JP2637004B2 - 低炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法 - Google Patents
低炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法Info
- Publication number
- JP2637004B2 JP2637004B2 JP4034647A JP3464792A JP2637004B2 JP 2637004 B2 JP2637004 B2 JP 2637004B2 JP 4034647 A JP4034647 A JP 4034647A JP 3464792 A JP3464792 A JP 3464792A JP 2637004 B2 JP2637004 B2 JP 2637004B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- temperature
- mold
- carbon steel
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Investigating Or Analyzing Materials Using Thermal Means (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は炭素含有量が０.０１〜
０.０８重量％（以下％と略する）のいわゆる低炭素鋼
に使用する連続鋳造用パウダーの評価方法に関するもの
であって、見通しよく鋳片表面に縦割れのない鋳片を得
るための連続鋳造用パウダー（以下パウダーと略する）
を設計するためのものである。
０.０８重量％（以下％と略する）のいわゆる低炭素鋼
に使用する連続鋳造用パウダーの評価方法に関するもの
であって、見通しよく鋳片表面に縦割れのない鋳片を得
るための連続鋳造用パウダー（以下パウダーと略する）
を設計するためのものである。
【０００２】
【従来の技術】炭素含有量が０.０１〜０.０８重量％の
低炭素鋼は、自動車用板材などとして使用されるため鋳
片の表面品質に対する要求が高い上、その連続鋳造は通
常極めて高い生産性を要求されるため、いわゆる中炭素
鋼程敏感ではないものの、度々鋳片の表面縦割れやブレ
ークアウトが発生する。
低炭素鋼は、自動車用板材などとして使用されるため鋳
片の表面品質に対する要求が高い上、その連続鋳造は通
常極めて高い生産性を要求されるため、いわゆる中炭素
鋼程敏感ではないものの、度々鋳片の表面縦割れやブレ
ークアウトが発生する。
【０００３】このような表面縦割れやブレークアウトが
発生する場合には、鋳型内抜熱および潤滑状況が不適切
である。すなわち鋳型内抜熱強度が高すぎる時には凝固
シェルに生じる熱応力が大きいため、鋳型内抜熱強度が
低すぎる場合には凝固シェルが薄くその強度が低いため
であると考えられている。またパウダーの流入が阻害さ
れ、いわゆるパウダー切れが発生する場合には、凝固シ
ェルと鋳型間に多大な応力が発生し、凝固シェルは破断
に至る。
発生する場合には、鋳型内抜熱および潤滑状況が不適切
である。すなわち鋳型内抜熱強度が高すぎる時には凝固
シェルに生じる熱応力が大きいため、鋳型内抜熱強度が
低すぎる場合には凝固シェルが薄くその強度が低いため
であると考えられている。またパウダーの流入が阻害さ
れ、いわゆるパウダー切れが発生する場合には、凝固シ
ェルと鋳型間に多大な応力が発生し、凝固シェルは破断
に至る。
【０００４】上記事態を回避するため、連続鋳造におい
て通常行われている方法は、適正なパウダーの使用であ
る。そのパウダーの選定に当たって、通常パウダーの潤
滑性の指標として用いられるのが、パウダーの粘性であ
り、そして冷却強度の指標として用いられるのが、パウ
ダーの凝固温度と呼ばれるものである。
て通常行われている方法は、適正なパウダーの使用であ
