JPH03226514A - 精錬工程における介在物形態制御方法 - Google Patents
精錬工程における介在物形態制御方法Info
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- JPH03226514A JPH03226514A JP2020176A JP2017690A JPH03226514A JP H03226514 A JPH03226514 A JP H03226514A JP 2020176 A JP2020176 A JP 2020176A JP 2017690 A JP2017690 A JP 2017690A JP H03226514 A JPH03226514 A JP H03226514A
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
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。
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）
本発明は鋼製品中に含まれる微小介在物を軟質化し調製
品の加工性を良くし、表面欠陥の発生を抑えるための精
錬工程における介在物形態制御方法に関するものである
。
品の加工性を良くし、表面欠陥の発生を抑えるための精
錬工程における介在物形態制御方法に関するものである
。
（従来の技術）
従来技術として特開昭５９−２３２２１２号公報に示す
ような鋼の精錬方法がある。
ような鋼の精錬方法がある。
ＭとＳｉの含有量が極めて少ない（〔Ｍ％〕≦３×１０
弓から［Ｓｉ％〕≦３ Ｘ １０−”） ｍハ、深絞り
性、伸びなどの加工性が優れ、メツキ性や浸炭焼入性の
良好な鋼板の素材として知られている。
弓から［Ｓｉ％〕≦３ Ｘ １０−”） ｍハ、深絞り
性、伸びなどの加工性が優れ、メツキ性や浸炭焼入性の
良好な鋼板の素材として知られている。
このように［Ａ＃）、 （Ｓｔ）が少ないと、酸素吹
錬後の溶鋼は十分に脱酸されていなくて、がつある程度
以上の濃度の炭素を含有する溶鋼を連続鋳造すると、モ
ールド内にてｃｏガスが発生する結果、鋳片の内部や表
面に気泡状の欠陥を生成したり、モールド内において鋳
片が不均一冷却を受けることに起因する溶鋼漏れ事故に
つながる。
錬後の溶鋼は十分に脱酸されていなくて、がつある程度
以上の濃度の炭素を含有する溶鋼を連続鋳造すると、モ
ールド内にてｃｏガスが発生する結果、鋳片の内部や表
面に気泡状の欠陥を生成したり、モールド内において鋳
片が不均一冷却を受けることに起因する溶鋼漏れ事故に
つながる。
上記の問題点を解決するための従来技術として特開昭５
９−２３２２１２号公報に示す鋼の製造法がある。
９−２３２２１２号公報に示す鋼の製造法がある。
第１図は従来法による溶鋼の炭素量〔Ｃ％〕と自由酸素
量〔Ｏ％〕の関係図である。図においてイは１４５０〜
１５５０℃の溶鋼のｃｏ分圧１気圧におけるＣ−０平衡
曲線であり、式〔Ｏ％〕×〔Ｃ％〕＝０．００２４で表
わされる。従って溶鋼の組成が〔Ｏ％〕Ｘ（Ｃ％）＞０
．００２４を満たす場合には溶鋼の状態にてＣＯガスを
発生し、〔Ｏ％〕×〔Ｃ％〕≦０．００２４を満たす場
合には、溶鋼の状態にてはＣＯガスを発生しない。
量〔Ｏ％〕の関係図である。図においてイは１４５０〜
１５５０℃の溶鋼のｃｏ分圧１気圧におけるＣ−０平衡
曲線であり、式〔Ｏ％〕×〔Ｃ％〕＝０．００２４で表
わされる。従って溶鋼の組成が〔Ｏ％〕Ｘ（Ｃ％）＞０
．００２４を満たす場合には溶鋼の状態にてＣＯガスを
発生し、〔Ｏ％〕×〔Ｃ％〕≦０．００２４を満たす場
合には、溶鋼の状態にてはＣＯガスを発生しない。
次に、第１図の領域二内に〔Ｃ％〕と〔Ｏ％〕の組成が
有る？８銅を得る方法について述べる。
有る？８銅を得る方法について述べる。
