JP2896198B2 - 耐水素誘起割れ性の優れた鋼の鋳造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性の優れた鋼の鋳造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は湿潤硫化水素環境（以降サワー環境という）
下で使用される耐水素割れ性に優れた清浄鋼の製造に関
するものである。
下で使用される耐水素割れ性に優れた清浄鋼の製造に関
するものである。
サワー環境下で使用される石油ラインパイプ材には、
水素誘起割れ（以降HICと称す）が発生し、構造物の破
壊につながることが良く知られている。
水素誘起割れ（以降HICと称す）が発生し、構造物の破
壊につながることが良く知られている。
HICの発生機構は水素が鋼材中の介在物（MnS、酸化物
系クラスター、（CaS）周囲に侵入し、割れ及びふくれ
を生ずるものと考えられる。
系クラスター、（CaS）周囲に侵入し、割れ及びふくれ
を生ずるものと考えられる。
HICの発生起点は伸長した上記介在物であり、MnやＰ
の偏析している異常組織に沿って割れが伝播する傾向が
ある。
の偏析している異常組織に沿って割れが伝播する傾向が
ある。
こうした問題を解決するために従来以下の対策がとら
れていた。
れていた。
（１）鋼中Ｓ含有量を低減し、Ca、REM等を適量添加
し、MnSを減少させ、かつ介在物を有害度の小さい球状
の介在物に形態制御する方法。
し、MnSを減少させ、かつ介在物を有害度の小さい球状
の介在物に形態制御する方法。
（２）鋼中Ｃ、Mn、Ｐ濃度を低減し、あるいは鋳片を均
熱拡散処理して偏析帯でのHICの伝播、助長を抑制する
方法。
熱拡散処理して偏析帯でのHICの伝播、助長を抑制する
方法。
しかしながら上記対応策を講じた場合でも、厳しいHI
C試験条件下では特に鋼板板厚の表面から1/4厚さの領域
欠陥を生じ、かつ鋼板表面にも膨れ欠陥の呈することが
あった。
C試験条件下では特に鋼板板厚の表面から1/4厚さの領域
欠陥を生じ、かつ鋼板表面にも膨れ欠陥の呈することが
あった。
このような欠点に鑑み、本発明者らはパイプあるいは
プレートにおけるHIC欠陥と耐HIC鋼の各種溶製、鋳造操
業因子との相関を求め、かつ試行錯誤的に操業因子を変
化させて多くの実験を行い、HIC欠陥と各操業因子間の
関係を調査した。その結果、HIC欠陥と連続鋳造の浸漬
ノズル内への吹込みガス量との相関関係を見出した。
プレートにおけるHIC欠陥と耐HIC鋼の各種溶製、鋳造操
業因子との相関を求め、かつ試行錯誤的に操業因子を変
化させて多くの実験を行い、HIC欠陥と各操業因子間の
関係を調査した。その結果、HIC欠陥と連続鋳造の浸漬
ノズル内への吹込みガス量との相関関係を見出した。
このようなHIC欠陥１及び浸漬ノズル内への吹込みガ
ス量との相関は鋼中Ｓ濃度が13ppm以下のものに限って
みられるものであり、Ｓ濃度が13ppm以上ではガス流量
とHIC欠陥の間に顕著な相関が得られなかった。これは
次のような理由によるものと考えられる。
ス量との相関は鋼中Ｓ濃度が13ppm以下のものに限って
みられるものであり、Ｓ濃度が13ppm以上ではガス流量
とHIC欠陥の間に顕著な相関が得られなかった。これは
次のような理由によるものと考えられる。
鋼中Ｓを低減し、Caを添加することによって介在物の
形態制御を行い、溶鋼の清浄化を図ったスラブは、介在
物起因のHIC欠陥は低減するものの、鋼中Ｓ濃度の低下
によるMnS,CaSの硫化物系介在物の減少あるいは酸化物
系介在物の鋼中での絶対数が不足する。つまり、水素原
子の介在物の吸着サイトが減少するため、凝固組織中で
異相と考えられるブローホールに水素原子が集まりやす
くなり、パイプあるいはプレートにおけるブローホール
に起因する欠陥となるものと考えられる。
形態制御を行い、溶鋼の清浄化を図ったスラブは、介在
物起因のHIC欠陥は低減するものの、鋼中Ｓ濃度の低下
によるMnS,CaSの硫化物系介在物の減少あるいは酸化物
系介在物の鋼中での絶対数が不足する。つまり、水素原
子の介在物の吸着サイトが減少するため、凝固組織中で
異相と考えられるブローホールに水素原子が集まりやす
