【発明の詳細な説明】
鋳造鋼ストリップ技術分野
本発明は鋳造鋼ストリップに関する。特に双ロール鋳造での鋼ストリップ製造
に関するが、単一ロール鋳造機による等の他の連続鋳造技術による製造に適用す
ることも可能である。
双ロール鋳造機では、相反方向に回転する一対のチル鋳造ロール間に溶融金属
を導くことによりロール間隙上方に溶融金属の鋳造溜めを形成する。動いている
ロール表面上で金属殻が凝固し、ロール間隙でひとつにされて、ロール間隙から
の出口で凝固ストリップ品を生み出す。本明細書では、「ロール間隙」という用
語で、ロール同士が最も近接する領域一般を指すものとする。溶融金属は、タン
ディッシュと、その下方に位置してタンディッシュから金属流を受けてロール間
隙へと向かわせる金属供給ノズルとを介して、ロール間隙へ導入できる。
双ロール鋳造は、冷却時に急激凝固する非鉄金属への適用にはある程度の成功
をおさめているが、その技術を鉄金属の鋳造に適用するにはいろいろ問題が有る
。我々の先の特許明細書第631728号、第645296号、第634896号及び第634429号で
開示の諸発明がこれら問題の幾つかを扱っている。これらの発展により破損や大
きな構造欠陥なしに鋼ストリップを連続鋳造することができるようにはなった。
しかし、鋼ストリップは（典型的には１２００℃を超える）高温で鋳造機を出る
ので、精練なしに更に冷却すると延性の悪いストリップとなる。特に、０．２０
重量％以下の低炭素鋼では、粗オーステナイト構造が冷却で変態して針状のフェ
ライトとベイナイトを形成する傾向がある。
本発明によれば、連続ストリップ鋳造機で製造されたままの鋼ストリップの冶
金学的構造を修飾して、良好な延性その他の機械的特性を備えた最終ストリップ
品を製造することが可能となる。発明の開示
本発明によれば、連続鋳造機で低炭素鋼の溶融鋳造溜めから凝固ストリップ品
を連続的に鋳造し、鋳造機から出たままの凝固ストリップをそれが鋳造機と同じ
ライン内にある間に、
(ａ) 鋼中のオーステナイトがフェライト及び／又はその他の低温相に変態する
温度へと凝固ストリップを冷却し、
(ｂ) ストリップ中のフェライト及び／又はその他の低温相がオーステナイトに
再変態する温度である１２００℃よりも低い温度へとストリップを加熱し、
(ｃ) ストリップを再冷却してストリップ中のオーステナイトをフェライトに再
変態させることにより処理することからなる、低炭素鋼ストリップ製造方法が提
供される。
８００℃以下、好ましくは７００℃以下に冷却することにより、鋼ストリップ
を最初は、鋼中のオーステナイトがフェライト及び／又はその他の低温相に変態
する温度へ冷却することができる。
本発明の方法は、ストリップを圧下ロールに通して、鋳造機と同じライン内に
ある間にストリップ厚を減らすという段階を含むことができる。
鋼中のオーステナイトがフェライト及び／又はその他の低温
相に変態する温度にストリップを最初に冷却する前に、ストリップを圧下ロール
に通してその厚みを減らすことができる。
或いは又、ストリップ再冷却前にストリップを圧下ロールに通してその厚みを
減らし、ストリップ中のオーステナイトをフェライトに変態させてもよい。
何れの場合も、凝固ストリップは９００℃〜１１００℃の範囲の温度にある内
に、好ましくは１０５０℃台の温度で圧下ロールを通ることができる。
ストリップが圧下ロールを通ることにより最終ストリップ品のゲージ合わせ制
御を改良し、多孔性を減らすことができる。更に又、圧延が２０％〜５０％の範
囲の厚さ減らしをうみだすような場合、それによりストリップ中のオーステナイ
ト粒サイズが精細になって、冷却時にオーステナイトがフェライトに変態する変
態温度ラインが大幅に高くなる。従って、最初の冷却の前に圧延を行う場合には
、再加熱前にストリップを冷却しなければならない最低温度ラインが大幅に高く
なり、従って工程で消費する全エネルギを減らすことができる。具体的には、鋼
によっては、ストリップ圧延すれば８００℃もの温度でオーステナイトがフェラ
イトに変態するのに、圧延なしならばストリップを６００℃〜７００℃の範囲の
温度に冷却の必要があり得るものがある。
ストリップを再加熱してフェライト及び／又はその他の低温相をオーステナイ
トに再変態させることにより、好ましくは、ストリップの温度を１１００℃を超
えぬよう、より好ましくは１１００℃を超えぬよう、より好ましくは１０５０℃
を超えぬよう上げる。
ストリップを再加熱してフェライト及び／又はその他の低温相をオーステナイ
トに再変態させることにより、好ましくは、ストリップの温度を９００℃を超え
ぬよう上げる。特には、ストリップを９５０℃台の温度に再加熱することができ
る。
ストリップを再加熱してフェライト及び／又はその他の低温相をオーステナイ
トに再変態させることにより、好ましくは、ストリップをオーステナイトの粗粒
が形成される温度よりも低い温度に上げる。
再加熱は誘導加熱炉やその他の型の炉で行うことができる。
ストリップ中のオーステナイトをフェライトに再変態させるストリップ再冷却
は、好ましくは、ストリップを７００℃以下の温度へと促進冷却させて行い、そ
れに続いて、ストリップを（巻取られた状態で）強制冷却又は自然冷却により雰
囲気温度にすることができる。促進冷却は、ストリップに水噴霧又はガス吹き付
けすることにより又はロールの冷却によりもたらすことができ、好ましくは、ス
トリップ温度を６５０℃台に下げる。図面の簡単な説明
本発明をより充分に説明できるよう、一特定実施例を添付図面に関し幾分詳細
に記述する。
図１は、ジラトメータ内で熱サイクリングを受けた鋼サンプルの温度−時間ヒ
ストリである。
図２は、図１の状態を受けた鋼サンプルの顕微鏡写真である。
図３は、同じ組成であるが、熱サイクリングなしに高温から直接冷却された別
の鋼サンプルの顕微鏡写真である。
図４は、熱サイクリングなしに冷却され、６００℃で巻取られた鋳造鋼のミク
ロ構造を示す顕微鏡写真である。
図５は、同じ組成ではあるが、熱サイクリングを受けた、鋳造鋼ストリップの
ミクロ構造を示す顕微鏡写真である。
図６Ａ及び図６Ｂは、Ａ−Ａ線でつなげることにより、本発明に応じて作動す
るよう構成された連続ストリップ鋳造機設備の側面図をなす。
図７は、図６で示した連続ストリップ鋳造機の一部の平面図である。
図８は、図７の８−８線縦断面図である。
図９は、図７の９−９線縦断面図である。
図１０は、図７の１０−１０線縦断面図である。好適実施例の詳細な説明
本発明による熱サイクリングにより低炭素鋼ストリップ中にうみだされ得るミ
クロ構造を調べるため、一連の実験を行った。正確に制御した率で鋼サンプルに
加熱・冷却を加えることができる高温ジラトメータを一連の実験で利用して、連
続ストリップ鋳造機で得られ得る状態をシュミレートした。種々の鋼組成を調べ
て、これらに冷却・再加熱・再冷却を加えた。最初に、各サンプルを１３５０℃
の温度に加熱し、ジラトメータ内で２分間保持してから、冷却して、全オーステ
ナイトがそれ以下では低温変態成品に変わる温度とした。次いで、サンプルを完
全に再オーステナイト化する温度に再加熱して、更に再冷却した。
種々等級の鋼のために、種々の冷却及び再加熱率を用いて試験を行った。これ
らの試験により、初期の冷却及び再加熱率がさほど重要でないこと、サンプルを
、ストリップが完全に再オーステナイト化する温度よりも少し高い温度に加熱す
ることにより最終冷却時に精細なフェライト構造が造られることが示さ
れた。図１はＡＯ６低炭素鋼のサンプルに加えた特定の状態を示しており、図２
はサンプル中に生み出されたミクロ構造を示している。比較のため、図３はＡＯ
６鋼のサンプルを１３５０℃の温度から熱サイクリングなしに直接室温へと冷却
した場合に得られるミクロ構造を示している。
ジラトメトリ実験から得られた結果を、双ロール鋳造機での２ｍｍ厚の鋼スト
リップ製造を含む実験室ストリップ鋳造試験で確認した。鋳造ストリップのサン
プルを略６５０℃に冷却してから９５０℃の流動床炉に１分間置き、次いで空気
中で室温に冷却した。比較のため、鋳造で製造された材料体を水噴霧で冷却し略
６００℃で巻取った。図４は、単に冷却して６００℃て巻取った低炭素鋼のミク
ロ構造を示す顕微鏡写真であり、図５は、再加熱・冷却サイクリングを受けた、
