JPS6363559A - 連続鋳造鋼片の熱間割れ防止方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、連続鋳造によって製造された鋳ハを熱間圧
延する際に生じがちな、オーステナイト粒界に沿って伝
播する表面疵を抑制し、表面性状の良好な熱間加工鋼材
を安定して製造する方法に関するものである。

〈背景技術〉 近年、鉄鋼の製造に当たっては、車直型若しくは湾曲型
の連続鋳造機を使用した連続鋳造１−稈が不可欠なもの
となっているが、このような連続鋳造法によってブルー
ムやスラブ等の鋳片を製造しようとすると、その鋳造の
途中で鋳片に加わる熱応力や曲げ応力によって表面疵（
表面割れ）が発生し、これを熱間直送圧延（連続鋳造で
得た鋳片を加熱することなく直ちに実施する圧延）又は
ホットチャージ圧延（連続鋳造で得た鋳片を室温にまで
冷却することなく再加熱して実施する圧延）しようとす
ると、前記表面疵がそのまま圧延工程にまで持ち来たさ
れて割れ疵が一層助長されると言う不都合があり、また
連続鋳造鋳片に通常の熱間加工（一旦常温にまで冷却し
た鋳片を再加熱して行う熱間鍛造や熱間圧延）を施す場
合でも表面ｈ↑Ｅを発４ｒＬ易いと言う問題が目立ち、
表面性状の良好な熱間加工鋼材を製造する上で大きな障
害となっていた。

ところで、上述のような表面疵の発生状況を調査してみ
るといずれもオーステナイト（γ）粒界の割れを伴って
起きることが観察されることから、従来、前記表面疵の
発生原因の１つとして「鋳片の凝固・冷却中にオーステ
ナイト（Ｔ）粒界へ析出又は偏析する炭化物や窒化物（
ＮｂＣ１＾ｎＮ等）、（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓ等の硫化物、並
びにＰやＳ等の不純物元素が結晶粒界の脆弱化を招く−
１ことが挙げられるようになり、表面疵（割れ）の発生
頻度は、上記の如き析出物や偏析を生しさせる元素の含
有量に大きく影響されることが知られるようになってき
た。

そこで、このような元素の含有量を制御することによっ
て鋳片の表面疵防止を図る試みもなされたが、この場合
には、製品の品質（特性）確保やコスト面で限界がある
上、化学成分の調整基準が今一つ明確でなく、従って化
学成分の調整のみでは十分に満足できる効果を挙げ得な
かったのである。

一方、かかる鋳片表面疵の発生頻度は、第１図で示され
るように鋳片のＣ含有量に大きく依存すると言う事実も
あるが、その原因は未だに不明であり、これに対する何
らの方策も見つからないこともあって、結局はこのよう
なＣ含有用領域を避けて操業が行われることすらあった
。

しかしながら、第１図にみられるような表面疵発生頻度
が急激に高くなる領域は必ずしも一定していないで、鋼
種によってもバラツキがあり、特に低合金鋼の場合には
Ｃ含有量から推し量れないような思いがけない成分組成
領域で表面きず発生頻度が極端に高くなることが多く、
しばしば、操業上極めて不都合な結果を招く事態がもた
らされていたのである。

従って、従来一般に実施されている表面疵防止対策は、
オシレーションマークを浅＜シたり、凝固シェルに作用
する熱応力を軽減したりするために鋳片の冷却速度を小
さくすると言った不十分なものでしかなかった。

このようなことから、鋼の連続鋳造や、これに次いで実
施される熱間圧延において鋳片表面に割れ疵が発生する
のを確実に防止し、表面性状の良好な熱間加工鋼材を工
業的に量産し得る手段の出現が強く望まれているのが現
状であった。

く研究によって明らかとなった事項〉 本発明者等は、上述のような観点から、連続鋳造によっ
て製造される鋼鋳片の鋳造途中におりる表面疵発生や、
連続鋳造鋳片を熱間加」°する際に起こりがちな表面疵
の発生を確実に防１１−する実施容易な手段を見出すべ
く、そのためには、第１図で示したような特定Ｃ含有量
領域近傍での表面疵発生頻度急増の原因解明が不可欠で
あるとの考えの下に種々の実験・研究を重ねたところ、
次に示すような知見を得たのである。即ち、 （ａ）　　連続鋳造鋳片の結晶粒界割れは、従来言われ
ていたように、結晶粒界に析出又は偏析する炭化物、窒
化物、硫化物或いは不純物等に係る元素の含有量に影響
されることもさることながら、これらの析出や偏析密度
を左右するオーステナイト（γ）粒の粒度に大きく影響
され、凝固・冷却中のオーステナイト（γ）粒の粗大化
は鋳片の粒界割れを著しく助長すること。

