JPS5928424B2 - Method for reducing surface cracking of Nb, V steel slabs - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は機械構造用高張力鋼素材あるいは石油輸送用パ
イプ素材として用いられるＮｂあるいはＶの何れか１種
または両者を含有する鋼（以下台Ｎｂ、Ｖ鋼という）の
連続鋳造において鋳片表面割れ（大部分は表面から１０
ｒＩｒｒＩＬ以内に生ずる）の発生を軽減する方法に関
するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention is a steel containing either one or both of Nb and V (hereinafter referred to as Nb and V steel) used as a high tensile strength steel material for machine structures or as a pipe material for oil transportation. During continuous casting, slab surface cracks (mostly cracks occur within 10 minutes from the surface).
The present invention relates to a method for reducing the occurrence of (occurring within rIrrIL).

従来公知の連続鋳造により製造されるスラブ、ビレツト
、プルーム等の鋳片におい℃はしばしば表面欠陥が生じ
問題となっている。In cast slabs, billets, plumes, and the like produced by conventional continuous casting, the temperature often causes surface defects, which is a problem.

とりわけ、含Ｎｂ、Ｖ鋼の如（炭・窒化物（以下Ｎｂ（
ＣＮ）、Ｖ（ＣＮ）と略記）の析出する鋼では鋳片表面
割れが多発し、工業規模の生産を阻害していた。In particular, Nb-containing, V steel (carbon/nitride (hereinafter Nb)
CN), V (abbreviated as CN)), the surface cracks of slabs frequently occur, hindering industrial-scale production.

従来、これらの表面割れ対策としては溶鋼の鋳込み温度
の低温化、電磁攪拌による鋳造組織の微細化、モールド
内パウダーの改良、鋳造速度の低減、さらには二次冷却
帯における冷却水量の管理等が行なわれている。Conventionally, countermeasures against these surface cracks include lowering the casting temperature of molten steel, making the casting structure finer by electromagnetic stirring, improving the powder in the mold, reducing the casting speed, and controlling the amount of cooling water in the secondary cooling zone. It is being done.

しかしながら、これらのいずれの対策も抜本的な対応策
とはなっていない。However, none of these measures is a drastic countermeasure.

従って本発明で対象とするような含Ｎｂ、Ｖ鋼において
は依然として表面割れが発生する。Therefore, surface cracks still occur in Nb and V steels such as those targeted in the present invention.

而して一旦発生した鋳片表面欠陥は温間ないしは冷間で
、溶剤あるいは機械的研削等によって部分手入れするか
、あるいは場合によっては全面手入れを行なった後、後
工程に搬送しているが、このような作業を行なうには多
くの人手と労力を要するのみならず、製品歩留りの低下
を来たし、その結果製造コストの増加を招（ことにもな
る。Once surface defects occur in the slab, it is either partially cleaned using solvents or mechanical grinding in warm or cold conditions, or in some cases, the entire surface is cleaned before being transported to the subsequent process. Carrying out such work not only requires a lot of manpower and labor, but also results in a decrease in product yield and, as a result, an increase in manufacturing costs.

また表面欠陥が極めて深（、且つ広範囲にわたるときに
は、全量スクラップ化される場合も生ずる。Furthermore, if the surface defects are extremely deep (and widespread), the entire amount may be scrapped.

本発明者等はこのような鋳片の表面割れについて長年に
わたる研究を進めた結果、以下のことを明らかにした。As a result of many years of research into such surface cracks in slabs, the present inventors have clarified the following.

すなわち、含Ｎｂ、Ｖ鋼の連鋳材で観察される表面割れ
の多（は溶鋼静圧ならびに２次冷却帯域におけるロール
間バルジング、および矯正域での曲げ矯正歪応力（彎曲
型ないしは垂直曲げ連鋳機の場合うによるものである。In other words, many of the surface cracks observed in continuously cast materials of Nb and V steels are caused by static pressure of molten steel, bulging between rolls in the secondary cooling zone, and bending straightening strain stress in the straightening zone (curved or vertical continuous bending). In the case of casting machines, this is due to the

さらに冶金学的に考察すれば鋳片表層部温度がＡｒ３変
態温度＋１５０℃（ここにＡｒ３温度は冷却時のオース
テナイト→初析フェライト変態開始温度をさす）からＡ
ｒ３変態温度−１５０℃の温度域においてオーステナイ
ト粒界に析出したＮｂ（ＣＮ）。Furthermore, from a metallurgical perspective, the surface temperature of the slab changes from Ar3 transformation temperature + 150°C (here, Ar3 temperature refers to the temperature at which austenite → pro-eutectoid ferrite transformation starts during cooling) to A.
Nb (CN) precipitated at austenite grain boundaries in the temperature range of r3 transformation temperature - 150°C.