る。そのパウダーの選定に当たって、通常パウダーの潤
滑性の指標として用いられるのが、パウダーの粘性であ
り、そして冷却強度の指標として用いられるのが、パウ
ダーの凝固温度と呼ばれるものである。
【０００５】このパウダーの凝固温度は、一定温度に保
持した坩堝中において円筒を回転するなどして粘性を求
め、測定温度に対し粘性をプロットした図において、温
度の低下にともなって急激に粘性が高くなる温度とされ
ている。この急激な粘性の変化は温度の低下に伴いパウ
ダーが結晶化し、見掛けの粘性が高くなるためであると
考えられており、この凝固温度が高い場合にはパウダー
フィルム内の結晶相（固着相）厚みが厚いため鋳型−凝
固シェル間の熱抵抗が大きくなり、緩冷却が実現される
とされている。
持した坩堝中において円筒を回転するなどして粘性を求
め、測定温度に対し粘性をプロットした図において、温
度の低下にともなって急激に粘性が高くなる温度とされ
ている。この急激な粘性の変化は温度の低下に伴いパウ
ダーが結晶化し、見掛けの粘性が高くなるためであると
考えられており、この凝固温度が高い場合にはパウダー
フィルム内の結晶相（固着相）厚みが厚いため鋳型−凝
固シェル間の熱抵抗が大きくなり、緩冷却が実現される
とされている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従来技術による鋳型内
抜熱の指標、凝固温度は、たとえば中炭素鋼用に使用さ
れる緩冷却指向の高凝固温度パウダーと、低炭素鋼用の
強冷却指向のパウダーといった、大きく抜熱強度の異な
るパウダーを比較する上では有用であった。しかしなが
ら最近の鋳片表面疵の厳格化に伴い、抜熱強度の場所的
・時間的ばらつきの最小化、あるいは精度のよい抜熱強
度のコントロールを行って行く必要のある現在では、指
標の精度が低く不十分である。この理由は粘性の変化に
より測定される凝固温度が、結晶の晶出の形態や結晶の
過冷能を再現できないからであり、このため必ずしも鋳
型内抜熱強度に大きな影響を与える、固着相の厚みを表
していないためである。
抜熱の指標、凝固温度は、たとえば中炭素鋼用に使用さ
れる緩冷却指向の高凝固温度パウダーと、低炭素鋼用の
強冷却指向のパウダーといった、大きく抜熱強度の異な
るパウダーを比較する上では有用であった。しかしなが
ら最近の鋳片表面疵の厳格化に伴い、抜熱強度の場所的
・時間的ばらつきの最小化、あるいは精度のよい抜熱強
度のコントロールを行って行く必要のある現在では、指
標の精度が低く不十分である。この理由は粘性の変化に
より測定される凝固温度が、結晶の晶出の形態や結晶の
過冷能を再現できないからであり、このため必ずしも鋳
型内抜熱強度に大きな影響を与える、固着相の厚みを表
していないためである。
【０００７】さらにまた、低炭材のほとんどは転炉精錬
後にアルミニウムにより脱酸される、いわゆる低炭アル
ミキルド鋼であるため、湯面において溶鋼中のアルミニ
ウムがパウダー中のＳｉＯ2分を還元したり、浮上した
Ａｌ2Ｏ3介在物がパウダー中に取り込まれたりすること
によりパウダー成分が大きく変化する。このため同じよ
うな成分を持ち、かつ同じ凝固温度を持つパウダーを、
同一の鋳造条件において鋳造した場合において、必ずし
も同等の鋳型内抜熱強度が得られない場合が多い。
後にアルミニウムにより脱酸される、いわゆる低炭アル
ミキルド鋼であるため、湯面において溶鋼中のアルミニ
ウムがパウダー中のＳｉＯ2分を還元したり、浮上した
Ａｌ2Ｏ3介在物がパウダー中に取り込まれたりすること
によりパウダー成分が大きく変化する。このため同じよ
うな成分を持ち、かつ同じ凝固温度を持つパウダーを、
同一の鋳造条件において鋳造した場合において、必ずし
も同等の鋳型内抜熱強度が得られない場合が多い。
【０００８】結局このような理由から、パウダーの設計
・開発による鋳型内抜熱強度の合わせ込みは、ベースと
なるパウダーの化学成分を少量ずつ変化させ、実際に適
応してみるといった、いわゆる試行錯誤的なアプローチ
