JPH0446657A - 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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- JPH0446657A JPH0446657A JP15169890A JP15169890A JPH0446657A JP H0446657 A JPH0446657 A JP H0446657A JP 15169890 A JP15169890 A JP 15169890A JP 15169890 A JP15169890 A JP 15169890A JP H0446657 A JPH0446657 A JP H0446657A
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- Continuous Casting (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。
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。
［従来の技術］
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。
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、＃
化物系クラスター、Ｃａ５）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。
化物系クラスター、Ｃａ５）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。
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。
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。
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。
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。
（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。
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。
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％厚さの領域
にかけてＨＩＣ欠陥を生じ、かつ鋼板表面にも膨れ欠陥
を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％厚さの領域
にかけてＨＩＣ欠陥を生じ、かつ鋼板表面にも膨れ欠陥
を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。
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Ｓ１１度が１３ｐｐｍ以下のものに
限って見られるものであり、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Ｓ１１度が１３ｐｐｍ以下のものに
限って見られるものであり、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、硫化物系介在物の鋼
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。
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。
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。
〔発明が解決しようとする課題］
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をタンディツシュ内溶鋼中に添加
する方法である。取鍋ｌとタンディツシュ２間をシール
し、溶鋼の落下流３にＣａＳ ｉ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をタンディツシュ内溶鋼中に添加
する方法である。取鍋ｌとタンディツシュ２間をシール
し、溶鋼の落下流３にＣａＳ ｉ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ツシュの上ノズル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。
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。
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ＩＯ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ＩＯ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ｘｍ透過法によるスラブ内面調査
より確認された。
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ｘｍ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５
００ｕｍ以下と小さ（、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。
００ｕｍ以下と小さ（、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。
［課題を解決するための手段］
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
以下となし、この溶鋼をタンディツ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５Ｎｊ２／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
以下となし、この溶鋼をタンディツ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５Ｎｊ２／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としてもよし＼。
さらに、タンディツシュ内の溶鋼過熱度を１０℃以上５
０℃以下とし、かつ鋼中のＣａ濃度を６ｐｐｍ以上５０
ｐｐｍ以下とすると好適である。
０℃以下とし、かつ鋼中のＣａ濃度を６ｐｐｍ以上５０
ｐｐｍ以下とすると好適である。
［作用］
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。
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Ａｌ
２２０３単独あるいはＣａＯＡｌ２２０３系でもＡＩ！
２０３リツチ（ＣａＯ・２Ａｌ２２０３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。
２２０３単独あるいはＣａＯＡｌ２２０３系でもＡＩ！
２０３リツチ（ＣａＯ・２Ａｌ２２０３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Ｃａａ度とタンディツシュ内の溶鋼過熱度（△