ＢＮ、Ｖ（ＣＮ）等の析出物を核としてオーステナイト
粒界に沿って析出したフィルム状初析フェライト領域に
ある限界値を越えた引張応力が負荷された場合にボイド
の核生成が生じ、それらのボイドが凝集一連結して最終
的な割れになる。Void nucleation occurs when a tensile stress exceeding a limit value is applied to the film-like pro-eutectoid ferrite region that precipitates along austenite grain boundaries with precipitates such as BN and V (CN) as nuclei. The voids aggregate and form a final crack.

本発明はこのような知見に基づいてなされたもので、凝
固に引き銃（冷却過程において、鋳片表層部（表面から
１ＯｒｆｒｒｒＬ以内）の温度が１１００−９００℃の
範囲で鋳片表層部に５・〜１５％範囲の塑性歪を加える
ことによりオーステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍｌ’；
ｙ、 ３ （約０．１Ｍ直径以下）以上に微細化し、さ
らにはＮｂ（ＣＮ）等の粒界析出を抑制することにより
オーステナイト粒界へのフィルム状初析フェライトの生
成を防止する。The present invention has been made based on this knowledge, and is based on the fact that during solidification, a gun is applied to the surface layer of the slab (in the cooling process, when the temperature of the surface layer of the slab (within 1 OrfrrrL from the surface) is in the range of 1100 to 900°C.・A S T Ml' to increase the austenite grain size by applying plastic strain in the range of ~15%;
The formation of film-like pro-eutectoid ferrite at austenite grain boundaries is prevented by making the grain finer than y, 3 (approximately 0.1M diameter or less) and further suppressing grain boundary precipitation of Nb (CN) and the like.

かくして鋳片表面割れを著しく軽減できるに至った。In this way, it was possible to significantly reduce cracking on the surface of the cast slab.

本発明の対象を特に含Ｎｂ、Ｖ鋼に限定した理由を述べ
る。The reason why the object of the present invention is specifically limited to Nb-containing, V steel will be described.

含Ｎｂ、Ｖ鋼の既存の連鋳機による連続鋳造により製造
される鋳片の表層部（り１０ｒＭＬ）の鋳造材のオース
テナイト粒径は非常に太き（、大きいものは１〜５ｒＩ
ｒｒｎ直径（ＡＳＴＭＡ、 ２以下）もある。The austenite grain size of the cast material in the surface layer (10 rML) of a slab manufactured by continuous casting using an existing continuous casting machine for Nb-containing V steel is very large (larger ones are 1 to 5 rI).
rrn diameter (ASTMA, 2 or less).

従って、鋳片表層部が冷却する過程で、１０００−７０
０℃温度域において、この粗大なオーステナイト粒の粒
界にＮｂ（ＣＮ）ないしはＶ（ＣＮ）の析出が生じ、こ
れらの析出物を核としてフィルム状の初析フェライトが
生成し、鋳片表向割れ感受性を著しく高めているからで
ある。Therefore, in the process of cooling the surface layer of the slab, 1000-70%
In the 0°C temperature range, Nb (CN) or V (CN) precipitates at the grain boundaries of these coarse austenite grains, and film-like pro-eutectoid ferrite is formed with these precipitates as nuclei. This is because the susceptibility to cracking is significantly increased.

次に本発明における加工条件、すなわち鋳片表層部が１
１００〜９００℃の温度域にある間に鋳片に５〜１５％
の範囲の塑性歪が負荷されるような処理を少くとも一回
以上加える点について説明する。Next, the processing conditions in the present invention, that is, the surface layer of the slab is 1
5-15% to the slab while in the temperature range of 100-900℃
We will explain the point of applying at least one treatment that applies a plastic strain in the range of .

