JPH07100593A - Ｃｕ，Ｓｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法 - Google Patents
Ｃｕ，Ｓｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法Info
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- JPH07100593A JPH07100593A JP25065293A JP25065293A JPH07100593A JP H07100593 A JPH07100593 A JP H07100593A JP 25065293 A JP25065293 A JP 25065293A JP 25065293 A JP25065293 A JP 25065293A JP H07100593 A JPH07100593 A JP H07100593A
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- continuous casting
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｃｕおよび／またはＳｎ含有鋼の連続鋳造鋳
片の表面欠陥の発生を大巾に低減させる連続鋳造方法を
提供する。 【構成】 Ｃｕおよび／またはＳｎ含有溶鋼を、相対す
る一対の水冷ロールで構成される鋳型に注湯し、これを
急冷凝固させて薄帯状の鋳片に鋳造する双ロール鋳造方
法において、鋳片が鋳型を出てから鋳片の表面温度が５
５０℃まで冷却されるまでの範囲を、溶融塩中で冷却し
て表面欠陥の発生のない鋳片を引き抜くことを特徴とす
る。
片の表面欠陥の発生を大巾に低減させる連続鋳造方法を
提供する。 【構成】 Ｃｕおよび／またはＳｎ含有溶鋼を、相対す
る一対の水冷ロールで構成される鋳型に注湯し、これを
急冷凝固させて薄帯状の鋳片に鋳造する双ロール鋳造方
法において、鋳片が鋳型を出てから鋳片の表面温度が５
５０℃まで冷却されるまでの範囲を、溶融塩中で冷却し
て表面欠陥の発生のない鋳片を引き抜くことを特徴とす
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は鋼を鋳造する分野の技術
であって、０．１０〜２％のＣｕおよび／または０．０
２〜０．３％のＳｎを含有する溶鋼の連続鋳造時に発生
する鋳片の表面欠陥低減方法に関する技術である。
であって、０．１０〜２％のＣｕおよび／または０．０
２〜０．３％のＳｎを含有する溶鋼の連続鋳造時に発生
する鋳片の表面欠陥低減方法に関する技術である。
【０００２】
【従来の技術】Ｃｕ０．１０wt. ％以上、Ｓｎ０．０２
wt. ％以上の両方またはいずれか一方を含有する鋼は、
製品に表面欠陥を発生させることは公知の事実である。
（例えば、大竹 正ら製鉄研究 225号 1958年 頁224
8）。また、Ｃｕおよび／またはＳｎを積極成分として
多量添加したり、あるいはＣｕおよび／またはＳｎを含
有する安価なスクラップを多量使用して溶製された０．
１０wt. ％以上のＣｕおよび／または０．０２wt. ％以
上のＳｎを含有する溶鋼を連続鋳造すると鋳片の表面に
著しい割れの発生することが経験的に知られている。
wt. ％以上の両方またはいずれか一方を含有する鋼は、
製品に表面欠陥を発生させることは公知の事実である。
（例えば、大竹 正ら製鉄研究 225号 1958年 頁224
8）。また、Ｃｕおよび／またはＳｎを積極成分として
多量添加したり、あるいはＣｕおよび／またはＳｎを含
有する安価なスクラップを多量使用して溶製された０．
１０wt. ％以上のＣｕおよび／または０．０２wt. ％以
上のＳｎを含有する溶鋼を連続鋳造すると鋳片の表面に
著しい割れの発生することが経験的に知られている。
【０００３】Ｃｕおよび／またはＳｎを積極成分として
活用する鋼種については０．１０wt. ％以上のＣｕおよ
び／または０．０２wt. ％以上のＳｎを含有する溶鋼を
用いて鋳造していた。又、安価なスクラップを使用して
溶製する鋼種についてはＣｕおよび／またはＳｎ含有量
の少ないスクラップを使用するか、または使用するスク
ラップの量を少なくし、鋳片割れの起こらない程度まで
Ｃｕおよび／またはＳｎの含有量を低下させた溶鋼を用
いて鋳造していた。
活用する鋼種については０．１０wt. ％以上のＣｕおよ
び／または０．０２wt. ％以上のＳｎを含有する溶鋼を
用いて鋳造していた。又、安価なスクラップを使用して