Ｔ：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。
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Ｃａａ度とタンディツシュ内の溶鋼過熱度（△
Ｔ：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Ｃａ２ｍ度、溶鋼過熱度６丁を変化させて、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、△
Ｔ領領域図示すると第５図が得られた。
Ｔ領領域図示すると第５図が得られた。
△Ｔ＜１０℃では浸漬ノズル内に地金の堆積もしくは溶
ｗ４湯面の皮張りが生ずる。
ｗ４湯面の皮張りが生ずる。
Δ丁〉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か生し
る。かつＭｎＳ起因のＨＩＣ欠陥が増加する。
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か生し
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ＣａＯ起因の［−１
１ｃ欠陥が生ずる。
１ｃ欠陥が生ずる。
したがって、第５図より耐ＨＩＣ鋼の鋳造に適した過熱
温度△Ｔ、鋼中Ｃａ２１１度の領域は以下の式のように
示される。
温度△Ｔ、鋼中Ｃａ２１１度の領域は以下の式のように
示される。
１０℃≦△Ｔ≦５０℃
６ｐｐｍ≦［Ｃａ］≦５０ｐｐｍ
第５図の傾向はｑが０ＮＩ２／ｍｉｎの場合及び５Ｎｊ
２／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。
２／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。
（実施例１
実施例１
３００を転炉出鋼後、Ａβ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Ｃ
ａＳ ｉ添加用バイブ４を用いてＣａをタンディツシュ
２内で添加し、次の鋳造条件で耐ＨＩＣ鋼を鋳造した。
ＲＨ処理を実施した次の鋼に、第６図に示したようにＣ
ａＳ ｉ添加用バイブ４を用いてＣａをタンディツシュ
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％
Ｓ ｉ ：０．２０〜０．３５ｗｔ％Ｍ ｎ ：
１．４〜１．５ ｗ ｔ％Ｐ ： ０．００５
〜０．０ １ ０ ｗ ｔ％Ｓ ：０．０００５〜０
．００ １ ７ｗｔ％Ｃａ：２０〜３５ｐｐｍ 全酸素、１２〜２０ｐｐｍ Ａｌ２ ：０．０２〜０．０４ｗｔ％Ｎ ｂ ：
０．０４〜０．０５ ｗ ｔ％Ｖ ： ０．０４
〜０．０５ｗｔ％Ｃｕ ： ０．２〜０．３ｗｔ％ 過熱度ΔＴ：２０〜４０℃ ガス吹込み量ｑ：０．３．１ＯＮｊ２／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。
１．４〜１．５ ｗ ｔ％Ｐ ： ０．００５
〜０．０ １ ０ ｗ ｔ％Ｓ ：０．０００５〜０
．００ １ ７ｗｔ％Ｃａ：２０〜３５ｐｐｍ 全酸素、１２〜２０ｐｐｍ Ａｌ２ ：０．０２〜０．０４ｗｔ％Ｎ ｂ ：
０．０４〜０．０５ ｗ ｔ％Ｖ ： ０．０４
〜０．０５ｗｔ％Ｃｕ ： ０．２〜０．３ｗｔ％ 過熱度ΔＴ：２０〜４０℃ ガス吹込み量ｑ：０．３．１ＯＮｊ２／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。
この時のＨＩＣ検査結果（平均面積率ＣＡＲ）（ＮＡＣ
Ｅ条件使用）と鋼中Ｓ濃度の関係を第１図に示す。
Ｅ条件使用）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、ＨＩＣ試験に供した。
にし、ＨＩＣ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。
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。
実施例２
３００を転炉出鋼後、ＡＩ２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
ＣａＳ ｉ添加用バイブ４を用いてＣａをタンディツシ
ュ２内で添加し、次の鋳造条件で耐ＨＩＣ鋼を鋳造した
。
、ＲＨ処理を実施した次の鋼に、第６図に示したように
ＣａＳ ｉ添加用バイブ４を用いてＣａをタンディツシ
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：０．０４〜０．０６ ｗ ｔ％
Ｓｉ：０．２０〜０．３５ ｗ ｔ％
Ｍｎ ： １．４〜１．５ｗｔ％
Ｐ：０．００５〜Ｏ，０１０ｗｔ％
Ｓ：＜０．００１ｗｔ％
Ｃａ ： １００−４０ｐｐ
全酸素＝１２〜２０ ｐ ｐｍ
ＡＩ２ ：０．０２〜０．０４ ｗ ｔ％Ｎｂ ：０
．０４〜０．０５ｗｔ％ Ｖ：０．０４〜０．０５ ｗ ｔ％ Ｃｕ ： ０．２〜０．３ｗｔ％ 過熱度八Ｔ：２０〜３５℃ ガス吹込み量ｑ ： Ｏ〜１１ ＮＩ２／ｍ ｉ ｎ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Ｉ（ＩＣ検査結果（平均欠陥
面積率ＣＡＲとの関係）を第２図に示す。
．０４〜０．０５ｗｔ％ Ｖ：０．０４〜０．０５ ｗ ｔ％ Ｃｕ ： ０．２〜０．３ｗｔ％ 過熱度八Ｔ：２０〜３５℃ ガス吹込み量ｑ ： Ｏ〜１１ ＮＩ２／ｍ ｉ ｎ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Ｉ（ＩＣ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。
にしたものである。
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５ Ｎ Ｉ！ ／ ｍ ｉ ｎ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。
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５ Ｎ Ｉ！ ／ ｍ ｉ ｎ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
濃度間関係調査した。
濃度間関係調査した。
Ｃａ：ｌ 〜６５ｐｐｍ
Ｓ：５〜８ｐｐｍ
ΔＴ：２０〜３５℃
スライディングノズルからのガス量ｑ＝０．３．１ＯＮ
ｎ／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
＝Ｑ、３ＮＪ２／ｍｉｎ、１０ｂＮβ／ ｍ ｉ ｎ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６鋼中Ｃａ
濃度ｆ３ｐｐｍ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＝Ｑ、３Ｎｊ２７ｍｉｎではＣａ６ｐｐｍ
未満では、ノズル詰りか発生し、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。
ｎ／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
＝Ｑ、３ＮＪ２／ｍｉｎ、１０ｂＮβ／ ｍ ｉ ｎ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６鋼中Ｃａ
濃度ｆ３ｐｐｍ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＝Ｑ、３Ｎｊ２７ｍｉｎではＣａ６ｐｐｍ