数多（の報告にみられるようにラインパイプ用素材ない
し機械構造用鋼として用いられるＳｉ −Ｍｎ鋼をベー
スとした含Ｎｂ；Ｖ鋼におけるＮｂ（ＣＮ）、ｖ（ＣＮ
）の析出温度域は１１００〜７００℃（ＡＣ３＋１５０
℃〜Ａｒ３ １５０℃：ここにＡＣ３は昇温時のα→γ
変態点）の範囲にある。As seen in numerous reports, Nb (CN) and v (CN) in Nb-containing Nb;
) precipitation temperature range is 1100~700℃ (AC3+150
℃～Ar3 150℃: Here, AC3 is α→γ when the temperature is increased.
(transformation point).

従って、本発明においては、鋳片の表層部（く１０ ｒ
ｒｍ ）の温度が１１００〜９００℃の範囲にある間に
鋳片に５〜１５チの範囲の塑性歪が負荷されるような処
理を少くとも一回以上加えることによってオーステナイ
ト粒の再結晶細粒化を施すと同時に、導入された転位の
不ントワークないしそれらで構成される小傾角粒界面上
にＮｂ（ＣＮ）。Therefore, in the present invention, the surface layer part (10 r
Recrystallization of fine austenite grains is achieved by applying at least one treatment in which a plastic strain in the range of 5 to 15 inches is applied to the slab while the temperature of rm) is in the range of 1100 to 900°C. At the same time, Nb (CN) is formed on the introduced dislocation untworks or on the low-angle grain interfaces composed of them.

ｖ（ｃＮ）を析出させ、その結果とし℃割れの発生場所
となる大傾角のオーステナイト粒界へのＮｂ（ＣＮ）な
どの析出を抑制し、割れの伝播経路となるフィルム状初
析フェライトの生成を抑制しようとするものである。As a result, the precipitation of Nb (CN) and other substances at large-angle austenite grain boundaries, where °C cracks occur, is suppressed, and film-like pro-eutectoid ferrite is formed, which becomes the crack propagation route. It is an attempt to suppress the

後述する実施例１（第２図、第２表参照）に示すように
、試料を溶融し試料表面が５０℃／ｓｅｅ以下の冷却速
度で冷却途中７００〜９００℃温度域で引張変形した際
には、延性が著しく低下する。As shown in Example 1 (see Figure 2 and Table 2), which will be described later, when a sample is melted and the surface of the sample undergoes tensile deformation in the temperature range of 700 to 900°C during cooling at a cooling rate of 50°C/see or less, , the ductility decreases significantly.

これは通常の連続鋳造において、鋳片表層部温度が７０
０−９００℃になった際に溶鋼静圧とかロール間バルジ
ング曲げ矯正等により引張歪が加わった際に生ずる表面
割れの実態を忠実に再現しているものである。This means that in normal continuous casting, the surface temperature of the slab is 70
It faithfully reproduces the actual condition of surface cracks that occur when tensile strain is applied due to static pressure of molten steel or straightening of bulging bending between rolls when the temperature reaches 0-900°C.

さらに、７００〜９００℃域に生ずる脆化の原因はオー
ステナイト粒が粗大なこと、そのオーステナイト粒界に
すでにＮｂ（ＣＮ）等の析出が生じでいること、７００
〜９００℃範囲でこれらのオーステナイト粒界からフィ
ルム状初析フェライトが生成しており、これらの状態の
ところに引張応力が負荷されると、粒界割れが生じてし
まうためである。Furthermore, the cause of the embrittlement that occurs in the 700-900°C range is that the austenite grains are coarse, and that Nb (CN) etc. have already precipitated at the austenite grain boundaries.
This is because film-like pro-eutectoid ferrite is generated from these austenite grain boundaries in the range of ~900°C, and if tensile stress is applied to these conditions, intergranular cracks will occur.

しかしながら、本発明のごとく、１１００・〜９００℃
温度域において５〜１５％の範囲の塑性歪が加えられる
ような処理を１回以上加えると粒界割れは生じに（（な
り表面割れも著しく軽減される。However, as in the present invention, 1100-900℃
If a treatment that applies plastic strain in the range of 5 to 15% in a temperature range is applied one or more times, intergranular cracking will not occur (((and surface cracking will also be significantly reduced).

ここで述べる塑性歪の物理的意味は下記の如（である。The physical meaning of plastic strain described here is as follows.

外部応力負荷により導入される転位は１１００℃以上の
高温では転位の上昇運動等によって消滅してしまうが、
１１００〜９００℃間の温度域では導入された転位によ
りオーステナイト粒の再結晶が生じ、粒度の微細化につ
ながる。Dislocations introduced by external stress loading disappear at high temperatures of 1100°C or higher due to upward movement of dislocations, etc.
In the temperature range of 1100 to 900°C, the introduced dislocations cause recrystallization of austenite grains, leading to refinement of grain size.