同じストリップからの鋼のミクロ構造を示す顕微鏡写真である。
図６〜１０は本発明に応じて作動するよう構成された完全な連続ストリップ鋳
造機設備を示す。この鋳造機は工場床１２に立てられた主機械フレーム１１から
なる。フレーム１１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
間を水平移動可能な鋳造ロール台車１３を支持する。台車１３は一対の平行鋳造
ロール１６を担持し、それらへと溶融金属を、鋳造中に取鍋１７からタンディッ
シュ１８と供給ノズル１９を介して供給する。鋳造ロール１６は水冷されるので
、動いているロール表面上で殻が凝固してロール間隙でひとつとされ、ロール出
口で凝固ストリップ品を生み出す。本発明によれば、この品をピンチロール１０
０及び脱スケール装置１０７を介して、番号１１０で全体に示される圧下ロール
スタンドへと送り、それか
ら続いてストリップクーラ１１１、ストリップ再加熱炉１１２、第２ストリップ
クーラ１１３、そして更なるピンチロール１０９へと通す。
容器２３を鋳造ステーションに隣接して機械フレームに取付け、溶融金属をタ
ンディッシュの溢流口２４を通し、又は、鋳造作業中にストリップの甚だしい変
形等の不具合が起きた場合にはタンディッシュ片側の緊急プラグ２５を引抜くこ
とにより、この容器に移すことができる。
ロール台車１３を構成する台車フレーム３１がホイール３２によりレール３３
に載り、レール３３は主機械フレーム１１の一部に沿って延びているので、ロー
ル台車１３全体がレール３３に沿って移動可能に載っていることになる。台車フ
レーム３１が担持する一対のロールクレードル３４内にロール１６を回転可能に
取付ける。ロールクレードル３４は、相補的な摺動部材３５，３６を相互結合さ
せることにより台車フレーム３１に取付け、油圧シリンダユニット３７，３８の
影響のもとにクレードルが台車上を動いて、鋳造ロール１６間のロール間隙を調
節することができるようにする。台車全体をレール３３に沿って移動させること
ができるよう作動する複動油圧ピストンシリンダ装置３９はロール台車の駆動ブ
ラケット４０と主機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
よう作動するようになっている。
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反方向に回転させる。ロール１６の銅製周壁に形成
し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を供給する。ロー
ルの典型的な大きさは径が約５００ｍｍで、以下に述べるような複数のストリッ
プをつくるために長さは数ｍまでにすることができる。
取鍋１７は全く従来の構成であって、ヨーク４５を介し天井クレーンで支持し
、それにより溶融金属受けステーションから定位置に移送可能である。取鍋には
サーボシリンダで作動させることができるストッパロッド４６を備えているので
、溶融金属を取鍋から出口ノズル４７及び耐火シュラウド４８を介してタンディ
ッシュ１８に流入させることができる。
タンディッシュ１８も従来の構成であって、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等の
耐火物で造った広皿状のものである。タンディッシュの一側が取鍋から溶融金属
を受け、前記溢流口２４及び緊急プラグ２５を備えている。タンディッシュの他
側には、一連の長手方向に離間した溶融金属出口開口５２を備える。タンディッ
シュ下部は、タンディッシュをロール台車フレーム３１に取付けるための取付ブ
ラケット５３を有し、且つ、タンディッシュを正確に位置決めするよう台車フレ
ームの位置合わせペグ５４を受ける開口を備えている。
供給ノズル１９はアルミナグラファイト等の耐火物製の細長体として形成する
。その下部は内方下向きにすぼまるようテーパ状としてあるので鋳造ロール１６
間隙に突入できる。取付ブラケット６０が備えてあってノズルをタンディッシュ
下側から支持し、ノズル上部には外方に突出する側部フランジ５５を形成して取
付ブラケット上に位置させる。
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
に金属の適宜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隙に送ることができる。若しくは、ノズルが単一の
長孔出口を有してロール間隙に低速のカーテン状の溶融金属を直接送るようにし
てもよく且つ／又はノズルが溶融金属溜めに浸ってもよい。
溜めはロール端で一対の側部閉止板５６によって画成する。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へ保持される。
側部閉止板５６は窒化ほう素等の強い耐火材で造り、ロールの段付端５７の曲面
に合ったスカロップ側端８１を有する。側部閉止板が取付けられる板ホルダ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って、
側部閉止板が鋳造ロールの段付端に係合して、鋳造作業中に鋳造ロールに形成さ
れる溶融金属溜めの端部閉止部を構成する。
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タン
ディッシュへと、そして金属供給ノズルを介し鋳造ロールへと注ぐようにする。
ストリップ２０はエプロンテーブル９６の作動によりピンチロール１００と圧
下ロールスタンド１１０へと最初ガイドする。エプロンテーブル９６は主機械フ
レーム上のピボット取付部９７から吊り下がっており、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せることができる。ピストンシリンダ装置１０
１により作動される上ストリップガイドフラップ９９に対してエプロンテーブル
９６が作動でき、ストリップ２０を一
対の縦サイドロール１０２間に制限できる。ストリップを圧下ロールスタンドに
ガイドした後、エプロンテーブルを逆方向へ旋回動するようにして非作動位置へ
と戻し、圧下ロールスタンド１１０に直接受けられているストリップ品から離れ
て単に機械フレームから吊り下った状態とする。
高温ストリップ２０は１２００℃を超える温度で凝固するので、粗オーステナ
イト構造を有する。オーステナイト粒サイズは典型的には５００ミクロン台であ
り得る。もしこの高温ストリップが単に雰囲気温度へ冷却するにまかせると、粗
粒オーステナイトが変態して針状のフェライト及びベイナイトを形成する傾向が
ある。しかしながら、ストリップ鋳造機から出てきたストリップの冶金学的構造
をストリップの熱間圧延と、クーラ１１１、炉１１２及び再クーラ１１３により
受ける熱サイクリングとによって修飾して、良好な延性その他の機械的特性を持
つ最終ストリップ品が製造される。
圧下ロールスタンド１１０は上下ロール１１４，１１５で構成する。ストリッ
プは１０５０℃台の温度でこれらのロール間を通って、ロールがストリップ厚を
３０％程減らす。ロール圧下により最終ストリップ品の多孔性が減らされ、又、
その厚みを正確に規格合わせすることができる。更に、ストリップを熱間圧延し
て９００℃を超える温度で２０〜５０％の圧下とすることにより、オーステナイ
トが再結晶化し、鋳造ロール１６を出たストリップよりも粒サイズが大幅に小さ
いオーステナイト構造を造り出し、このことにより、冷却時にオーステナイトが
フェライトその他の低温相に変態する温度レベルが大幅に上がる。典型的には、
鋳造機を出たストリップの粒サイズが５００
ミクロン台であるのに対して圧下ロールスタンドを出たストリップは１００ミク
ロン台の粒サイズを有し得、これにより関連の変態温度レベルが１００℃も上が
り得るので、再加熱前の冷却要件を軽減し、従って工程中での再加熱に要する全
エネルギ消費が減らされる。
クーラ１１１は一連の水噴霧器１１７で構成し、それらにより水をストリップ
上に噴霧してその温度を１秒当り２０℃〜２００℃の割で減らして、１０５０℃
の圧延ロール温度から約６００℃の温度へと低下させる。これは、ストリップ中