（ｂｌ　　凝固・冷却中の炭素鋼鋳片のオーステナイト
（Ｔ）粒粗大化の程度はそのＣ含有量の変化によって大
きく変わり、それもＣ含有量との中なる比例的関係を維
持しながら変化するわけではなく、第２図で示されるよ
うに、前述した表面疵を発生し易いＣ含有量領域で急激
に著しくなると言う挙動を示すこと（因に、第２図はＦ
ｅ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５℃／ｓｅｃと
したときの、Ｃ含有量とオーステナイト粒径との関係を
示す曲線である）。

ｆｃ）　　これらの結果と、「凝固・冷却中のオーステ
ナイト（γ）粒の粗大化は、オーステナイト単相となっ
てから急激に起こり、しかも温度が高いほどその傾向が
著しい」と言う実験による確認事項とからみて、凝固・
冷却中の炭素鋼鋳片は、同一冷却条件下であると、必然
的に、第３図で示されるＦｅ−Ｃ系平衡状態図からも明
らかな“オーステナイト単相化温度が最も高い組成のも
の”、即ら“包晶点組成（Ｆｅ−Ｃ系では０．１８重量
％Ｃ）のもの”が最も粗大なオーステナイト（Ｔ）粒を
呈するようになり（因に、第３図中の破線は第２図で示
したオーステナイト粒粗大化挙動を表わす）、従って熱
間割れ感受性もこの付近のものが急激に高くなると結論
されること。

ｆｄ）　　ところで、第２図で示されるオーステナイト
（Ｔ）粒径粗大化挙動と第１図で示される鋳片表面疵発
生頻度傾向とは必ずしも合致し７ていない。

しかしながら、これは、第２図が純粋なＦｅ−Ｃ系での
実験結果であるのに対して第１図は実用鋼１の場合のデ
ータであると言う相違に起因するものであり、Ｃ以外の
含有元素（合金元素等）の影響によって包晶点がずれて
いるからに他ならないこと。

（ｅ）シかも、鋼中に含有されるＣ以外の元素の種類に
よっては、鋼の熱間割れ感受性が一層鋭敏化し、鋳片表
面疵の増大を招く恐れがあること。

（ｆ）　　従って、鋳片の熱間割れ感受性をｉ＋Ｆ価す
る場合には、Ｃ含有量のみでなく、合金元素の影響をも
含めたＣ当量（Ｃｐ　）を指標にする必要があること。

（ｇｌ　　状態図的な検討から鋼の包晶点に影響を及ぼ
すと考えられる元素として、Ｃ，、Ｍｎ、　Ｎｉ、Ｃｏ
及びＮが挙げられ、Ｃ当量（Ｃｐ）は次代で整理される
こと（なお、以下、成分割合を表わず％は車量％とする
）。即ち、 （ｈ）　　状態図的検討によって得られた上記式は実際
と良く合致しており、これに基づいて鋳片の熱間割れ感
受性を極めて的確に評価できること。

第４図は、これを確認するために本発明者等が実施した
実験結果を示すものであり、第１表に示される成分組成
内の合計５０種類の鋼から採取した小片をアルミするつ
ぼ中で再溶解した後、冷却速度：５℃／ｓｅｃで冷却し
、そのオーステナイト粒径を測定して上記式で算出され
るＣｐ値により整理したグラフである。

この第４図からも明らかなように、オーステナイト（γ
）粒径はＣｐ値で良く整理され、Ｃｐ値が０．１８で最
大値をとることがわかる。

（１）上記の如くにオーステナイ）　（Ｔ）粒径がＣｐ
（ａに左右される理由は、オーステナイト単相化温度（
Ｔγ）がＣｐ値の変化に追随して同様傾向で変化し、該
値により決定されるからであり、例えばＣｐ４Ｆｉが特
定の４Ｆｔ（０，１８、即ち包晶点）のときにオーステ
ナイト（γ）粒径が最大値となるのは、該Ｃｐ値のとき
にオーステナイト単相化温度（ＴＴ）が最も高くなって
冷却過程でのオーステナイト（γ）粒成長期間も最長と
なり、本１１人化の機会が十分に与えられるからである
こと。