くなり、パイプあるいはプレートにおけるブローホール
に起因する欠陥となるものと考えられる。
しかし、鋼中Ｓ濃度が高くなると、酸化物系介在物の
鋼中での数が増加し、HIC欠陥も介在物に起因するもの
が多くなるものと考えられる。
鋼中での数が増加し、HIC欠陥も介在物に起因するもの
が多くなるものと考えられる。
このように上記現象はＳ＞13ppmの耐HIC鋼ではHIC欠
陥が主として硫化物系介在物起因であるため、ブローホ
ール性欠陥は着目されていなかったが、鋼中Ｓの極低化
とHIC試験の厳格化により、初めてクローズアップされ
てきた問題である。
陥が主として硫化物系介在物起因であるため、ブローホ
ール性欠陥は着目されていなかったが、鋼中Ｓの極低化
とHIC試験の厳格化により、初めてクローズアップされ
てきた問題である。
従来の耐HIC鋼の連鋳法を第６図で説明する。第６図
に記載した技術はCaをタンディッシュ内溶鋼中に添加す
る方法である。取鍋１とタンディッシュ２間をシール
し、溶鋼の落下流３にCaSi塊をパイプ４よりArガスと共
に添加する。
に記載した技術はCaをタンディッシュ内溶鋼中に添加す
る方法である。取鍋１とタンディッシュ２間をシール
し、溶鋼の落下流３にCaSi塊をパイプ４よりArガスと共
に添加する。
従来の鋳造法においてはタンディッシュの上ノズル５
あるいはSNプレート６よりArガスもしくはN2ガスを浸漬
ノズル７内に吹込んでいた。
あるいはSNプレート６よりArガスもしくはN2ガスを浸漬
ノズル７内に吹込んでいた。
このようなガスは浸漬ノズル７内を経由してノズル吐
出口８より鋳型９内に吹込まれる。
出口８より鋳型９内に吹込まれる。
第６図のガス吹込部の詳細を第７図に示す。
上記のように浸漬ノズル７内にガスを吹込む理由は、 浸漬ノズル壁面への鋼中介在物の付着を防止するこ
と。
と。
浸漬ノズル吐出口８からの溶鋼の流れにガスによる
浮力を与えて、溶鋼流れを上向の流れに変えて、鋳型９
内の溶鋼湯面（メニスカス）10に熱を供給してメニスカ
ス10における溶鋼の皮張りを防止し、モールドパウダ11
の溶融性を確保すること。
浮力を与えて、溶鋼流れを上向の流れに変えて、鋳型９
内の溶鋼湯面（メニスカス）10に熱を供給してメニスカ
ス10における溶鋼の皮張りを防止し、モールドパウダ11
の溶融性を確保すること。
であった。
浸漬ノズル内へのガス吹込みは上記、の効果を有
するが、一方、気泡が鋳片シェルに捕捉されて、鋳片ブ
ローホールとなることがＸ線透過法によるスラブ内面調
査より確認された。
するが、一方、気泡が鋳片シェルに捕捉されて、鋳片ブ
ローホールとなることがＸ線透過法によるスラブ内面調
査より確認された。
鋳片シェルへガスがトラップされる傾向は、気泡径が
500μｍ以下と小さく、かつ、介在物が気泡に合体して
鋼中の浮上速度が小さい場合に顕著になることが上記ス
ラブ調査により確認された。このように、浸漬ノズル内
へのガス吹込みは鋳造、操業上必要なものであるが製品
品質上は極めて悪影響を生じていた。
500μｍ以下と小さく、かつ、介在物が気泡に合体して
鋼中の浮上速度が小さい場合に顕著になることが上記ス
ラブ調査により確認された。このように、浸漬ノズル内
へのガス吹込みは鋳造、操業上必要なものであるが製品
品質上は極めて悪影響を生じていた。
本発明はCaを含有する耐水素誘起割れ性の優れた鋼を
連続鋳造で製造するに当り、溶鋼中Ｓ濃度を13ppm以下
となり、この溶鋼をタンディッシュに配設した浸漬ノズ
ルにより連続鋳造鋳型に供給し鋳造する際に、浸漬ノズ
ルに吹込むガス量を5Nl/min以下とすることを特徴とす
る耐水素誘起割れ性の優れた鋼の製造方法である。
連続鋳造で製造するに当り、溶鋼中Ｓ濃度を13ppm以下
となり、この溶鋼をタンディッシュに配設した浸漬ノズ
ルにより連続鋳造鋳型に供給し鋳造する際に、浸漬ノズ
ルに吹込むガス量を5Nl/min以下とすることを特徴とす
る耐水素誘起割れ性の優れた鋼の製造方法である。
また、浸漬ノズルに吹込むガスを０としてもよい。
さらに、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を10℃以上50