のオーステナイトが冷却時にフェライトその他の低温相に変態する温度Ａr3より
も充分下である。上記したジラトメトリ試験により、炭素が０．０６重量％の低
炭素鋼の場合、粗粒オーステナイト構造が冷却時に７７５℃付近でフェライトに
変態し始めるのに対し、細粒オーステナイト構造が８３０℃付近で変態し始める
ことが示された。従って、クーラ１１１通過時、ストリップ中のオーステナイト
は少しのパーライト又はカーバイドを含むフェライトに変態される。次いで、ス
トリップは、ストリップを９５０℃付近の温度に再加熱する誘導加熱炉１１２を
通る。この温度は材料が加熱時にオーステナイト化する温度Ａe3より上である。
従って、材料が再オーステナイト化されて、熱サイクリング前よりはるかに小さ
い粒サイズのオーステナイトを生み出す。具体的には、炉１１２を出る材料が２
０ミクロン台のオーステナイト粒サイズを有する。
炉１１２を出るストリップ材は１秒当り２０℃〜２００℃の割合でクーラ１１
３内で急速に冷却され、比較的精細粒のオーステナイト材料の変態温度Ａr3より
も低い６５０℃に下げられ
る。従って、この材料を変態させて、典型的には５〜１０ミクロン台の粒サイズ
の精細フェライトを生み出す。その後、ストリップ材をコイラ（図示せず）に送
り、巻かれた状態で雰囲気温度へと冷却するのにまかせるが、斯かる温度への促
進冷却を続けることも可能である。
精細フェライト構造のため、最終ストリップ品は非常に延性が大きく、容易に
冷間圧延及び成形できる。熱間圧延段階があるため多孔性が非常に低くなるが、
場合によっては熱間圧延段階を省略してもよい。この場合、鋳造ロール１６から
出た高温ストリップ品を直接クーラ１１１へと通し、以前同様に温度を６００℃
に下げる。
工程の更なる修飾例では、ロールスタンド１１０を炉１１２と再クーラ１１３
との間に配し、ストリップ厚を減らす圧下を、熱リサイクリング工程の再加熱段
の後で且つ再冷却段の前に行うことができる。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION cast steel strip TECHNICAL FIELD The present invention relates to cast steel strip. In particular it relates to the production of steel strip by twin roll casting, but it is also applicable to production by other continuous casting techniques such as by a single roll caster. In the twin roll casting machine, a molten metal casting pool is formed above the roll gap by guiding the molten metal between a pair of chill casting rolls rotating in opposite directions. The metal shells solidify on the moving roll surface and are united in the roll gap to produce a solidified strip product at the exit from the roll gap. In this specification, the term "roll gap" generally refers to a region where rolls are closest to each other. Molten metal can be introduced into the roll nip via a tundish and a metal feed nozzle located below it that directs a metal stream from the tundish to a roll nip. Twin roll casting has achieved some success in applications to non-ferrous metals that rapidly solidify upon cooling, but there are various problems in applying the technique to casting of ferrous metals. The inventions disclosed in our earlier patent specifications 631728, 645296, 634896 and 634429 address some of these problems. These developments have made it possible to continuously cast steel strip without damage or major structural defects. However, steel strip exits the caster at high temperatures (typically above 1200 ° C.) and further cooling without refining results in a poorly ductile strip. Particularly, in a low carbon steel of 0.20% by weight or less, the crude austenite structure tends to transform upon cooling to form acicular ferrite and bainite. The present invention allows the metallurgical structure of as-produced steel strip to be modified on a continuous strip caster to produce a final strip product with good ductility and other mechanical properties. . DISCLOSURE OF THE INVENTION According to the present invention, a continuous casting machine continuously casts solidified strip products from a low carbon steel melt casting sump and the solidified strip as it exits the casting machine is in the same line as the casting machine. In the meantime, (a) the solidified strip is cooled to a temperature at which the austenite in the steel transforms into ferrite and / or other low temperature phases, and (b) the ferrite and / or other low temperature phases in the strip are reconverted to austenite. Low carbon steel strip manufacturing comprising heating the strip to a temperature below 1200 ° C. which is a transformation temperature, and (c) recooling the strip to treat the austenite in the strip by retransforming it into ferrite. A method is provided. By