このことは、先に示した第３図からも１１？測されるこ
とではあるが、次に示す第５図を参照されたい。

第５図は、第１表に示される成分組成内の合計７０種類
の鋼から採取した小片を゛アルミするつぼ中で再溶解し
た後、冷却速度二０．１℃／ｓｅｃ、　２．０”Ｃ／ｓ
ｅｃ及び１０℃／ｓｅｃで冷却し、そのオーステナイト
単相化温度（ＴＴ）を測定して前記式で算出されるｃｐ
値により整理したグラフであるが、この第５図からも明
らかな如く、冷却速度が０．１’Ｃ／ｓｅｃ以下ではオ
ーステナイト１ｉｌ−相比温度（ＴＴ）はＣｐ値によっ
て良く整理されて次式のように表され、Ｃｐ値が０．１
８で最大値をとることが分かる。

Ｔ７＝ＡＣ＋１十Ｂ （Ｊｌ　　また一方、同一組成鋼を凝固・冷却した場合
の鋳片のオーステナイト（γ）粒径は、Ｃｐ値（即ちＴ
γ”）に影響されることもさるごとなから高温領域での
冷却速度に大きく左右され、特にオーステナイト単相化
温度（′「γ）から約１０００℃に至るまでの温度領域
における冷却速度によ−。

てほぼ決定されてしまうこと。

第６図は、各種Ｃ含有量の炭素鋼を溶解してから冷却速
度：　０．２８℃／ｓｅｃで冷却するとともに、その途
中から水焼入れして組織を固定したものについて、該水
焼入れ温度とオーステナイＩ（ｒ）粒径との関係をプロ
ットしたグラフである。また、第７図はＴｒ面前後組織
の一例であり、０．１５％Ｃ−１，４８％Ｍｎ鋼を０．
１℃／ｓｅｃで冷却した場合の顕微鏡組織を示したもの
であって、第７図（ａ）は１４７０’Ｃ（Ｔγ→−５℃
）から水焼入れしたもの、そして第７図（ｂ）は１４６
０℃（ＴＴ−５℃）から水焼入れしたものをそれぞれ示
しているが、この図からはＴｒ面直後ら１粒が急激に粗
大化し始めることが分かる。更に、第６図及び第７図か
ら、急冷がオーステナイト（ｒ）粒成長に大きく影響す
るのは極く高い温度域、特にオーステナイト単相化温度
（ＴＴ）から１０００℃までの温度域に限られ、それよ
りも低い温度域では急冷の影響はそれほど顕著でなくな
ることが明らかである。

加えて第８図を参照されたい。第８図は、第１表に示さ
れる成分組成内の合計３０種の鋼についてオーステナイ
ト単相化温度（Ｔｒ）以降の冷却速度を種々に変え、１
０００℃に到達後急冷してその組織を固定したもののオ
ーステナイト（ｒ）粒径を前記冷却速度で整理して表し
たグラフである。この第８図からは、オーステナイト単
相化温度（ＴＴ）が最も高くてオーステナイト粒が粗大
化し易い包晶組成ｃｃｐ　＝０．１１＋）の鋼であった
としても、オーステナイト単相化温度（ＴＴ）以降の冷
却速度を大きくしてやればオーステナイ１−（ｒ）粒の
粗大化を防止できることが分かる。

（ｋｌ　　ところで、連続鋳造途中の鋳片の表面割れ傾
向や、連続鋳造に引き続いて行われる熱間直送圧延又は
ホットチャージ圧延での鋼片の表面割れ傾向は、連続鋳
造鋼片表層部（表面から３　ｖａｎ程度、多くとも１０
　ｍＷ　）の割れ感受性によって決まってくること。

（１１従って、包晶組成付近の鋳片であってもオーステ
ナイト単相化温度（ＴＴ）以降の表層部冷却速度を大き
くすると、該表層部におけるオーステナイト粒の粗大化
が抑制されてφ位体積当たりの結晶粒界面積の大きい細
結晶粒組織が得られるようになり、このため結晶粒界に
集まる析出物や偏析の密度が低くなって割れ感受性が緩
和されるとともに靭性も高くなるので、前記表面割れの
恐れが払拭されてしまうこと。