が主体であり、極めて効率が悪かった。また、試験時の
不測の事故を回避するという観点から、大きな成分変更
を伴うパウダーの変更試験は忌避されることが多く、思
い切ったパウダー変更ができないことが多かった。
・開発による鋳型内抜熱強度の合わせ込みは、ベースと
なるパウダーの化学成分を少量ずつ変化させ、実際に適
応してみるといった、いわゆる試行錯誤的なアプローチ
が主体であり、極めて効率が悪かった。また、試験時の
不測の事故を回避するという観点から、大きな成分変更
を伴うパウダーの変更試験は忌避されることが多く、思
い切ったパウダー変更ができないことが多かった。
【０００９】これに対し本発明は、鋳造中に得られると
考えられる凝固シェルと鋳型間に形成されるパウダーフ
ィルム中の固着相の厚みと、抜熱強度の大きさを指標化
することにより、連続鋳造鋳片の表面欠陥とブレークア
ウトを減少させることを目的として行う鋳型内抜熱強度
のコントロールを行うに当って、容易かつ確実に行う方
法を提供するためになされたものである。
考えられる凝固シェルと鋳型間に形成されるパウダーフ
ィルム中の固着相の厚みと、抜熱強度の大きさを指標化
することにより、連続鋳造鋳片の表面欠陥とブレークア
ウトを減少させることを目的として行う鋳型内抜熱強度
のコントロールを行うに当って、容易かつ確実に行う方
法を提供するためになされたものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低炭素鋼
用のパウダーの特性値、パウダーフィルム中の結晶組
織、鋳型内抜熱強度、そして鋳片表面縦割れとの関係に
ついて研究を重ねた結果、鋳型内抜熱強度とパウダー中
の結晶と溶融パウダーの界面温度とに良い相関があると
いう知見を得、この知見に基づいて本発明をなすに至っ
た。
用のパウダーの特性値、パウダーフィルム中の結晶組
織、鋳型内抜熱強度、そして鋳片表面縦割れとの関係に
ついて研究を重ねた結果、鋳型内抜熱強度とパウダー中
の結晶と溶融パウダーの界面温度とに良い相関があると
いう知見を得、この知見に基づいて本発明をなすに至っ
た。
【００１１】本発明は、低炭素鋼用のパウダーの変更に
よる鋳型内抜熱強度のコントロールに際し、例えば温度
勾配を持つ炉内において擬似的にパウダー結晶相と溶融
パウダーを共存せしめることによって、パウダー結晶相
と溶融パウダー界面温度を求め、それを評価指標として
見通し良くパウダー評価を行うことを特徴とするパウダ
ーの設計・評価方法である。
よる鋳型内抜熱強度のコントロールに際し、例えば温度
勾配を持つ炉内において擬似的にパウダー結晶相と溶融
パウダーを共存せしめることによって、パウダー結晶相
と溶融パウダー界面温度を求め、それを評価指標として
見通し良くパウダー評価を行うことを特徴とするパウダ
ーの設計・評価方法である。
【００１２】
【作用】以下、本発明を図面に基づいて説明する。
【００１３】図１は鋳型（１）内のパウダーの状況を示
す図である。湯面上方より供給されたパウダー（２）
は、溶鋼（５）より湯面（４）において供給される熱に
より溶融し、溶融プール（３）を形成する。溶融したパ
ウダーは鋳型（１）と凝固シェル（６）間に流入し、鋳
型側が固相、凝固シェル側が液相のパウダーフィルム
（８）を生成する。なお、顆粒パウダーの一部は熱によ
り焼結し、スラグベア（７）を形成する。
す図である。湯面上方より供給されたパウダー（２）
は、溶鋼（５）より湯面（４）において供給される熱に
より溶融し、溶融プール（３）を形成する。溶融したパ
ウダーは鋳型（１）と凝固シェル（６）間に流入し、鋳
型側が固相、凝固シェル側が液相のパウダーフィルム
（８）を生成する。なお、顆粒パウダーの一部は熱によ
り焼結し、スラグベア（７）を形成する。
【００１４】図２は鋳型−凝固シェル間より採取したパ
ウダーフィルム（８）である。パウダーフィルムは前述
したとおり鋳造中は固相（固着相）と液相（溶融相）に