cooling below 800 ° C, preferably below 700 ° C, the steel strip can initially be cooled to a temperature at which the austenite in the steel transforms into ferrite and / or other low temperature phases. The method of the present invention can include passing the strip through a reduction roll to reduce the strip thickness while in the same line as the caster. Prior to first cooling the strip to a temperature at which the austenite in the steel transforms into ferrite and / or other low temperature phases, the strip can be passed through a draft roll to reduce its thickness. Alternatively, the strip may be passed through a draft roll to reduce its thickness prior to recooling the strip to transform the austenite in the strip to ferrite. In either case, the coagulated strip can pass through the drafting roll at a temperature in the range of 900 ° C to 1100 ° C, preferably in the order of 1050 ° C. By allowing the strip to pass through the draft roll, the gauge control of the final strip product can be improved and the porosity reduced. Furthermore, when rolling produces a thickness reduction in the range of 20% to 50%, the austenite grain size in the strip becomes finer, and the transformation temperature line at which austenite transforms into ferrite during cooling is significantly increased. Get higher Therefore, if rolling is performed before the first cooling, the minimum temperature line in which the strip must be cooled before reheating is significantly higher, thus reducing the total energy consumed in the process. Specifically, depending on the steel, austenite transforms into ferrite at a temperature as high as 800 ° C when strip is rolled, but it may be necessary to cool the strip to a temperature in the range of 600 ° C to 700 ° C without rolling. There is. By reheating the strip to retransform the ferrite and / or other low temperature phase to austenite, preferably the temperature of the strip does not exceed 1100 ° C, more preferably 1100 ° C, more preferably Raise it so that it does not exceed 1050 ° C. Reheating the strip to retransform the ferrite and / or other low temperature phases to austenite preferably raises the temperature of the strip to no more than 900 ° C. In particular, the strip can be reheated to temperatures on the order of 950 ° C. Reheating the strip to retransform the ferrite and / or other low temperature phases to austenite preferably raises the strip to a temperature below that at which austenite grit forms. Reheating can be done in an induction furnace or other type of furnace. Strip recooling, which retransforms the austenite in the strip into ferrite, is preferably carried out by accelerated cooling of the strip to temperatures below 700 ° C., followed by forced cooling (in the wound state) or The ambient temperature can be raised by natural cooling. Accelerated cooling can be provided by water spraying or gas blowing the strips or by cooling the rolls, preferably reducing the strip temperature to the 650 ° C range. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS In order that this invention may be more fully described, one specific embodiment will be described in some detail with reference to the accompanying drawings. FIG. 1 is a temperature-time history of a steel sample that has undergone thermal cycling in a dilatometer. FIG. 2 is a photomicrograph of a steel sample subjected to the conditions of FIG. FIG. 3 is a photomicrograph of another steel sample of the same composition but cooled directly from high temperature without thermal cycling. FIG. 4 is a photomicrograph showing the microstructure of a cast steel that was cooled without thermal cycling and coiled at 600 ° C. FIG. 5 is a photomicrograph showing the microstructure of a cast steel strip of the same composition but subjected to thermal cycling. 