（ｍｌ　　このようなことから、連続鋳造によって製造
される鋳片の鋳造途中における表面ＴＭ（割れ）発生や
、連続鋳造鋳片を熱間圧延する際の表面疵（割れ）発生
傾向の強い鋼種を前記式（Ｃｐ値を算出する式）によっ
て簡単・確実に予測することが可能であり、また、これ
らの鋼種についても、鋳片の表層部がＴｒ以上の温度で
ある間に表層部の冷却速度：１０℃／ｓｅｃ以上で急冷
処理することにより表面疵発生を安定して抑えることが
可能であること。

（ｎｌ　　ところで、垂直型又は湾曲型連続鋳造機に使
用されている通常の鋳型（長さが７００〜９００璽爾か
それ以−ト）では、溶鋼メニスカス近傍でこそ凝固シェ
ルと鋳型壁とが溶融パウダーを介して密着した状態の凝
固が進行し十分な冷却速度が確保されるものの、それよ
り下方になると溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に伴う
収縮とで鋳片は鋳型壁面から離れ鋳型の抜熱作用を損な
うエアーギヤノブを生じるようになって著しい冷却遅れ
が生じるので、［１記のような早い時期での高冷却速度
の確保は不可能であると言う問題があり、また、寸法の
短い鋳型を使用して鋳型内は極く薄い鋳片表面凝固層の
みを形成し、鋳型下端から早めに引き抜いた鋳片に冷却
媒体を吹き付けることで高温度域での冷却速度を高める
と言う手段を試みると鋳片のブレークアウトが起きる危
険が極めて高かったが、鋼の連続鋳造用両端開放鋳型と
して、第９図に示されるように鋳型１の上部内壁面２に
鋳片表層部温度測定用の検温センナ−３と冷却媒体吹き
込み用ノズル孔４とを配設し、かつ該上部内壁面２の上
方に冷却媒体吸引用導通孔６を設けることにより下部内
壁面に達した鋳片表層部の温度が先に述べた適正な範囲
（“１゛γ”以１−の急冷効果が期待できる範囲）であ
るか否かを検温センサー３にて検知するとともに、適正
温度域にある鋳片表層部を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で冷却できるように検温センサー３を通じて冷却媒体
吹き込み用ノズル孔４からの冷却媒体吹き込み噌を調節
し得るようにし、かつ、吹き込まれた冷却媒体が鋳型ｌ
の上部内壁面５と溶鋼７のメニスカス８との間に間隙を
作ってそこからｌ−力に吹き抜け、メニスカス８近傍の
冷却を不安定化するのを冷却媒体吸引用導通孔６からの
スムーズな排出により確実に防止できるようにしたもの
を使用すると（なお、第９図において符号９は凝固シェ
ルを、符号１０は冷却水通路を、そして符号１１は冷却
水スプレーノズルをそれぞれ示す）鋳片ブレークアウト
による危険を確実に回避しつつ鋳込まれた溶鋼の高温で
の高い冷却速度を容易に確保することが可能となり、鋳
片表層部をＴ１以上の温度から１０℃／ｓｅｃ以−ヒの
冷却速度で冷却すると言う条件を安定して達成できるよ
うになること。

即し、第９図において、鋳型１中に溶鋼７が鋳込まれと
まず鋳型の上部内壁面５の抜熱作用によって極く薄い凝
固シェルが形成されるが、この上部内壁面５の長さを例
えば　５００ｆｌ程度（メニスカス下の長さ：３００ｍ
程度）と極く短かくしてお（と、鋳片の凝固シェルが形
成されたばかりの部分は直ちに下部内壁面２の位置にま
で降下されることとなり、冷却媒体吹き込み用ノズル孔
４から吹き込まれて冷却媒体吸引用導通孔６へと還　Ｃ 流する冷却媒体（例えばＨｅガス等）によって効率良く
冷却されるので、従来の両端開放鋳型におけるような、
“凝固や冷却による収縮のために凝固シェル面が鋳型内
壁面から離れて両面間に空気層を形成し、これによって
冷却遅れを生じる°と言う不都合を来たすことがなく、
しかも、検温センサー３により急冷開始鋳片の表層部温
度を正値に確認することができる上、冷却速度の調整も
容易となり、従って鋳片表層部の高温度域における高い
冷却速度が安定に確保されるのである。また、このよう
な鋳型であれば所望厚の凝固シェルが形成されるまでの
鋳片部分を鋳型内に止めておくことができるので、ブレ
ークアマシトによる危険が牛しることもない。なお、冷
却媒体吹き込み用ノズル孔４から吹き込む冷却媒体とし
−ζは、１１（・ガス等の冷却ガスのほか、これらと水
との？Ｉｉ合ガス等を採用することもできる。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 鋼の連続鋳造に際し、両端開放鋳型内で溶鋼から鋳片表
層部を形成した後、該鋳片表層部をオーステナイト単相
化温度以上から１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
ることにより、表面疵がなくしかも表面割れ感受性の低
い連続鋳造鋳片を鋼種に影響されることなく安定して量
産し得るようにし、以て連続鋳造鋳片の熱間直送圧延又
はホントチャージ圧延時の熱間割れを抑制して表面疵の
発生を防止するのをも可能とした点、 に特徴を有するものである。