よって成っているが、湯面を下げて採取したため、全て
固相になっている。しかしながらメニスカス近傍部
（９）より下方の部分（１０）において組織観察を行う
と、その境界を明確に知ることができる。
ウダーフィルム（８）である。パウダーフィルムは前述
したとおり鋳造中は固相（固着相）と液相（溶融相）に
よって成っているが、湯面を下げて採取したため、全て
固相になっている。しかしながらメニスカス近傍部
（９）より下方の部分（１０）において組織観察を行う
と、その境界を明確に知ることができる。
【００１５】固着相と溶融相との熱伝導は、固着相の方
が悪く、さらに通常固着相の厚みは溶融相よりも厚いた
め、鋳型内抜熱には固着相の厚みが支配的となる。又、
縦割れが凝固の初期段階において発生することからもわ
かる通り、メニスカス近傍の抜熱強度を制御するために
もこの部分での固着層厚みを制御することが重要であ
る。
が悪く、さらに通常固着相の厚みは溶融相よりも厚いた
め、鋳型内抜熱には固着相の厚みが支配的となる。又、
縦割れが凝固の初期段階において発生することからもわ
かる通り、メニスカス近傍の抜熱強度を制御するために
もこの部分での固着層厚みを制御することが重要であ
る。
【００１６】図３（ａ）は温度勾配を持つ炉（１１）で
あって、発熱体（１２）より熱を供給し、炉内において
擬似的にパウダー結晶相（１５）と溶融パウダー（１
６）を坩堝（１４）内において共存せしめ、パウダー結
晶相と溶融パウダー界面温度を求めるためのものであ
る。さらに図３（ｂ）はあらかじめ測定しておいた炉内
の温度分布である。炉は所定の温度勾配になるように出
力を調整し、その中にあらかじめ溶融パウダーを鋳込ん
だ坩堝を挿入し、一定時間保持する。保持時間は炉の出
力によって異なるが、試料温度が炉内温度に達し、実機
鋳型におけるパウダーフィルムの固着相及び溶融相とほ
ぼ同じ条件を再現するには１０〜３０分が適当である。
あって、発熱体（１２）より熱を供給し、炉内において
擬似的にパウダー結晶相（１５）と溶融パウダー（１
６）を坩堝（１４）内において共存せしめ、パウダー結
晶相と溶融パウダー界面温度を求めるためのものであ
る。さらに図３（ｂ）はあらかじめ測定しておいた炉内
の温度分布である。炉は所定の温度勾配になるように出
力を調整し、その中にあらかじめ溶融パウダーを鋳込ん
だ坩堝を挿入し、一定時間保持する。保持時間は炉の出
力によって異なるが、試料温度が炉内温度に達し、実機
鋳型におけるパウダーフィルムの固着相及び溶融相とほ
ぼ同じ条件を再現するには１０〜３０分が適当である。
【００１７】一定時間保持後に昇降装置（１３）にて試
料を引き出すか、あるいは炉を持ち上げて試料を急速に
冷却する。図４は図３の温度勾配を持つ炉内に保持した
坩堝内の試料の結晶相（１５）と溶融パウダー（１６）
の境界部の拡大断面組織であり、結晶粒界が直線的にな
り、粗大化した結晶部分（１７）と、結晶がデンドライ
ト状に成長している部分（１８）に分けられ、これはパ
ウダーフィルム内に観察される組織と同じものである。
料を引き出すか、あるいは炉を持ち上げて試料を急速に
冷却する。図４は図３の温度勾配を持つ炉内に保持した
坩堝内の試料の結晶相（１５）と溶融パウダー（１６）
の境界部の拡大断面組織であり、結晶粒界が直線的にな
り、粗大化した結晶部分（１７）と、結晶がデンドライ
ト状に成長している部分（１８）に分けられ、これはパ
ウダーフィルム内に観察される組織と同じものである。
【００１８】通常鋼の連続鋳造においては、Ｃ，ＳｉＯ
2，Ａｌ2Ｏ3，ＣａＯ，Ｎａ2Ｏ，Ｆ等を主成分としたパ
ウダーを使用する。このようなパウダーにおいては結晶
部分はカスピダインと呼ばれるＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｆを
主成分とするものであり、さらにその結晶粒間にはＡｌ
2Ｏ3，Ｎａ2Ｏ，ＳｉＯ2を主成分とする相が存在する。
2，Ａｌ2Ｏ3，ＣａＯ，Ｎａ2Ｏ，Ｆ等を主成分としたパ