6A and 6B are side views of a continuous strip casting machine facility configured to operate in accordance with the present invention by joining together at the line AA. FIG. 7 is a plan view of a part of the continuous strip casting machine shown in FIG. 8 is a vertical sectional view taken along line 8-8 of FIG. 9 is a vertical sectional view taken along line 9-9 of FIG. FIG. 10 is a vertical sectional view taken along line 10-10 of FIG. 7. Detailed Description of the Preferred Embodiments A series of experiments were conducted to investigate the microstructure that can be produced in low carbon steel strips by thermal cycling according to the present invention. A high temperature dilatometer capable of heating and cooling a steel sample at a precisely controlled rate was utilized in a series of experiments to simulate what could be obtained with a continuous strip caster. Various steel compositions were investigated and these were subjected to cooling, reheating and recooling. First, each sample was heated to a temperature of 1350 ° C., held in the dilatometer for 2 minutes and then cooled to a temperature below which all austenite transformed into a low temperature transformation product. The sample was then reheated to a temperature at which it was fully reaustenized and then recooled. Tests were performed using different cooling and reheating rates for different grades of steel. These tests show that the initial cooling and reheating rates are not so important that the fine ferrite structure is created during final cooling by heating the sample to a temperature just above the temperature at which the strip is completely reaustenized. Was shown. FIG. 1 shows the specific conditions added to the AO6 low carbon steel sample, and FIG. 2 shows the microstructure created in the sample. For comparison, FIG. 3 shows the microstructure obtained when a sample of AO 6 steel is cooled from a temperature of 1350 ° C. directly to room temperature without thermal cycling. The results obtained from the dilatometry experiment were confirmed in a laboratory strip casting test involving the production of 2 mm thick steel strip on a twin roll caster. A sample of the cast strip was cooled to approximately 650 ° C and then placed in a fluidized bed furnace at 950 ° C for 1 minute and then cooled in air to room temperature. For comparison, the material body produced by casting was cooled with water spray and wound at about 600 ° C. FIG. 4 is a photomicrograph showing the microstructure of a low carbon steel simply cooled and wound at 600 ° C., and FIG. 5 shows the microstructure of steel from the same strip that has undergone reheat and cool cycling. It is a micrograph. 6-10 show a complete continuous strip casting machine facility configured to operate in accordance with the present invention. This casting machine comprises a main machine frame 11 which is erected on a factory floor 12. The frame 11 supports a casting roll carriage 13 that can move horizontally between the assembly station 14 and the casting station 15. The carriage 13 carries a pair of parallel casting rolls 16 to which molten metal is supplied from a ladle 17 via a tundish 18 and a supply nozzle 19 during casting. Since the casting roll 16 is water cooled, the shells solidify on the moving roll surface and are united in the roll gap, producing a