ここで、「鋳片表層部」とは、鋳片の表面から３１１程
度、多くともＩｏｎ程度までを指すものである。

そして、この発明の方法は鋼種を問わずに適用できるこ
とは勿論であるが、得られる効果の点からすればＣ：０
．７％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｕ：
２％以下及びＮ：０．５％以下で、更に必要によりＣｒ
：３％以下、Ｎｂ　：　０．５％以下、■二０．５％以
下、Ｔｉ　：　０．５％以下、へｊ！：Ｑ、１％以下及
びＳｉ：３％以下のうちの１種以上をも含み、かつ、式 で算出されるＣａＯ値が０．６を下回る低合金鋼（通常
の不可避不純物が含まれていても何ら影響を受けない）
を対象としたときに特に著しい。

なお、この発明において、溶鋼から形成された直後の鋳
片表層部の冷却条件を、特に［オーステナイト単相化温
度以上から１０℃／ｓａｃ、以上の冷却速度で冷却する
」と限定した理由を以下に説明する。

即ち、先に指摘した第６〜７図からも明らかなように、
鋳型内で凝固を始めて形成された鋳片表層部の温度がＴ
γ以下になるとγ粒の粗大化傾向が著しく顕著化するが
、このときに該鋳片表層部を特定の速い冷却速度で冷却
するとオーステリーイト（γ）粒の粗大化が抑制され、
鋳片表面疵の発生を十分に抑えることができる。ところ
が、この際の冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満であるとオ
ーステナイ１−Ｄ）粒の粗大化抑制効果が不十分となり
、割れ感受性の低い鋳片を安定して得ることができなく
なる。従って、溶鋼から凝固・形成された直後の鋳片表
層部の冷却条件は、［オーステナイト単相化温度以上か
ら１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する」と定めた
。なお、第８図は、先にも説明したように鋳片表層部の
温度がＴγを切ってからの冷却速度とオーステナイト（
Ｔ）粒との関係を示した線図であるが、この第８図から
も、前記冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上であれば十分な
オーステナイト粒粗大化抑制効果を得られるのに対して
、該冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満であると鋳片表層部
のオーステナイト粒が粗大化傾向を見せ、オーステナイ
ト粒界破壊を伴う鋳片表面疵の多発を招くようになるこ
とが明らかである。

また、先にも述べたように従来の垂直型又は湾曲型連続
鋳造機の鋳型では高温度域における鋳片表層部の冷却速
度を１０℃／ｓｅｃ以上とすることは不可能であるが、
第９図に示す如き、内壁部に鋳片表層部の温度を測定で
きるセンサーと冷却媒体噴出ノズル（センサーの間に配
置され、冷却媒体噴出の調整が可能）をそれぞれ複数個
備えた両端開放鋳型を使用するか、或いは、両端開放鋳
型の長さを短かくすると共に、出口での鋳片表層部温度
がＴｒ以トとなるように鋳片の引き抜き速度を調整した
上で鋳型直下で鋳片に冷却媒体を吹き付ける方法を採用
する等の手段により、前記冷却速度の確保は十分に可能
となる。

次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら具
体的に説明する。

〈実施例〉 実施例　１ 第２表に示されるところの、熱間圧延時に割れを生じ易
い成分組成であるＡ鋼を溶解し、実用の湾曲型連続鋳造
機（湾曲半径：１２．５ｍ）によって断面寸法が２５０
ｍＸ１２００■ｌのスラブを次の２つの条件で製造し、
その表面疵発生状況を観察した。