ウダーを使用する。このようなパウダーにおいては結晶
部分はカスピダインと呼ばれるＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｆを
主成分とするものであり、さらにその結晶粒間にはＡｌ
2Ｏ3，Ｎａ2Ｏ，ＳｉＯ2を主成分とする相が存在する。
【００１９】パウダーフィルム中の結晶は溶融パウダー
から結晶化したものであり、さらに結晶間を埋める相は
パウダーの結晶化に伴い起きた溶質の再分配によるもの
である。結晶粒の大きさの差は、結晶化の際の冷却速度
と高温での保持時間の差に起因するものである。すなわ
ち結晶粒が大きく、粒界が直線的になっている部分は、
結晶化したのちに高温状態にさらされることによってお
こる粗大化に起因するものであり、一方デンドライト状
に成長した部分は冷却速度が大きかったことに起因する
もので、これはこの部分が上記の昇降装置の操作あるい
は炉体の引上げによって急速に冷され固まった部分であ
る。
から結晶化したものであり、さらに結晶間を埋める相は
パウダーの結晶化に伴い起きた溶質の再分配によるもの
である。結晶粒の大きさの差は、結晶化の際の冷却速度
と高温での保持時間の差に起因するものである。すなわ
ち結晶粒が大きく、粒界が直線的になっている部分は、
結晶化したのちに高温状態にさらされることによってお
こる粗大化に起因するものであり、一方デンドライト状
に成長した部分は冷却速度が大きかったことに起因する
もので、これはこの部分が上記の昇降装置の操作あるい
は炉体の引上げによって急速に冷され固まった部分であ
る。
【００２０】すなわちその二つの領域の間（１９）が結
晶と液相の界面であり、試料内の界面の位置および炉内
の温度分布から結晶と液相の界面温度を知ることが可能
となる。この界面温度は、実際の鋳造時に存在するパウ
ダーフィルムの固着相と溶融部分との界面の温度を表し
ているため、この温度が高い程鋳型内抜熱は緩くなる。
この指標をもとにパウダーを評価しながらパウダー設計
を行うことにより、鋳片表面に縦割れ発生が著しく少な
い鋳片を製造することが可能なパウダーを効率よく設計
することが可能となる。なお、ここでは界面温度を測定
する方法として上記の方法を採用したが、本願発明にお
いては、界面温度を測定することができれば、その測定
手段を選ぶものではない。
晶と液相の界面であり、試料内の界面の位置および炉内
の温度分布から結晶と液相の界面温度を知ることが可能
となる。この界面温度は、実際の鋳造時に存在するパウ
ダーフィルムの固着相と溶融部分との界面の温度を表し
ているため、この温度が高い程鋳型内抜熱は緩くなる。
この指標をもとにパウダーを評価しながらパウダー設計
を行うことにより、鋳片表面に縦割れ発生が著しく少な
い鋳片を製造することが可能なパウダーを効率よく設計
することが可能となる。なお、ここでは界面温度を測定
する方法として上記の方法を採用したが、本願発明にお
いては、界面温度を測定することができれば、その測定
手段を選ぶものではない。
【００２１】
【実施例】本発明に係る実施例を以下に説明する。実施
例および従来例に用いる低炭素鋼の成分を表１に示し、
実施例および従来例に用いた主なパウダーの成分を表２
に示す。以上の低炭素鋼およびパウダーの成分を用い、
次の条件で実際の連続鋳造機において鋳造を行った。鋳
型振動条件：ストローク６.８ｍｍ、オシレーションサ
イクル＝５５×Ｖｃ＋５０、引き抜き速度：０.９〜２.
０ｍ／ｍｉｎ、鋳片寸法：厚み２４０ｍｍ、幅１０００
〜２２００ｍｍ、タンディッシュ内溶鋼加熱度 １０〜
３０℃。
例および従来例に用いる低炭素鋼の成分を表１に示し、
実施例および従来例に用いた主なパウダーの成分を表２
に示す。以上の低炭素鋼およびパウダーの成分を用い、
次の条件で実際の連続鋳造機において鋳造を行った。鋳
型振動条件：ストローク６.８ｍｍ、オシレーションサ
イクル＝５５×Ｖｃ＋５０、引き抜き速度：０.９〜２.