他方一部の転位は粒内にあって、Ｎｂ（ＣＮ）等の析出
核トして作用し、粒界析出を抑制する効果をもつ。On the other hand, some dislocations are within the grains and act as precipitation nuclei of Nb (CN), etc., and have the effect of suppressing grain boundary precipitation.

１１００〜９００℃の範囲において５〜１５％の塑性歪
で導入される転位密度は３×ｌＯ〜５×１０１０個／ｃ
ｓｔ程度と考えられる。The dislocation density introduced at 5 to 15% plastic strain in the range of 1100 to 900°C is 3 x lO to 5 x 1010/c.
It is thought to be about st.

これらの範囲の転位を導入すると前述の効果が得られる
ことになる。When dislocations in these ranges are introduced, the above-mentioned effects can be obtained.

一回の塑性歪量が５多以下の場合には加ニー再結晶によ
る結晶粒の微細化効果が期待できない。If the amount of plastic strain at one time is less than 5, no effect of grain refinement by kneading recrystallization can be expected.

一方、１５係を越える塑性歪を加えた場合には、結晶粒
界に応力が集中しヱしまい、粒界割れを助長する危険性
もあり、かえつ℃鋳片の表面割れをひき起す結果となる
。On the other hand, if a plastic strain exceeding a factor of 15 is applied, stress will concentrate at the grain boundaries and there is a risk of promoting intergranular cracking, resulting in surface cracking of the slab. Become.

従って、本発明においては一回の塑性歪量を５−１５係
に限定した。Therefore, in the present invention, the amount of plastic strain at one time is limited to 5-15 times.

また塑性歪を繰返して複数回行う場合には一回の塑性歪
により導入された転位が回復し、再結晶した後天の加工
を行なう方がよい。In addition, when plastic strain is repeated multiple times, it is better to perform processing after the dislocations introduced by one plastic strain are recovered and recrystallized.

すなわち、加工を連続的に行なうと加工歪が集積して鋳
片表面割れ感受性を高めてしまう結果となるからである
。That is, if machining is performed continuously, machining strain accumulates, resulting in increased susceptibility to cracking on the slab surface.

本発明において鋳片に塑性歪を加える手段としては■鋳
片をガイドロール間を通過させる間にロールにより直接
的な応力負荷を加える方法、■硬ヵ１質微粒子を鋳片に
衝突させ、衝撃的な負荷を加える方法（所謂ジョンドプ
ラスト法等）、■レーザーパルスを鋳片表面に加える方
法等があり、実施例に示すようにいずれも有効である。In the present invention, the methods of applying plastic strain to the slab include: (1) applying stress directly to the slab while it passes between guide rolls; (2) impacting the slab with hard carbonaceous fine particles; There are methods such as applying a physical load (such as the so-called John de Plast method), and (2) applying a laser pulse to the surface of the slab. All of these methods are effective, as shown in the examples.

また超音波による衝撃波の負荷も接触子の開発がなされ
れば適用可能となろう。Furthermore, if a contactor is developed, it will become possible to apply a shock wave load caused by ultrasonic waves.

次に比較例および実施例により本発明の内容を具体的に
述べる。Next, the content of the present invention will be specifically described with reference to comparative examples and examples.

比較例 鋳片厚み２５０ｒｒａｎのスラブ（巾２２００ｍ）を彎
曲型連鋳機を用い、鋳造速度１ｍ／ｒＭＬ、注水比１、
ａ／Ｋｇで鋳造した際の凝固シェル厚み、および鋳片表
面温度の推移（計算値）を第１図に示す。Comparative Example A slab with a thickness of 250 rran (width 2200 m) was cast using a curved continuous casting machine, casting speed 1 m/rML, water injection ratio 1,
Fig. 1 shows the changes in solidified shell thickness and slab surface temperature (calculated values) when casting at a/Kg.

このような条件下で、第１表に示すような成分を有する
含Ｎｂ鋼Ａ、Ｂを鋳造した場合第６図に示す如（表面割
れが多発する。When Nb-containing steels A and B having the components shown in Table 1 are cast under these conditions, surface cracks occur frequently (as shown in FIG. 6).

実施例 ｌ 連続鋳造時の表面割れ感受性の評価を実験室規模で行な
った結果を示す。Example 1 The results of a laboratory-scale evaluation of surface crack susceptibility during continuous casting are shown.