ここで製鋼において１次精錬とは転炉を用いて綱を溶製
する過程とし、２次精錬とは１次精錬で溶製された溶鋼
を真空処理等によって成分調整する過程である。
する過程とし、２次精錬とは１次精錬で溶製された溶鋼
を真空処理等によって成分調整する過程である。
（発明が解決しようとする課題）
／ｌ−／、Ｓｉをほとんど含まない鋼の製造は可能とな
ったが、最終製品の表面にふくれ状の疵が発生すること
が問題点として生した。
ったが、最終製品の表面にふくれ状の疵が発生すること
が問題点として生した。
この疵を観察したところ、微小介在物が原因であること
がわかり、介在物を分析したところ、ｌＶ２Ｏ３リッチ
であることが判明した。この７１１７２０３は２次精錬
で〔Ｏ〕コントロールに用いるＭが酸化し、残留したも
のと、溶鋼中に溶存していたＭが、凝固時に晶出しもの
とであり、圧延工程で伸延しないため、表面疵を生じる
原因となった。
がわかり、介在物を分析したところ、ｌＶ２Ｏ３リッチ
であることが判明した。この７１１７２０３は２次精錬
で〔Ｏ〕コントロールに用いるＭが酸化し、残留したも
のと、溶鋼中に溶存していたＭが、凝固時に晶出しもの
とであり、圧延工程で伸延しないため、表面疵を生じる
原因となった。
（課題を解決するための手段）
本発明は従来技術のもつ欠点を有利に解決するものであ
って、その要旨とするところは、転炉及び真空脱ガス処
理を経て溶鋼成分〔ｃ〕０．０１％以下、〔Ｍｎ〕 ０
．５０％以下、〔Ｏ〕 １５０ ｐｐｍ以上、（Ａｆ：
１２０ｐｐｍ以下に溶製し、その後取鍋精錬処理でＣａ
ＯとＣａＦｚとを溶鋼重量当たり合計２〜７ｋｇ／ｌｏ
ｎ インジェクションし、溶鋼成分〔Ｃａ０．０１％以
下、〔Ｍｎ〕 ０．５０％以下、〔Ｏ〕１２０〜２００
ｐｐ１１１、〔ｋｌ）２０ｐｐｍ以下に溶製し、その後
連続鋳造工程でスラブを製造し最終圧延製品とし、該圧
延製品中に含まれる微小介在物の組成がＭｎ０−１ｊ２
０３系であることを特徴とする精錬工程における介在物
形態制御方法にある。
って、その要旨とするところは、転炉及び真空脱ガス処
理を経て溶鋼成分〔ｃ〕０．０１％以下、〔Ｍｎ〕 ０
．５０％以下、〔Ｏ〕 １５０ ｐｐｍ以上、（Ａｆ：
１２０ｐｐｍ以下に溶製し、その後取鍋精錬処理でＣａ
ＯとＣａＦｚとを溶鋼重量当たり合計２〜７ｋｇ／ｌｏ
ｎ インジェクションし、溶鋼成分〔Ｃａ０．０１％以
下、〔Ｍｎ〕 ０．５０％以下、〔Ｏ〕１２０〜２００
ｐｐ１１１、〔ｋｌ）２０ｐｐｍ以下に溶製し、その後
連続鋳造工程でスラブを製造し最終圧延製品とし、該圧
延製品中に含まれる微小介在物の組成がＭｎ０−１ｊ２
０３系であることを特徴とする精錬工程における介在物
形態制御方法にある。
以下、図面に基づいて本発明を説明する。
第２図は、本発明による処理工程のフロー図である。
）■転炉にて〔ｃ〕を０．０３％前後に調整した後、■
真空脱ガス処理を経て溶鋼成分〔Ｃａ０．０１％以下、
〔Ｍｎ〕 ０．５０％以下、〔Ｏ〕１５０ｐｐｍ以上、
ＣＡＩ ） ２０ｐｐｍ以下に溶製する。〔ｃ〕が０．
０１％を超えた場合、凝固時に溶鋼中に〔Ｃ〕及び〔Ｏ
〕の濃化が起き、ＣＯ気泡を発生するため０．０１％以
下にする。［Ｍｎ］が０．５０％を超えた場合、（ＡＺ
）が特に低い場合にＭｎＯを生成するため０．５０％以
下にする。〔Ｏ〕を１５０ ｐｐｍ未満にすると、〔Ｏ
〕と平衡する［）が高くなり、凝固時に？ＷＥ中に〔Ｏ
〕及びＣＡＩ）の濃化が起き、Ｍ２Ｏ３を生成する。（
ＡＺ）を低く抑えるため〔Ｏ〕は１５０ｐｐｍ以上を確
保する必要がある。
真空脱ガス処理を経て溶鋼成分〔Ｃａ０．０１％以下、
〔Ｍｎ〕 ０．５０％以下、〔Ｏ〕１５０ｐｐｍ以上、
ＣＡＩ ） ２０ｐｐｍ以下に溶製する。〔ｃ〕が０．
０１％を超えた場合、凝固時に溶鋼中に〔Ｃ〕及び〔Ｏ
〕の濃化が起き、ＣＯ気泡を発生するため０．０１％以
下にする。［Ｍｎ］が０．５０％を超えた場合、（ＡＺ
