cooled substrate different from FIG.
FIG. 21 is a photomicrograph of a steel shell solidified on a cooled substrate different from FIGS.
FIG. 22 is a plan view of a continuous strip casting apparatus operable according to the present invention.
23 is a side view of the strip casting apparatus shown in FIG.
24 is a longitudinal sectional view taken along line 24-24 of FIG.
25 is a longitudinal sectional view taken along line 25-25 of FIG.
26 is a longitudinal sectional view taken along line 26-26 in FIG.
FIG. 27 shows a typical surface texture produced by the present invention.

Claims

１つ又はそれ以上の冷却された鋳造表面上で溶鋼の鋳造溜めを支持し、冷却された鋳造表面を移動させることにより凝固ストリップを造って鋳造溜めから送り出す、鋼ストリップ連続鋳造方法において、その又は各鋳造表面が、鋳造前に鋳造表面をグリットブラストすることによりもしくは基質をグリットブラストしてから保護被覆で覆うことにより形成された、固定された表面肌理を備え、前記固定された肌理が、表面分布が１０〜１００頂点／ｍｍ^２、平均高さが少なくとも１０ミクロンの、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個別の突起からなる鋼ストリップ連続鋳造方法。In a steel strip continuous casting method, which supports a cast pool of molten steel on one or more cooled casting surfaces, and produces a solidified strip by moving the cooled casting surface and delivers it from the casting pool, or Each cast surface has a fixed surface texture formed by grit blasting the cast surface prior to casting or by grit blasting the substrate and then covering with a protective coating, the fixed texture being the surface A steel strip continuous casting method consisting of individual protrusions in a random pattern with sharp vertices with a distribution of 10-100 vertices / mm ² and an average height of at least 10 microns.

個別の突起の平均高さが少なくとも２０ミクロンである、請求項１記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method of claim 1, wherein the average height of the individual protrusions is at least 20 microns.

ストリップを４０ｍ／分以上の速度で鋳造溜めから送り出す、請求項１又は請求項２記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method according to claim 1 or 2, wherein the strip is fed out of the casting pool at a speed of 40 m / min or more.

ストリップを５０〜６５ｍ／分の速度で鋳造溜めから送り出す、請求項３記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method according to claim 3, wherein the strip is fed out of the casting pool at a speed of 50 to 65 m / min.

溶鋼が、硫黄含量が０．０２５％以下の低残留鋼である、請求項１乃至４のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method according to any one of claims 1 to 4, wherein the molten steel is a low residual steel having a sulfur content of 0.025% or less.

間にロール間隙を形成する１対の平行な鋳造ロールの周面により構成される１対の前記鋳造表面があり、溶鋼が鋳造ロール間のロール間隙に導入されて、ロール間隙直上のロール鋳造表面上に支持される鋳造溜めを創り出し、鋳造ロールが回転されてロール間隙から下方に凝固ストリップを送給する、請求項１乃至５のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 There is a pair of said casting surfaces constituted by the peripheral surfaces of a pair of parallel casting rolls forming a roll gap between them, and the molten steel is introduced into the roll gap between the casting rolls and the roll casting surface directly above the roll gap The steel strip continuous casting method according to any one of claims 1 to 5, wherein a casting sump supported above is created and the casting roll is rotated to feed the solidified strip downward from the gap between the rolls.

溶鋼が、ロール間隙上方に配した金属供給ノズルを介して鋳造ロール間のロール間隙へと送給される、請求項６記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method according to claim 6, wherein the molten steel is fed to a roll gap between casting rolls via a metal supply nozzle disposed above the roll gap.

その又は各鋳造表面が、グリットブラストし電気メッキした保護金属被覆で覆った基質により限定される、請求項１乃至７のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 8. A steel strip continuous casting method according to any of claims 1 to 7, wherein the or each casting surface is limited by a substrate covered with a protective metal coating that is grit blasted and electroplated.

基質が銅であり、メッキ被覆がクロムである、請求項８記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method according to claim 8, wherein the substrate is copper and the plating coating is chromium.

その又は各鋳造表面が、ニッケルに形成したグリットブラストした表面である、請求項１乃至７のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。 The steel strip continuous casting method according to any one of claims 1 to 7, wherein the or each casting surface is a grit blasted surface formed on nickel.