０ｍ／ｍｉｎ、鋳片寸法：厚み２４０ｍｍ、幅１０００
〜２２００ｍｍ、タンディッシュ内溶鋼加熱度 １０〜
３０℃。
【００２２】以上の条件で試験鋳造を行い、パウダーの
選定を行った。なお使用したパウダーの１３００℃にお
ける粘性は２.０〜２.５ｐｏｉｓｅ，凝固温度は１０３
０〜１１７０℃であった。その際の界面温度と縦割れ発
生指数との関係を図５に示す。界面温度が１１００℃よ
りも低い場合（△）には割れの発生が多くなっている
が、これはパウダーフィルム中固着層が薄く、抜熱が高
かったため微細な縦割れや横割れが発生したものであ
り、また界面温度が１２００℃より高い場合には抜熱強
度が低すぎたために凝固シェル強度が不足したために縦
割れが発生したものである。
選定を行った。なお使用したパウダーの１３００℃にお
ける粘性は２.０〜２.５ｐｏｉｓｅ，凝固温度は１０３
０〜１１７０℃であった。その際の界面温度と縦割れ発
生指数との関係を図５に示す。界面温度が１１００℃よ
りも低い場合（△）には割れの発生が多くなっている
が、これはパウダーフィルム中固着層が薄く、抜熱が高
かったため微細な縦割れや横割れが発生したものであ
り、また界面温度が１２００℃より高い場合には抜熱強
度が低すぎたために凝固シェル強度が不足したために縦
割れが発生したものである。
【００２３】この図から、表面割れを抑制するためには
約１１００〜１２００℃の界面温度を持つパウダーが適
切である。本実施例においては表面のピンホール、ブロ
ーホールの発生状況に鑑み図中（◎）のパウダーに変更
したが、（○）の旧パウダー使用時に比べ明らかに縦割
れの発生を抑制することができている。また、ブレーク
アウトの発生をも抑制することができた。
約１１００〜１２００℃の界面温度を持つパウダーが適
切である。本実施例においては表面のピンホール、ブロ
ーホールの発生状況に鑑み図中（◎）のパウダーに変更
したが、（○）の旧パウダー使用時に比べ明らかに縦割
れの発生を抑制することができている。また、ブレーク
アウトの発生をも抑制することができた。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【発明の効果】本発明による、モールドパウダーの評価
方法を使用することによって、鋳型内抜熱を適切にし、
鋳片表面に縦割れ発生が著しく少ない鋳片を製造可能な
パウダーを効率よく設計することが可能となる。
方法を使用することによって、鋳型内抜熱を適切にし、
鋳片表面に縦割れ発生が著しく少ない鋳片を製造可能な
パウダーを効率よく設計することが可能となる。
【００２７】さらに図５のような、表面縦割れと界面温
度の関係が明らかになっていると、今まで全く使用した
経験のない成分系のパウダーについても、予め本発明方
法に従いオフラインにおいてそのパフォーマンスを知る
ことができる。また、予めパウダーと溶鋼の反応性をし
ることができれば、さらに精度の良い予測が可能とな
る。このため安定鋳造を阻害したり、縦割れが多発する
ような危険な実湯試験を回避することが可能となる。
度の関係が明らかになっていると、今まで全く使用した
経験のない成分系のパウダーについても、予め本発明方
法に従いオフラインにおいてそのパフォーマンスを知る
ことができる。また、予めパウダーと溶鋼の反応性をし
ることができれば、さらに精度の良い予測が可能とな
る。このため安定鋳造を阻害したり、縦割れが多発する
ような危険な実湯試験を回避することが可能となる。
図１は、鋳造中連鋳鋳型内の、湯面、顆粒パウダー、凝
固シェル及びパウダーフィルムの状況を示す模式図、図
２はパウダーフィルムの全体図、図３（ａ）はパウダー
フィルム中の固着層厚みを指標化するのに使用する炉の
模式図、図３（ｂ）は炉内の温度分布の図、図４は固相
−液相の界面近傍の組織図、図５は界面温度と縦割れ発
生指数との関係を示す特性図、である。
固シェル及びパウダーフィルムの状況を示す模式図、図
２はパウダーフィルムの全体図、図３（ａ）はパウダー
フィルム中の固着層厚みを指標化するのに使用する炉の
模式図、図３（ｂ）は炉内の温度分布の図、図４は固相
−液相の界面近傍の組織図、図５は界面温度と縦割れ発
生指数との関係を示す特性図、である。
Claims (1)
- 【請求項１】炭素含有量が０．０１〜０．０８重量％の
低炭素鋼に使用する連続鋳造用パウダーの設計に際し、
パウダー結晶相と液相界面の温度を求め、該温度を鋳型
内抜熱強度の指標とすることを特徴とする低炭素鋼連続
鋳造用パウダーの評価方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4034647A JP2637004B2 (ja) | 1992-02-21 | 1992-02-21 | 低炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4034647A JP2637004B2 (ja) | 1992-02-21 | 1992-02-21 | 低炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05228596A JPH05228596A (ja) | 1993-09-07 |
| JP2637004B2 true JP2637004B2 (ja) | 1997-08-06 |
Family
ID=12420236
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4034647A Expired - Lifetime JP2637004B2 (ja) | 1992-02-21 | 1992-02-21 | 低炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2637004B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3574427B2 (ja) * | 2001-09-19 | 2004-10-06 | 日本冶金工業株式会社 | ＴｉおよびＡｌ含有鋼用連続鋳造パウダーおよび連続鋳造方法 |