℃以下とし、かつ鋼中のCa濃度を6ppm以上50ppm以下と
すると好適である。
℃以下とし、かつ鋼中のCa濃度を6ppm以上50ppm以下と
すると好適である。
本発明者らは、ガス吹込みに代り、前記、の鋳造
上の問題点を解決する手段を講じ、ガス吹込み量を低減
もしくは停止した。浸漬ノズルの詰り現象は酸化物系介
在物と地金のノズル内への堆積により生ずるものであ
る。ここでノズル詰りを生ずる酸化物系介在物の組成は
Al2O3単独あるいはCaO−Al2O3系でもAl2O3リッチ（CaO
・２Al2O3以上）で融点が1600℃以上のものである。地
金の堆積はノズルからの抜熱により生ずるものである。
このようにノズル詰りの防止は、 （ａ）介在物組成の低融点化、 （ｂ）鋳造温度の高温度化 により防止することができる可能性があることが判明し
た。また上記に示したメニスカスへの熱供給機能も鋳
造温度の高温度化により満足しうることがわかる。
上の問題点を解決する手段を講じ、ガス吹込み量を低減
もしくは停止した。浸漬ノズルの詰り現象は酸化物系介
在物と地金のノズル内への堆積により生ずるものであ
る。ここでノズル詰りを生ずる酸化物系介在物の組成は
Al2O3単独あるいはCaO−Al2O3系でもAl2O3リッチ（CaO
・２Al2O3以上）で融点が1600℃以上のものである。地
金の堆積はノズルからの抜熱により生ずるものである。
このようにノズル詰りの防止は、 （ａ）介在物組成の低融点化、 （ｂ）鋳造温度の高温度化 により防止することができる可能性があることが判明し
た。また上記に示したメニスカスへの熱供給機能も鋳
造温度の高温度化により満足しうることがわかる。
Caを含有する鋼の介在物組成は、鋼中のCa濃度により
決定されていることから、耐HIC鋼の鋳造においては鋼
中のCa濃度とタンディッシュ内の溶鋼過熱度（ΔＴ＝TL
−Ts、ここでTL；液相温度、Ts:固相線温度である。）
を制御することにより、浸漬ノズル内へのガス吹込み量
を低減することができる。
決定されていることから、耐HIC鋼の鋳造においては鋼
中のCa濃度とタンディッシュ内の溶鋼過熱度（ΔＴ＝TL
−Ts、ここでTL；液相温度、Ts:固相線温度である。）
を制御することにより、浸漬ノズル内へのガス吹込み量
を低減することができる。
鋼中Ca濃度、溶鋼過熱度ΔＴを変化させて、実施例
３、４にみるごとく鋳造の操業性、HIC欠陥について調
査した。
３、４にみるごとく鋳造の操業性、HIC欠陥について調
査した。
この調査に基づいて耐HIC鋼の鋳造に適したCa、ΔＴ
領域を図示すると第５図が得られた。
領域を図示すると第５図が得られた。
ΔＴ＜10℃では浸漬ノズル内に地金の堆積もしくは溶
鋼湯面の皮張りが生ずる。
鋼湯面の皮張りが生ずる。
ΔＴ＞50℃になると、Ｐ、Mnの鋳片内でのミクロ偏析
が大となりミクロ偏析起因のHIC欠陥が増加する Ca＜6ppmでは酸化物系介在物のノズル詰りが生じる。
かつMnS起因のHIC欠陥が増加する。
が大となりミクロ偏析起因のHIC欠陥が増加する Ca＜6ppmでは酸化物系介在物のノズル詰りが生じる。
かつMnS起因のHIC欠陥が増加する。
Ca＞50ppmになると鋳片内でCa0起因のHIC欠陥が生ず
る。
る。
したがって、第５図より耐HIC鋼の鋳造に適した過熱
温度ΔＴ、鋼中Ca濃度の領域は以下の式のように示され
る。
温度ΔＴ、鋼中Ca濃度の領域は以下の式のように示され
る。
10℃≦ΔＴ≦50℃ 6ppm≦［Ca］≦50ppm 第５図の傾向はｑが0Nl/minの場合及び5Nl/min未満の
場合同様であり、またCa添加を取鍋で実施しても同様で
あった。
場合同様であり、またCa添加を取鍋で実施しても同様で
あった。
実施例１ 300t転炉出鋼後、Al脱酸処理、脱Ｓ吹込み処理、RH処
理を実施した次の鋼に、第６図に示したようにCaSi添加
用パイプ４を用いてCaをタンディッシュ２内で添加し、
次の鋳造条件で耐HIC鋼を鋳造した。
理を実施した次の鋼に、第６図に示したようにCaSi添加
用パイプ４を用いてCaをタンディッシュ２内で添加し、
次の鋳造条件で耐HIC鋼を鋳造した。