すなわち、横型引張試験機を用い、通電加熱により１０
Ｉｒｒ１ｎＯの丸棒を溶融し、凝固途中ないしは凝固後
の任意の温度で圧縮ないしは引張変形を行なう。That is, using a horizontal tensile tester, 10
A round bar of Irr1nO is melted and subjected to compression or tensile deformation at an arbitrary temperature during or after solidification.

試料温度と応力負荷は予めセントしたプログラムにより
実機における連鋳スラブの表面冷却条件等に合わせるこ
とが出来る。The sample temperature and stress load can be adjusted to match the surface cooling conditions of the continuous casting slab in the actual machine using a pre-set program.

このような実験手法を用い、溶融−凝固−それに引き続
く冷却過程で単純に引張変形を行なった場合と所定の温
度で加ニー再結晶等を（り返した後、引張変形を行なっ
た場合を比較した（第２図）。Using such an experimental method, we compared the case where tensile deformation was simply performed during the melting-solidification-following cooling process and the case where tensile deformation was performed after kneading recrystallization etc. (repeated) at a predetermined temperature. (Figure 2).

実験にはＣ０，１５％、Ｓｉ ０．２％、 Ｍｎ １．
５％、Ｎｂ０．０３係、Ｖｏ、０４係、ＮＯ，００７０
係、Ａ／１，０．０３％の成分を含有する連鋳片を用い
た代表的な結果を第２表に示す。For the experiment, C0.15%, Si 0.2%, Mn 1.
5%, Nb0.03 section, Vo, 04 section, NO, 0070
Table 2 shows typical results using a continuously cast piece containing 0.03% of A/1.

第２表に示されるように、１１００〜９００℃温度域に
おいて５〜１５係の範囲の圧下を加えることにより、オ
ーステナイト粒度は微細化し、８００℃引張変形におけ
る断面収縮率は著しく改善される。As shown in Table 2, by applying a reduction in the range of 5 to 15 in the temperature range of 1100 to 900°C, the austenite grain size becomes finer and the cross-sectional shrinkage rate in tensile deformation at 800°C is significantly improved.

なお、連続的に圧下を加えた場合には、圧下時に割れて
しまいデータは得られなかった。In addition, when rolling was applied continuously, it cracked during rolling and no data could be obtained.

実施例 ２ 第１表に示す含Ｎｂ＠但圧０．１７％Ｃ，０，３６％Ｓ
ｉ 、１．４５％Ｍｎ、０．０１６％Ｐ、０．００３係
Ｓ、０．０３５係Ａｔ、０．０３係Ｎｂ％０．０４係Ｖ
、０．００２５チＮ〕を用い、第３図に示すような連続
鋳造装置により鋳造した。Example 2 Contains Nb shown in Table 1 @ pressure 0.17%C, 0.36%S
i, 1.45% Mn, 0.016% P, 0.003 coefficient S, 0.035 coefficient At, 0.03 coefficient Nb% 0.04 coefficient V
, 0.0025 inch N] using a continuous casting apparatus as shown in FIG.

第３図において、１は溶鋼、２はモールド、３は溶鋼が
凝固したシェル、４，４′〜５，５′はロール群、６，
６′は水冷ノズルである。In Fig. 3, 1 is molten steel, 2 is a mold, 3 is a shell of solidified molten steel, 4,4' to 5,5' are roll groups, 6,
6' is a water-cooled nozzle.

このような装置で鋳造するに際し、ロール４，４′〜５
，５′を用い５チづつ圧下を施した。When casting with such a device, rolls 4, 4' to 5
, 5' was used to reduce the pressure by 5 inches.

この場合、鋳片表層部≦５ｒＩｒＪｒｔの温度は１１０
０１０００℃範囲になるように鋳造速度と冷却水量を制
御した。In this case, the temperature of the surface layer of the slab ≦5rIrJrt is 110
The casting speed and amount of cooling water were controlled so that the temperature was within the range of 0.01000°C.

その結果は第６図に示すとおりで鋳片表面疵の発生が著
しく抑制され、無欠陥鋳片に近いものが得られた。The results are shown in FIG. 6, where the occurrence of defects on the surface of the slab was significantly suppressed, and a nearly defect-free slab was obtained.