）が特に低い場合にＭｎＯを生成するため０．５０％以
下にする。〔Ｏ〕を１５０ ｐｐｍ未満にすると、〔Ｏ
〕と平衡する［）が高くなり、凝固時に？ＷＥ中に〔Ｏ
〕及びＣＡＩ）の濃化が起き、Ｍ２Ｏ３を生成する。（
ＡＺ）を低く抑えるため〔Ｏ〕は１５０ｐｐｍ以上を確
保する必要がある。
［７）は２０ｐｐｍを超えると凝固時に溶鋼中に〔ｕ）
及び〔Ｏ〕の濃化が起きた場合、Ｍ２Ｏ３が生成するた
め２０ｐｐｍ以下にする。
及び〔Ｏ〕の濃化が起きた場合、Ｍ２Ｏ３が生成するた
め２０ｐｐｍ以下にする。
１１）■インジェクション処理において、ＣａＯとＣａ
Ｆｚを主体としたフラックスを溶鋼重量当り２〜７ ｋ
ｇ ／ ｔｏｎ 、不活性ガスと共に溶鋼中に吹き込む
。この処理により、インジェクションの撹拌力によって
溶鋼中に未反応で残留している（ＡＺ）と〔Ｏ〕を反応
させ平衡状態にすること、及び、溶鋼中に懸濁している
Ｎ ２０３をＣａＯと反応させ、低融点の１２ＣａＯ・
７Ａｊｚ０３複合介在物として、合体・浮上させること
を行なう。
Ｆｚを主体としたフラックスを溶鋼重量当り２〜７ ｋ
ｇ ／ ｔｏｎ 、不活性ガスと共に溶鋼中に吹き込む
。この処理により、インジェクションの撹拌力によって
溶鋼中に未反応で残留している（ＡＺ）と〔Ｏ〕を反応
させ平衡状態にすること、及び、溶鋼中に懸濁している
Ｎ ２０３をＣａＯと反応させ、低融点の１２ＣａＯ・
７Ａｊｚ０３複合介在物として、合体・浮上させること
を行なう。
粉体の吹き込み量は、２ ｋｇ ／ ｔｏｎ未満である
と、十分な反応が起きずＭ、０．が残留してしまう。ま
た７ ｋｇ ／ ｔｏｎを超えると、溶鋼温度の低下が
大きくなり過ぎるため上限を７ ｋｇ ／ ｔｏｎとす
る。
と、十分な反応が起きずＭ、０．が残留してしまう。ま
た７ ｋｇ ／ ｔｏｎを超えると、溶鋼温度の低下が
大きくなり過ぎるため上限を７ ｋｇ ／ ｔｏｎとす
る。
１ｉｉ）■連続鋳造では、溶鋼を連続鋳造機にて凝固さ
せ、スラブを得る。
せ、スラブを得る。
ｉｖ）■圧延では、熱間圧延、冷間圧延を行ない最終製
品とする。
品とする。
第３図は、本発明による溶鋼温度での〔Ｍ％〕と〔Ｏ％
］の関係を示す。溶鋼段階で［０％］を高く狙うことで
〔Ｍ％〕を低く抑える。図中斜線部は本発明での介在物
制御が可能な範囲である。
］の関係を示す。溶鋼段階で［０％］を高く狙うことで
〔Ｍ％〕を低く抑える。図中斜線部は本発明での介在物
制御が可能な範囲である。
第４図は、本発明での■インジェクション処理工程で、
粉体（ＣａＯ、ＣａＦｚ）を単位溶鋼重量当たりに吹き
込む量と２０ｔｒｍ以上の介在物（個／１０ｃｊｌ）と
の関係を示す。インジェクション処理をしない場合（粉
体吹き込み量Ｏｋｇ／ｌｏｎ ） 、２０８以上の介在
物が約１２０個／１０ｃｉｌであるが、本発明による、
第３次精錬（インジェクション処理）を付与せしめ、粉
体吹き込み量２〜７ｋｇ／ｌｏｎの領域で、介在物がＸ
以下に低減する。
粉体（ＣａＯ、ＣａＦｚ）を単位溶鋼重量当たりに吹き
込む量と２０ｔｒｍ以上の介在物（個／１０ｃｊｌ）と
の関係を示す。インジェクション処理をしない場合（粉
体吹き込み量Ｏｋｇ／ｌｏｎ ） 、２０８以上の介在
物が約１２０個／１０ｃｉｌであるが、本発明による、
第３次精錬（インジェクション処理）を付与せしめ、粉
体吹き込み量２〜７ｋｇ／ｌｏｎの領域で、介在物がＸ
以下に低減する。
第５図は、ＭｎＯとＡＩ、Ｏ，の二元系状態図である。
インジェクション処理なしの場合、溶鋼中にＮ２Ｏ３が
多く残り、また過剰にある（／Ｖ）と〔Ｏ〕が平衡にな
る時にＡ Ｉｌ ２０３を生成するため融点２０２０″
Ｃを有する硬質介在物となる。
多く残り、また過剰にある（／Ｖ）と〔Ｏ〕が平衡にな
る時にＡ Ｉｌ ２０３を生成するため融点２０２０″
Ｃを有する硬質介在物となる。
インジェクション処理を行なった場合、初期に生成する