未満では、ノズル詰りか発生し、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と八Ｔの関係
を調査した。
を調査した。
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、ｌ
０ＮＩ／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。
０ＮＩ／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。
（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＝Ｑ、３Ｎβ／ｍｉｎでは八Ｔ〈
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か生じることのために
鋳造作業が不可能となる。
が明確となる。またｑ＝Ｑ、３Ｎβ／ｍｉｎでは八Ｔ〈
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か生じることのために
鋳造作業が不可能となる。
［発明の効果）
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５ＮＩ２／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） 連鋳タンディツシュ内の溶鋼過熱度（八Ｔ）及
び鋼中のＣａ濃度を、 ５０℃≧ΔＴ≧ｌＯ℃ 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ＣａＯ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５ＮＩ２／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） 連鋳タンディツシュ内の溶鋼過熱度（八Ｔ）及
び鋼中のＣａ濃度を、 ５０℃≧ΔＴ≧ｌＯ℃ 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ＣａＯ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Ｃａ濃度、タンディツ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
すタンディツ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・・・タンディツシュ ３−・・溶鋼の落下流 ４・・−バイブ（ＣａＳｉ添加用） ５・・・上ノズル ６−・−５Ｎ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 平均欠陥面積率（ＣＡＲ）（−）
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Ｃａ濃度、タンディツ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
すタンディツ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・・・タンディツシュ ３−・・溶鋼の落下流 ４・・−バイブ（ＣａＳｉ添加用） ５・・・上ノズル ６−・−５Ｎ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 平均欠陥面積率（ＣＡＲ）（−）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 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。 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。 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 |
Applications Claiming Priority (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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0446657A true JPH0446657A (ja) | 1992-02-17 |
| JP2896198B2 JP2896198B2 (ja) | 1999-05-31 |
Family
ID=15524311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15169890A Expired - Fee Related 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2896198B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1070560A1 (de) * | 1999-07-17 | 2001-01-24 | SMS Demag AG | Verfahren zum Regeln der Kühlwasser-Durchflussgeschwindigkeit durch Kokillenbreitseiten |
| JP2014188520A (ja) * | 2013-03-26 | 2014-10-06 | Jfe Steel Corp | 耐水素誘起割れ特性に優れた鋼の連続鋳造方法 |
| JP2015058473A (ja) * | 2013-09-20 | 2015-03-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐サワーラインパイプ鋼スラブの品質判定による向け先変更方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6169025B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2017-07-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 |
-
1990
- 1990-06-12 JP JP15169890A patent/JP2896198B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1070560A1 (de) * | 1999-07-17 | 2001-01-24 | SMS Demag AG | Verfahren zum Regeln der Kühlwasser-Durchflussgeschwindigkeit durch Kokillenbreitseiten |
| JP2014188520A (ja) * | 2013-03-26 | 2014-10-06 | Jfe Steel Corp | 耐水素誘起割れ特性に優れた鋼の連続鋳造方法 |
| JP2015058473A (ja) * | 2013-09-20 | 2015-03-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐サワーラインパイプ鋼スラブの品質判定による向け先変更方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2896198B2 (ja) | 1999-05-31 |
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