solidified strip product at the roll exit. In accordance with the present invention, the article is fed via pinch roll 100 and descaling device 107 to a reduction roll stand, generally designated by the numeral 110, which is then followed by strip cooler 111, strip reheat furnace 112, The two-strip cooler 113 is passed through, and the pinch roll 109 is further passed. A container 23 is attached to the machine frame adjacent to the casting station and molten metal is passed through the tundish overflow 24, or if problems such as severe deformation of the strip occur during the casting operation, on one side of the tundish. It can be transferred to this container by pulling out the emergency plug 25. Since the carriage frame 31 constituting the roll carriage 13 is mounted on the rail 33 by the wheel 32, and the rail 33 extends along a part of the main machine frame 11, the entire roll carriage 13 is mounted so as to be movable along the rail 33. Will be. The roll 16 is rotatably mounted in a pair of roll cradle 34 carried by the carriage frame 31. The roll cradle 34 is attached to the dolly frame 31 by mutually connecting complementary sliding members 35 and 36, and the cradle moves on the dolly under the influence of the hydraulic cylinder units 37 and 38 so that the casting rolls 16 are not separated from each other. Be able to adjust the roll gap of. A double-acting hydraulic piston / cylinder device 39, which operates to move the entire carriage along the rail 33, is connected between the drive bracket 40 of the roll carriage and the main machine frame to move the roll carriage from the assembly station 14 to the casting station. It is adapted to be moved to 15 and vice versa. The casting roll 16 is rotated in opposite directions via the roll drive shaft 41 of the electric motor and the transmission on the carriage frame 31. In a series of water cooling passages formed in the copper peripheral wall of the roll 16 and extending in the longitudinal direction and spaced in the circumferential direction, from the water cooling conduit in the roll drive shaft 41 connected to the water cooling hose 42 via the rotating gland 43 to the roll end. Supply cooling water. A typical roll size is about 500 mm in diameter, and can be up to a few meters long to make multiple strips as described below. The ladle 17 is of entirely conventional construction and is supported by an overhead crane via a yoke 45, which allows it to be transferred from the molten metal receiving station into position. The ladle is provided with a stopper rod 46 that can be actuated by a servo cylinder so that the molten metal can flow from the ladle into the tundish 18 via the outlet nozzle 47 and the refractory shroud 48. The tundish 18 also has a conventional configuration and is in the shape of a wide plate made of a refractory material such as magnesium oxide (MgO). One side of the tundish receives the molten metal from the ladle and is equipped with the overflow port 24 and the emergency plug 25. The other side of the tundish is provided with a series of longitudinally spaced molten metal outlet openings 52. The lower part of the tundish has a mounting bracket 53 for mounting the tundish on the roll carriage frame 31 and an opening for receiving a positioning peg 54 of the carriage frame to accurately position the tundish. The supply nozzle 19 is formed as an elongated body made of a refractory material such as alumina graphite. Since the lower part thereof is tapered so as to be narrowed inward and downward, it can enter the gap of the casting roll 16. A mounting bracket 