鋼成分： C:0.04〜0.06wt％ Si:0.20〜0.35wt％ Mn:1.4〜1.5wt％ P:0.005〜0.010wt％ S:0.00005〜0.0017wt％ Ca:20〜35ppm 全酸素：12〜20ppm Al:0.02〜0.04wt％ Nb:0.04〜0.05wt％ V:0.04〜0.05wt％ Cu:0.2〜0.3wt％ 過熱度ΔT:20〜40℃ ガス吹込み量q:0.3、10Nl/min ここで、第７図に示した浸漬ノズル内へのガス吹込み
法として、スライディングプレートのみからのArガス吹
込みを実施した。
法として、スライディングプレートのみからのArガス吹
込みを実施した。
この時のHIC検査結果（平均面積率CAR）（NACE条件使
用）と鋼中Ｓ濃度の関係を第１図に示す。
用）と鋼中Ｓ濃度の関係を第１図に示す。
鋼板はスラブ厚さ260mmから圧下して厚さ24mmにし、H
IC試験に供した。
IC試験に供した。
第１図よりＳ濃度が13ppmに以下では、浸漬ノズル内
へのガス吹込み流量とCARの相関は明瞭であるが、Ｓ濃
度が13ppmを越えた場合は、ガス吹込み流量とCARの相関
は明確でなく、CARはＳ濃度に強く依存している。これ
は前述したごとく、Ｓ濃度が高いと硫化物系介在物起因
のHIC欠陥が支配的となっているものと推定される。
へのガス吹込み流量とCARの相関は明瞭であるが、Ｓ濃
度が13ppmを越えた場合は、ガス吹込み流量とCARの相関
は明確でなく、CARはＳ濃度に強く依存している。これ
は前述したごとく、Ｓ濃度が高いと硫化物系介在物起因
のHIC欠陥が支配的となっているものと推定される。
実施例２ 300t転炉出鋼後、Al脱酸処理、脱Ｓ吹込み処理、RH処
理を実施した次の鋼に、第６図に示したようにCaSi添加
用パイプ４を用いてCaをタンディッシュ２内で添加し、
次の鋳造条件で耐HIC鋼を鋳造した。
理を実施した次の鋼に、第６図に示したようにCaSi添加
用パイプ４を用いてCaをタンディッシュ２内で添加し、
次の鋳造条件で耐HIC鋼を鋳造した。
鋼成分： C:0.04〜0.06wt％ Si:0.20〜0.35wt％ Mn:1.4〜1.5wt％ P:0.005〜0.010wt％ S:＜0.001wt％ Ca:10〜40ppm 全酸素：12〜20ppm Al:0.02〜0.04wt％ Nb:0.04〜0.05wt％ V:0.04〜0.05wt％ Cu:0.2〜0.3wt％ 過熱度ΔT:20〜35℃ ガス吹込み量q:0〜11Nl/min ここで第７図に示した浸漬ノズル内へのガス吹き法と
して、スライディングプレートよりの吹込みを実施し
た。その時のガス量ｑと鋼板でのHIC検査結果（平均欠
陥面積率CARとの関係）を第２図に示す。
して、スライディングプレートよりの吹込みを実施し
た。その時のガス量ｑと鋼板でのHIC検査結果（平均欠
陥面積率CARとの関係）を第２図に示す。
鋼板はスラブ厚さ260mmから圧下して厚さ24mmにした
ものである。
ものである。
第２図より、HIC欠陥（平均欠陥面積率CAR）は浸漬ノ
ズル内への吹込みガス量ｑが増すほど増加し、吹込みガ
ス量ｑが5Nl/minを越えるとCARは著しく劣る。またｑを
零とすればHIC欠陥は零となることがわかる。
ズル内への吹込みガス量ｑが増すほど増加し、吹込みガ
ス量ｑが5Nl/minを越えるとCARは著しく劣る。またｑを
零とすればHIC欠陥は零となることがわかる。
実施例３ 以下の条件で耐HIC鋼を鋳造し、CARと鋼中Cu濃度野関
係を調査した。
係を調査した。
Ca:１〜65ppm S:５〜8ppm ΔT:20〜35℃ スライディングノズルからのガス量ｑ＝０、３、10Nl
/min、他の鋳造条件、HIC試験条件は実施例１と同様で
ある。第３図に結果を示した。第３図より、ｑ＝０、3N
l/min、10bNl/minのいずれの場合においても鋼中Ca濃度
6ppm未満、及び50ppmを越えた領域では、HIC欠陥が増加
し、かつガス流量の差異も顕著ではない。これはHIC欠
陥の主因が介在物起因であるためと考えられる。鋼中Ca
濃度6ppm以上、50ppm以下では、HIC欠陥CARは低減し、
かつガス流量ｑによる差異も明確となる。また、ｑ＝
０、3Nl/minではCa6ppm未満では、ノズル詰りが発生