７Ｖ２０３は除去される。溶鋼温度が凝固温度まで低下
した時点で、〔Ｍ〕が低く〔Ｏ〕が高いためＭ２Ｏ，が
単独で生成せずにＭｎＯ・Ｍ２Ｏ，という形で直接生成
する条件を満足する。このことから第５図に示す斜線領
域の介在物が生成する。
７Ｖ２０３は除去される。溶鋼温度が凝固温度まで低下
した時点で、〔Ｍ〕が低く〔Ｏ〕が高いためＭ２Ｏ，が
単独で生成せずにＭｎＯ・Ｍ２Ｏ，という形で直接生成
する条件を満足する。このことから第５図に示す斜線領
域の介在物が生成する。
（実施例）
第１表に従来技術による最終製品の成分目標値（２次精
錬後目標）及び転炉処理後（１次精錬後）真空脱ガス処
理（２次精錬）の成分実績値を示す。
錬後目標）及び転炉処理後（１次精錬後）真空脱ガス処
理（２次精錬）の成分実績値を示す。
第２表に従来技術による２次精錬後の製品成分実績値を
示す。
示す。
第３表に本発明による最終製品の成分目標値（３次精錬
後目標）及び転炉処理後（１次精錬後）真空脱ガス処理
（２次精錬）、インジェクション処理（３次精錬）の成
分実績値を示す。
後目標）及び転炉処理後（１次精錬後）真空脱ガス処理
（２次精錬）、インジェクション処理（３次精錬）の成
分実績値を示す。
第４表に本発明による３次精錬後の製品成分実績値を示
す。
す。
第６図は、従来技術（第２表）の綱での表面疵発生事例
を示す組織写真の模式図である。割れの起点■を走査型
電子顕微鏡で観察すると、Ｍ２Ｏ。
を示す組織写真の模式図である。割れの起点■を走査型
電子顕微鏡で観察すると、Ｍ２Ｏ。
系硬質介在物が存在し、圧延工程で、硬質介在物が圧下
不良となり空隙を生じている。この空隙を伝播して割れ
となったと考えられる。
不良となり空隙を生じている。この空隙を伝播して割れ
となったと考えられる。
一方策７図は本発明（第４表）の鋼での製品事例を示す
組織写真の模式図である。製品の■を走査型電子顕微鏡
で観察すると、ＭｎＯ・Ｍ２Ｏ，軟質介在物が存在し、
圧延工程で、伸延しているため、表面疵に到らなかった
。
組織写真の模式図である。製品の■を走査型電子顕微鏡
で観察すると、ＭｎＯ・Ｍ２Ｏ，軟質介在物が存在し、
圧延工程で、伸延しているため、表面疵に到らなかった
。
第５表は、本発明（第４表）での介在物組成（Ｎ＝１０
０ケ）と比較例（従来技術）（Ｎ＝１００ヶ）との介在
物組成の重量比率を示す。表中その他成分はＳｉＯ□、
ＣａＯなとである。本発明鋼で生しる介在物組成はＭ
ｎ０−／Ｖ２Ｏ３系で、 融点の低い（１５２０〜１８
５０°Ｃ）伸延性の優れた軟質介在物が生成しており第
７図のように表面欠陥のない鋼板の製造が可能である。
０ケ）と比較例（従来技術）（Ｎ＝１００ヶ）との介在
物組成の重量比率を示す。表中その他成分はＳｉＯ□、
ＣａＯなとである。本発明鋼で生しる介在物組成はＭ
ｎ０−／Ｖ２Ｏ３系で、 融点の低い（１５２０〜１８
５０°Ｃ）伸延性の優れた軟質介在物が生成しており第
７図のように表面欠陥のない鋼板の製造が可能である。
それに対し、従来技術の比較例ではＭ２Ｏ３リ。
チとなり、第６図に示す硬質介在物が生成する。
この硬質介在物は圧延後十分に伸延せず、空隙の発生を
伴なう。この空隙を起点として、表面疵の発生に到る。
伴なう。この空隙を起点として、表面疵の発生に到る。
第５表
（発明の効果）
本発明により、低Ｍ、低５ｉｉｉで存在する硬質介在物
を軟質介在物に変える技術が達成され、表面疵の少ない
綱の製造を可能にした。
を軟質介在物に変える技術が達成され、表面疵の少ない
綱の製造を可能にした。
第１図は従来法による溶鋼の炭素量〔Ｃ％〕と自由酸素
量〔Ｃ％〕の関係を示す図、第２図は本発明による処理
工程のフロー図、第３図は本発明による溶鋼温度での〔
Ｍ％〕と〔Ｏ％〕の関係を示す図、第４図は本発明での
■インジェクション処理工程で粉体（ＣａＯ、ＣａＦｚ
）を単位溶鋼重量当りに吹き込む量と２０−以上の介在
物（個／１０ｃｆｆｌ）との関係を示す図、第５図はＭ