| JP4924104B2 (ja) * | 2007-03-02 | 2012-04-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｎｉ含有鋼鋳片の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0833360B2 (ja) * | 1987-03-02 | 1996-03-29 | 住友金属工業株式会社 | 高温融体の結晶化温度決定方法 |
-
1992
- 1992-02-21 JP JP4034647A patent/JP2637004B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05228596A (ja) | 1993-09-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4667725A (en) | Method for producing cast-iron, and in particular cast-iron which contains vermicular graphite | |
| JPH08252654A (ja) | 金属鋳造方法及び金属ストリップ連続鋳造方法 | |
| Park et al. | Characteristics of medium carbon steel solidification and mold flux crystallization using the multi-mold simulator | |
| JPH01170550A (ja) | 鋼の連続鋳造用鋳型 | |
| JP2637004B2 (ja) | 低炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法 | |
| Woulds et al. | Development of a conventional fine grain casting process | |
| US3630267A (en) | Method of controlling the temperature of molten ferrous metal | |
| CN107290271A (zh) | 利用小型中频炉进行镁碳砖抗侵蚀试验的方法 | |
| JP2637005B2 (ja) | 中炭素鋼連続鋳造用パウダーの評価方法 | |
| Yu et al. | Finite-element thermal modeling of casting microstructures and defects | |
| CN214442909U (zh) | 一种特殊钢凝固组织模拟装置 | |
| Li et al. | Influence of mold temperature on microstructure and shrinkage porosity of the A357 alloys in gravity die casting | |
| YG et al. | Effect of mechanical vibration on the microstructure, impact toughness and thermal fatigue behavior of cast hot working die steel | |
| JP4451798B2 (ja) | 連続鋳造方法 | |
| KR960000325B1 (ko) | 고 결정질율을 갖는 연속주조용 몰드플럭스 | |
| Radhakrishna et al. | Dendrite arm spacing and mechanical properties of aluminium alloy castings | |
| JPH09174198A (ja) | 塑性加工用金属鋳塊 | |
| TWI792485B (zh) | 鋼之連續鑄造方法 | |
| Fraś et al. | Theoretical model for heterogeneous nucleation of grains during solidification | |
| US20080060779A1 (en) | Sod, slurry-on-demand, casting method and charge | |
| Fraś et al. | The transition from gray to white cast iron during solidification: Part II. Experimental verification | |
| GB1600876A (en) | Method and apparatus for prediciting metallographic structure | |
| Flemings | New solidification processes and products | |
| JP2002011558A (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
| SU1445851A1 (ru) | Способ получени многослойного слитка |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19970304 |