し、モールドメニスカスが大きく変動し、ノロカミが多
発した。
/min、他の鋳造条件、HIC試験条件は実施例１と同様で
ある。第３図に結果を示した。第３図より、ｑ＝０、3N
l/min、10bNl/minのいずれの場合においても鋼中Ca濃度
6ppm未満、及び50ppmを越えた領域では、HIC欠陥が増加
し、かつガス流量の差異も顕著ではない。これはHIC欠
陥の主因が介在物起因であるためと考えられる。鋼中Ca
濃度6ppm以上、50ppm以下では、HIC欠陥CARは低減し、
かつガス流量ｑによる差異も明確となる。また、ｑ＝
０、3Nl/minではCa6ppm未満では、ノズル詰りが発生
し、モールドメニスカスが大きく変動し、ノロカミが多
発した。
実施例４ 以下の条件で耐HIC鋼を鋳造し、CARとΔＴの関係を調
査した。
査した。
Ca:20〜40ppm Ｓ≦10ppm ΔＴ＝３〜67℃ スライディングノズルからの吹込ガス量q: 0.3、10Nl/min 他の鋳造条件、HIC試験条件は実施例１と同様である。
第４図に結果を示した。
第４図に結果を示した。
（ａ）ΔＴ＞50℃の場合 CAR値は増加し、ガス流量による差は顕著に見られな
い。高温鋳造の場合Ｐ、Mnのミクロ偏析がHIC欠陥の主
原因と考えられる。
い。高温鋳造の場合Ｐ、Mnのミクロ偏析がHIC欠陥の主
原因と考えられる。
（ｂ）ΔＴ≦50℃の場合、 CAR値は低値を示し、ガス流量によるCAR値の差異が明
確となる。またｑ＝０、3Nl/minではΔＴ＜10℃となる
とモールドパウダー溶融層圧が薄くなること及び地金付
着によるノズル詰りが生ずことのために鋳造作業が不可
能となる。
確となる。またｑ＝０、3Nl/minではΔＴ＜10℃となる
とモールドパウダー溶融層圧が薄くなること及び地金付
着によるノズル詰りが生ずことのために鋳造作業が不可
能となる。
以上のように、Caを含有する耐水素誘起割れ性の鋼
（耐HIC鋼）を連続鋳造するにあたり、 （イ） 浸漬ノズル内への吹込みガスを5Nl/min以下好
ましくは吹込みガスを停止することにより、ブローホー
ル起因の鋼板のHIC欠陥は著しく低減し、かつ （ロ） 連鋳タンディッシュ内の溶鋼過熱度（ΔＴ）及
び鋼中のCa濃度を、 50℃≧ΔＴ≧10℃ 50ppm≧Ca≧6ppm の条件に規定することにより、鋳造操業に支障なく吹込
みガス量の規制を実施することができ、かつミクロ偏析
及びCa0起因のHIC欠陥をも防止することができる。
（耐HIC鋼）を連続鋳造するにあたり、 （イ） 浸漬ノズル内への吹込みガスを5Nl/min以下好
ましくは吹込みガスを停止することにより、ブローホー
ル起因の鋼板のHIC欠陥は著しく低減し、かつ （ロ） 連鋳タンディッシュ内の溶鋼過熱度（ΔＴ）及
び鋼中のCa濃度を、 50℃≧ΔＴ≧10℃ 50ppm≧Ca≧6ppm の条件に規定することにより、鋳造操業に支障なく吹込
みガス量の規制を実施することができ、かつミクロ偏析
及びCa0起因のHIC欠陥をも防止することができる。
第１図は鋼板のHICテスト結果と鋼中Ｓ濃度の関係を示
すグラフ、第２図は鋼板のHICテスト結果と浸漬ノズル
内へのガス吹込み量の関係を示すグラフ、第３図は鋼板
のHICテスト結果と鋼中Ca濃度の関係を示すグラフ、第
４図は鋼板のHICテスト結果とΔＴの関係を示すグラ
フ、第５図は本発明による耐HIC鋼の鋳造に最適な鋼中C
a濃度、タンディッシュ内溶鋼過熱度の領域を示すグラ
フ、第６図は、耐HIC鋼の鋳造方法を示すタンディッシ
ュ及び鋳型の縦断面図、第７図は、浸漬ノズル内へのガ
ス吹込み方法を示す浸漬ノズル形の縦断面図である。 １……取鍋 ２……タンディッシュ ３……溶鋼の落下流 ４……パイプ（CaSi添加用） ５……上ノズル ６……SNプレート ７……浸漬ノズル ８……ノズル吐出口 ９……鋳型 10……メニスカス 11……モールドパウダー
すグラフ、第２図は鋼板のHICテスト結果と浸漬ノズル
内へのガス吹込み量の関係を示すグラフ、第３図は鋼板
のHICテスト結果と鋼中Ca濃度の関係を示すグラフ、第
４図は鋼板のHICテスト結果とΔＴの関係を示すグラ
フ、第５図は本発明による耐HIC鋼の鋳造に最適な鋼中C