実施例 ３ 第４図に示すような鋳造装置を用い、実施例２と同様の
成分の溶鋼１を１ ｍ／ＦＩＲで鋳造するに際して、モ
ールド出口直下から約１．５ｍの位置（鋳片サイズ２５
０ｒｒｒｍ厚、鋳片表面温度１１００−１０００℃）で
ショツトブラスト装置７，１′を用いて０．１−１．
Ｏｒｒａｎ直径の鉄粉を鋳片表面に衝撃的に負荷した。Example 3 Using a casting apparatus as shown in FIG. 4, when casting molten steel 1 with the same composition as in Example 2 at a rate of 1 m/FIR, a casting machine was cast at a position approximately 1.5 m from directly below the mold outlet (slab size 25
0rrrm thickness, slab surface temperature 1100-1000°C) using shot blasting equipment 7, 1' to 0.1-1.
Iron powder of Orran diameter was impact loaded onto the surface of the slab.

この際ショツトブラスト装置の能力は１ＯＨ）で約５０
に７のショットを６０〜７０ｍ／ｓｅｅで鋳片表面に投
射した。At this time, the capacity of the shot blasting device is approximately 50
7 shots were projected onto the slab surface at 60 to 70 m/see.

その結果、鋳片表層部において５・−１５チの塑性歪に
対応する転位が導入され、鋳片表層部において加ニー再
結晶が繰返し生じ結晶粒も微細化し、かつショットを負
荷した領域は負荷なしの領域に比べ表面疵発生率は約５
０係低減した。As a result, dislocations corresponding to plastic strain of 5.-15 inches are introduced in the surface layer of the slab, repeated recrystallization occurs in the surface layer of the slab, and the crystal grains become finer. The surface flaw occurrence rate is approximately 5% compared to the area without
The zero factor was reduced.

その結果を第６図に示す。なお第４図において４，４′
〜５，５′はガイドロール、６，６′は水冷ノズルであ
る。The results are shown in FIG. In addition, in Fig. 4, 4,4'
5 and 5' are guide rolls, and 6 and 6' are water-cooled nozzles.

実施例 ４ 第５図に示すような鋳造装置を用い、実施例２と同様の
成分の溶鋼１を１ｍ／ｒｒａｎで鋳造するに際してモー
ルド出口直下から約１．５ｍの位置（鋳片サイズ２５０
＃厚、鋳片表面温度１１００−１０００℃）ＫＩＭＷ’
−ＩＧＷ／ｃｒＡの範囲の出力、１〜１０回／分の発振
周期、パルス長（時定数）２０ｎｓｅ ｃ のパルスレ
ーザ−装置８，８′を設置し、鋳片表面温度が１１００
〜９５０℃の温度状態で１ＭＷ／ｃｒＡの出力で３回／
分の発振周期、パルス長２０ ｎ５ｅｃのパルスレーザ
−を鋳片の全面に走査照射した。Example 4 Using a casting apparatus as shown in FIG. 5, when casting molten steel 1 having the same composition as in Example 2 at a rate of 1 m/rran, a cast member was cast at a position approximately 1.5 m from directly below the mold outlet (slab size 250
#thickness, slab surface temperature 1100-1000℃) KIMW'
- Pulse laser devices 8 and 8' with an output in the range of IGW/crA, an oscillation cycle of 1 to 10 times/min, and a pulse length (time constant) of 20 nsec are installed, and the slab surface temperature is 1100.
3 times/with an output of 1MW/crA at a temperature of ~950℃
The entire surface of the slab was scanned and irradiated with a pulsed laser having an oscillation period of 1 minute and a pulse length of 20 n5 ec.

この場合鋳片表面にはｌＫ４／ｒｎｊｔ程度の圧力が負
荷されることになるが、これを塑性歪に換算すると約７
％の歪が負荷されることになり、その結果鋳片表層部は
再結晶を繰り返し粒度は微細化する。In this case, a pressure of approximately lK4/rnjt will be applied to the surface of the slab, which is converted into plastic strain of approximately 7
As a result, the surface layer of the slab undergoes repeated recrystallization and the grain size becomes finer.

そこでこれをレーザーを負荷しない領域と比較すると表
面疵は約４０係低減し、表面疵の深さも５桐以下になっ
ており極めて良好な結果となった。Comparing this with the area where the laser was not applied, the surface flaws were reduced by about 40 times and the depth of the surface flaws was 5 paulownia or less, which is an extremely good result.