60 is provided to support the nozzle from the lower side of the tundish, and a side flange 55 protruding outward is formed on the upper portion of the nozzle to be positioned on the mounting bracket. The nozzle 19 has a series of horizontally-spaced, generally vertically-extending channels that produce an appropriately slow discharge flow of metal across the width of the roll, allowing molten metal to enter the roll gap without directly contacting the roll surface where initial solidification occurs. Can be sent. Alternatively, the nozzle may have a single slotted outlet to deliver the slow curtain of molten metal directly to the roll gap and / or the nozzle may be immersed in the molten metal reservoir. The reservoir is defined at the roll ends by a pair of side closure plates 56. The side closure plate 56 is held on the stepped end 57 of the roll when the roll carriage is at the casting station. The side closure plate 56 is made of a strong refractory material such as boron nitride and has a scallop side end 81 that fits the curved surface of the stepped end 57 of the roll. The plate holder 82 to which the side closing plate is attached is movable at the casting station by the operation of the pair of hydraulic cylinder devices 83, and the side closing plate engages with the stepped end of the casting roll to perform casting during the casting operation. It constitutes an end closure of the molten metal reservoir formed on the roll. During the casting operation, the ladle stopper rod 46 is actuated to cause molten metal to pour from the ladle into the tundish and, through the metal feed nozzle, into the casting roll. The strip 20 is first guided by the operation of the apron table 96 to the pinch roll 100 and the roll stand 110. The apron table 96 is hung from the pivot mounting portion 97 on the main machine frame, and can be swung toward the coiler by the operation of the hydraulic cylinder device 98. The apron table 96 can be operated with respect to the upper strip guide flap 99 operated by the piston cylinder device 101, and the strip 20 can be restricted between a pair of vertical side rolls 102. After guiding the strip to the reduction roll stand, the apron table is pivoted in the opposite direction back to the inoperative position and simply suspended from the machine frame, away from the strip item directly received by the reduction roll stand 110. It will be in a state of The hot strip 20 solidifies at temperatures above 1200 ° C. and thus has a coarse austenitic structure. Austenite grain size can typically be in the 500 micron range. If the hot strip is simply allowed to cool to ambient temperature, the coarse-grained austenite tends to transform to form acicular ferrite and bainite. However, the metallurgical structure of the strip as it emerges from the strip caster is modified by hot rolling the strip and the thermal cycling experienced by cooler 111, furnace 112 and recooler 113 to provide good ductility and other mechanical properties. The final strip product with is manufactured. The reduction roll stand 110 is composed of upper and lower rolls 114 and 115. The strip passes between these rolls at temperatures in the 1050 ° C. range, which reduces the strip thickness by as much as 30%. Rolling down reduces the porosity of the final strip and allows its thickness to be accurately standardized. Further, the strip is hot-rolled to a reduction of 20 to 50% at a temperature of more than 900 ° C. to recrystallize austenite, thereby forming an austenite structure having a grain size significantly smaller than that of