a濃度、タンディッシュ内溶鋼過熱度の領域を示すグラ
フ、第６図は、耐HIC鋼の鋳造方法を示すタンディッシ
ュ及び鋳型の縦断面図、第７図は、浸漬ノズル内へのガ
ス吹込み方法を示す浸漬ノズル形の縦断面図である。 １……取鍋 ２……タンディッシュ ３……溶鋼の落下流 ４……パイプ（CaSi添加用） ５……上ノズル ６……SNプレート ７……浸漬ノズル ８……ノズル吐出口 ９……鋳型 10……メニスカス 11……モールドパウダー
フロントページの続き (72)発明者 本郷 晴 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 武 英雄 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 小日向 忠 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 谷川 治 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 反町 健一 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭63−140033（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−20142（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−180649（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−45321（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/10 B22D 11/10 310 B22D 11/10 360 B22D 11/00
Claims (3)
- 【請求項１】Caを含有する耐水素誘起割れ性の優れた鋼
を連続鋳造で製造するに当り、溶鋼中Ｓ濃度を13ppm以
下となし、この溶鋼を連続鋳造鋳型に供給する浸漬ノズ
ルに吹込むガス量を5Nl/min以下とすることを特徴とす
る耐水素誘起割れ性の優れた鋼の鋳造方法。 - 【請求項２】浸漬ノズルに吹込むガス量を０としたこと
を特徴とする請求項１記載の耐水素誘起割れ性の優れた
鋼の鋳造方法。 - 【請求項３】タンディッシュ内の溶鋼過熱度を10℃以上
50℃以下とし、かつCa濃度を6ppm以上50ppm以下とする
ことを特徴とする請求項１または２記載の耐水素誘起割
れ性の優れた鋼の鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15169890A JP2896198B2 (ja) | 1990-06-12 | 1990-06-12 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼の鋳造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP15169890A JP2896198B2 (ja) | 1990-06-12 | 1990-06-12 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼の鋳造方法 |
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|---|---|
| JPH0446657A JPH0446657A (ja) | 1992-02-17 |
| JP2896198B2 true JP2896198B2 (ja) | 1999-05-31 |
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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Cited By (1)
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1990
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