ｎＯとＡｌ２Ｏ３の二元系状態図、第６図（ａ）は従来
技術（第２表）の鋼の表面疵発生事例を示す組織写真の
模式図、同じくら）は（８１図の■部の詳細模式図、第
７図（ａ）は本発明（第４表）の鋼製品の組織写真の模
式図、同じく（ｂ）は（８１図の０部の詳細模式図であ
る。 〔Ｃ％〕 第 ３ 図 （ＡＺ ％） 粉体吹き込み量 （Ｋｌ／を九） 、を奔明補域 重量（％） 第 ６ 図 （ｂ） 第 図 （ｂ）
量〔Ｃ％〕の関係を示す図、第２図は本発明による処理
工程のフロー図、第３図は本発明による溶鋼温度での〔
Ｍ％〕と〔Ｏ％〕の関係を示す図、第４図は本発明での
■インジェクション処理工程で粉体（ＣａＯ、ＣａＦｚ
）を単位溶鋼重量当りに吹き込む量と２０−以上の介在
物（個／１０ｃｆｆｌ）との関係を示す図、第５図はＭ
ｎＯとＡｌ２Ｏ３の二元系状態図、第６図（ａ）は従来
技術（第２表）の鋼の表面疵発生事例を示す組織写真の
模式図、同じくら）は（８１図の■部の詳細模式図、第
７図（ａ）は本発明（第４表）の鋼製品の組織写真の模
式図、同じく（ｂ）は（８１図の０部の詳細模式図であ
る。 〔Ｃ％〕 第 ３ 図 （ＡＺ ％） 粉体吹き込み量 （Ｋｌ／を九） 、を奔明補域 重量（％） 第 ６ 図 （ｂ） 第 図 （ｂ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 転炉及び真空脱ガス処理を経て溶鋼成分〔Ｃ〕０．０
１％以下、〔Ｍｎ〕０．５０％以下、〔Ｏ〕１５０ｐｐ
ｍ以上、〔Ａｌ〕２０ｐｐｍ以下に溶製し、その後取鍋
精錬処理でＣａＯとＣａＦ＿２とを溶鋼重量当たり合計
２〜７ｋｇ／ｔｏｎインジェクションし、溶鋼成分〔ｃ
〕０．０１％以下、〔Ｍｎ〕０．５０％以下、〔Ｏ〕１
２０〜２００ｐｐｍ、〔Ａｌ〕２０ｐｐｍ以下に溶製し
、その後連続鋳造工程でスラブを製造し最終圧延製品と
し、該圧延製品中に含まれる微小介在物の組成がＭｎＯ
−Ａｌ＿２Ｏ＿３系であることを特徴とする精錬工程に
おける介在物形態制御方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020176A JPH0730384B2 (ja) | 1990-01-30 | 1990-01-30 | 精錬工程における介在物形態制御方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020176A JPH0730384B2 (ja) | 1990-01-30 | 1990-01-30 | 精錬工程における介在物形態制御方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03226514A true JPH03226514A (ja) | 1991-10-07 |
| JPH0730384B2 JPH0730384B2 (ja) | 1995-04-05 |
Family
ID=12019871
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020176A Expired - Fee Related JPH0730384B2 (ja) | 1990-01-30 | 1990-01-30 | 精錬工程における介在物形態制御方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0730384B2 (ja) |
-
1990
- 1990-01-30 JP JP2020176A patent/JPH0730384B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0730384B2 (ja) | 1995-04-05 |
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