■　本発明の方法に従った条件（本発明例）第９図で示
されるような、内壁部に鋳片表層部の温度を測定できる
センサーと冷却媒体噴出ノズルとをそれぞれ複数個備え
た両端開放鋳型（形状と寸法は第３表に示す）を使用し
、鋳片表層部の第　　　３　　　表 温度がＴｒに近いことを感知したセンサーよりも上部位
置にあるノズルからの冷却媒体噴出量を多くすることに
よって該鋳片表層部の冷却速度を１０’Ｃ／ｓｅｃ以上
に調整する。

■　従来法通りの条件（比較例） 従来通りの両端開放鋳型を使用し、鋳型を出た後の鋳片
に対しては通常の水スプレー冷却を実施する。

なお、このときの鋳片表面の冷却速度をδ−デンドライ
トのアーム間隔により確認したが、その結果を第１０図
に示す。

さて、鋳片表面疵の目視評価は表面温度二８５０℃でス
ラブ矯正点を通過した後の鋳片について実施したが、本
発明法によって得られたスラブは表面疵の発生が全く認
められなかったのに対して、比較法では表面疵の多発が
観察された。

実施例　２ 第２表に示されるところの、連続鋳造鋳片には表面疵が
発生しにくいもののその後の熱間圧廷時に割れを生じ易
い成分組成である１３鋼を溶解し、実施例１における条
件と同様の本発明法と比較法とで連続鋳造して断面寸法
が２５０ｍＸ１２００−１のスラブを製造した。

この時の鋳片表面の冷却速度を、得られたスラブから採
取した試料のδ−デンドライトのアーム間隔によって確
認したが、その結果は第１１図に示す通りであり、また
表面温度：９５０℃でスラブ矯正点を通過した鋳片につ
いて表面性状の観察を行ったが、何れのスラブにも表面
疵は認められなかった。

続いて、前記スラブ矯正点を通過した鋳片を切断し、約
９００℃の温度にてそのまま１２５ｍｍ厚にまで５パス
での圧延を実施したところ、本発明法によって得られた
スラブには疵の発生が全く認められなかったのに対して
、比較法によるスラブには割れ疵が多発することが観察
された。

以上に説明した如く、この発明によれば、連続鋳造途中
や、これに続く熱間直送圧延又はホットチャージ圧延中
に割れ疵を発生し易い鋼種を用いても、それらのトラブ
ルを生じることなく所望製品の製造を実施することが可
能となるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる
のである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ含有量と鋳片表面疵発仕Ｗ度との関係を示
すグラフ、 第２図は、Ｆｅ−Ｃ系鋼のＣ含有量とオーステナイト粒
径との関係を示すグラフ、 第３図は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図、 第４図は、綱のＣｐ値とオーステナイト粒径との関係を
示すグラフ、 第５図は、鋼のＣｐ値とオーステナイｌ相化温度（Ｔｒ
）との関係を示すグラフ、 第６図は、冷却途中の各種Ｃ含有量の炭素鋼を種々の温
度にて水焼入れして組織を固定した際の、水焼入れ温度
とオーステナイト粒径との関係を示すグラフ、 第７図は、オーステナイト単相化温度（’ｌ’ｒ）の前
後における組織変化を比較した顕微鏡写真図であり、第
７図（ａ）は１４７０℃（Ｔｒ＋５℃）から水焼入れし
た状態を、そして第７図（ｂｌは１４６０℃（Ｔγ−５
℃）から水焼入れした状態をそれぞれ示すもの、 第８図は、鋼のオーステナイト単相化温度以降の冷却速
度とオーステナイト粒径との関係を示すグラフ、 第９図は、本発明の方法を実施するのに好適な鋳型を使
用した連続鋳造の状況を示す模式図、第１０図並びに第
１１図は、それぞれ実施例１及び２において得られた鋳
片の、鋳片表面からの距離と冷却速度との関係を示した
グラフである。 図面において、 １・・・鋳型、　　　　　　　２・・・下部内壁面、３
・・・検温センサー、 ４・・・冷却媒体吹き込み用ノズル孔、５・・・上部内
壁面、 ６・・・冷却媒体吸引用導通孔、 ７・・・溶鋼、　　　　　　　８・・・メニスカス、９
・・・凝固シェル、　　　１０・・・冷却水通路、１１
・・・冷却水スプレーノズル。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 両端開放鋳型内で溶鋼から鋳片表層部を形成した後、該
   鋳片表層部をオーステナイト単相化温度以上から１０℃
   ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、
   連続鋳造鋼片の熱間割れ防止方法。