the strip exiting the casting roll 16. Create, which significantly increases the temperature level at which austenite transforms into ferrite and other low temperature phases upon cooling. Typically, the strip exiting the caster has a grain size on the order of 500 microns, while the strip exiting the reduction roll stand can have a grain size on the order of 100 microns, which results in relevant transformation temperature levels. Can increase as much as 100 ° C., thus reducing the cooling requirements before reheating and thus reducing the total energy consumption required for reheating during the process. The cooler 111 consists of a series of water atomizers 117 by which water is sprayed onto the strip to reduce its temperature by 20 ° C. to 200 ° C. per second, reducing the roll temperature from 1050 ° C. to about 600 ° C. Reduce to temperature. This is well below the temperature A r3 at which the austenite in the strip transforms into a ferrite or other low temperature phase upon cooling. According to the above-mentioned dilatometry test, in the case of a low carbon steel containing 0.06% by weight of carbon, the coarse-grain austenite structure begins to transform into ferrite at around 775 ° C during cooling, whereas the fine-grain austenite structure transforms around 830 ° C. Was shown to begin. Therefore, when passing through the cooler 111, the austenite in the strip is transformed into ferrite containing a little pearlite or carbide. The strip then passes through an induction furnace 112 that reheats the strip to a temperature near 950 ° C. This temperature is above the temperature A e3 at which the material austenites upon heating. Therefore, the material is re-austenized to produce much smaller grain size austenite than it was prior to thermal cycling. Specifically, the material exiting the furnace 112 has an austenite grain size on the order of 20 microns. The strip material exiting the furnace 112 is rapidly cooled in a cooler 113 at a rate of 20 ° C to 200 ° C per second and lowered to 650 ° C, which is lower than the transformation temperature Ar 3 of the relatively fine-grained austenitic material. Therefore, this material is transformed to produce fine ferrites with grain sizes typically on the order of 5-10 microns. Thereafter, the strip material is sent to a coiler (not shown) and left to cool to the ambient temperature in the rolled state, but it is also possible to continue the accelerated cooling to such temperature. Due to the fine ferrite structure, the final strip product is very ductile and can be easily cold rolled and formed. Although there is a hot rolling step, the porosity is very low, but in some cases the hot rolling step may be omitted. In this case, the hot strip product emerging from the casting roll 16 is passed directly through the cooler 111 and the temperature is reduced to 600 ° C as before. In a further modification of the process, a roll stand 110 is placed between the furnace 112 and the recooler 113 and a reduction to reduce strip thickness is applied after the reheating stage of the thermal recycling process and before the recooling stage. It can be carried out.
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ルビー ローリストン アヴェニュ 35─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (51) Int.Cl. 6 Identification number Internal reference number FI C21D 9/52 101 9542-4K C21D 9/52 101 (81) Designated country EP (AT, BE, CH, DE, DK, ES, FR, GB, GR, IE, IT, LU, MC, NL, PT, SE), AU, CA, JP, KR, NZ, US (72) Inventor Hodgson, Peter Damian Australia Victoria 3159 Sellby Lauriston Avenue 35