結果を第６図に示す。なお、レーザーのパルス長を２０
０ ｎ５ｅｃ にすると鋳片表面層は一部溶融する。The results are shown in Figure 6. In addition, the laser pulse length is 20
When the temperature is set to 0 n5ec, the surface layer of the slab is partially melted.

従ってすでにモールド内部で発生した表面疵の補修も可
能である。Therefore, it is also possible to repair surface flaws that have already occurred inside the mold.

またレーザー装置は必ずしも鋳片表面上を走査するに限
る必要はなく、被数個のレーザー装置により鋳片の全面
を照射するようにしてもよい。Further, the laser device is not necessarily limited to scanning the surface of the slab, and several laser devices may be used to irradiate the entire surface of the slab.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図は、２５０ｍ厚の鋳片を１ ｍ ／ｕｎ、注水比
ＩＡ／Ｋｙで連続鋳造した際の凝固シェル厚み、鋳片表
面温度の推移（計算値）を示す図表、第２図は、実施例
１における溶融−凝固−引張シミュレーションプログラ
ムを示す図でＤは単純引張（比較例）、■は連続冷却中
の加工、■は恒温保持中の加工におけるプログラムを示
す、第３図−第５図は本発明法を実施する装置の実施例
を示す説明図（図中の番号は以下の部位を示す）、第６
図は鋳片表面割れ発生状況を示す図である。 １；溶鋼、２；モールド、３；凝固シェル、４゜４′お
よび５，５’；ロール、６ 、６／ ；水冷ノズル、γ
、γ′；ショットフラスト装置、８．８’：パルスレー
ザ−装置。Figure 1 is a chart showing the changes in solidified shell thickness and slab surface temperature (calculated values) when a 250 m thick slab was continuously cast at 1 m /un and water injection ratio IA/Ky. Figures 3 to 5 show the melting-solidification-tension simulation program in Example 1, where D is simple tension (comparative example), ■ is the program during processing during continuous cooling, and ■ is the program during processing during constant temperature maintenance. The figure is an explanatory diagram showing an embodiment of the apparatus for carrying out the method of the present invention (numbers in the figure indicate the following parts).
The figure shows the occurrence of cracks on the slab surface. 1; Molten steel, 2; Mold, 3; Solidified shell, 4゜4' and 5,5'; Roll, 6, 6/; Water-cooled nozzle, γ
, γ': Schottfrust device, 8.8': Pulse laser device.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １ 含Ｎｂ 、Ｖ鋼の連続鋳造において、鋳片表層部温
度が１１００〜９００℃の範囲で、鋳片表層部に５・〜
１５チの範囲の塑性歪または実効的に５〜１５チの範囲
の塑性歪を加えるに等しい処理を少（とも−回収上加え
ることによりオーステナイト粒度をＡＳＴＭＡ、３以上
（粒径０．１喘以下）に微細化すると同時にＮｂ（ＣＮ
）、Ｖ（ＣＮ）の粒界析出を抑制することにより、オー
ステナイト粒界からのフィルム状初析フェライトの核生
成を防止することを特徴とする含Ｎｂ、Ｖ鋼鋳片の表面
割れを軽減する方法。 ２ 塑性歪を加える手段としてロールによる圧下を加え
ることを特徴とする特許請求の範囲１記載の方法。 ３ 塑性歪を加える手段として鋳片表面に微粒子を衝突
させることを特徴とする特許請求の範囲１記載の方法。 ４ 塑性歪を加える手段としてレーザーパルスを鋳片表
面に加えることを特徴とする特許請求の範囲１記載の方
法。[Claims] 1. In continuous casting of Nb-containing V steel, when the temperature of the surface layer of the slab is in the range of 1100 to 900°C, 5.
Plastic strain in the range of 15 inches or a treatment equivalent to effectively applying a plastic strain in the range of 5 to 15 inches is applied to increase the austenite grain size to ASTMA, 3 or more (grain size 0.1 mm or less). ) at the same time as Nb (CN
), suppressing grain boundary precipitation of V(CN) to reduce surface cracking of Nb-containing steel slabs characterized by preventing nucleation of film-like pro-eutectoid ferrite from austenite grain boundaries. Method. 2. The method according to claim 1, characterized in that rolling reduction by rolls is applied as means for applying plastic strain. 3. The method according to claim 1, characterized in that fine particles are caused to collide with the surface of the slab as a means for applying plastic strain. 4. The method according to claim 1, characterized in that a laser pulse is applied to the surface of the slab as a means for applying plastic strain.