溶製する鋼種についてはＣｕおよび／またはＳｎ含有量
の少ないスクラップを使用するか、または使用するスク
ラップの量を少なくし、鋳片割れの起こらない程度まで
Ｃｕおよび／またはＳｎの含有量を低下させた溶鋼を用
いて鋳造していた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところが後者の鋳造法
では使用するスクラップの選別や管理費用が増えたり、
安価なスクラップ使用量が少なくなることから、これを
用いて鋳造した鋳片の製造コストを著しく上昇させると
言う問題点がある。さらに、前者の鋳造法では、鋳造後
の鋳片表面に割れが発生し、これを製品に圧延すると製
品の表面欠陥が多発する。これを防止するため、鋳片に
発生した表面割れを酸素を富化した高温のガスにより溶
解して取り除いたり、グラインダーなどの機械的方法に
より研削したりして鋳片の割れを取り除いた後、加熱後
圧延することが必要となる。そのため、鋳片歩留りの低
下、鋳片手入れ工数の増加はもとより生産性を著じるし
く阻害するという問題があった。本発明は前記問題点を
解消する鋳造方法であり、即ち、０．１０wt. ％以上の
Ｃｕおよび／または０．０２wt. ％以上のＳｎを含有す
る溶鋼を鋳造するに際し、鋳片に割れを発生させない鋳
造方法を提供するものである。
では使用するスクラップの選別や管理費用が増えたり、
安価なスクラップ使用量が少なくなることから、これを
用いて鋳造した鋳片の製造コストを著しく上昇させると
言う問題点がある。さらに、前者の鋳造法では、鋳造後
の鋳片表面に割れが発生し、これを製品に圧延すると製
品の表面欠陥が多発する。これを防止するため、鋳片に
発生した表面割れを酸素を富化した高温のガスにより溶
解して取り除いたり、グラインダーなどの機械的方法に
より研削したりして鋳片の割れを取り除いた後、加熱後
圧延することが必要となる。そのため、鋳片歩留りの低
下、鋳片手入れ工数の増加はもとより生産性を著じるし
く阻害するという問題があった。本発明は前記問題点を
解消する鋳造方法であり、即ち、０．１０wt. ％以上の
Ｃｕおよび／または０．０２wt. ％以上のＳｎを含有す
る溶鋼を鋳造するに際し、鋳片に割れを発生させない鋳
造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者は０．１０〜２
wt. ％のＣｕおよび／または０．０２〜０．３wt. ％の
Ｓｎを含有する溶鋼の連続鋳造後の鋳片表面割れの発生
原因を調査した結果、次の原因で割れが発生するという
新しい知見を見出した。鋳片の割れ発生部を切り出し、
その断面を研磨してエレクトロンマイクロアナライザー
により割れ部を分析した所、割れ発生部は割れ発生のな
い健全部に比べてＣｕ，Ｓｎ、などが富化している事実
を見出した。この富化の原因と割れ発生は以下のメカニ
ズムにより起こると考えられる。
wt. ％のＣｕおよび／または０．０２〜０．３wt. ％の
Ｓｎを含有する溶鋼の連続鋳造後の鋳片表面割れの発生
原因を調査した結果、次の原因で割れが発生するという
新しい知見を見出した。鋳片の割れ発生部を切り出し、
その断面を研磨してエレクトロンマイクロアナライザー
により割れ部を分析した所、割れ発生部は割れ発生のな
い健全部に比べてＣｕ，Ｓｎ、などが富化している事実
を見出した。この富化の原因と割れ発生は以下のメカニ
ズムにより起こると考えられる。
【０００６】Ｃｕ，Ｓｎは高温においては酸化しない。
一方、Ｆｅは鋳造時の温度降下に伴い酸化し、酸化鉄か
らなるスケールを生成する。このスケールは連続鋳造時
にその厚みを増加しながら成長し、鋳片の表面に残存す
る。このスケール中に酸化しないＣｕなどの元素が濃化
していき、やがて鋳片表面近傍に富化し、スケールと鋳
片表面の間に富化層を形成する。この富化層の存在する
鋳片の表面部の機械的性質は著じるしく低下する。この
時、連続鋳造時の鋳片の表面近傍に発生する熱応力や、
湾曲型或いは垂直曲型連続鋳造機においては湾曲状の鋳
片を平らに矯正するときに発生する矯正応力が原因で割
れが発生すると考えられる。
一方、Ｆｅは鋳造時の温度降下に伴い酸化し、酸化鉄か
らなるスケールを生成する。このスケールは連続鋳造時
にその厚みを増加しながら成長し、鋳片の表面に残存す
る。このスケール中に酸化しないＣｕなどの元素が濃化
していき、やがて鋳片表面近傍に富化し、スケールと鋳
片表面の間に富化層を形成する。この富化層の存在する
鋳片の表面部の機械的性質は著じるしく低下する。この
時、連続鋳造時の鋳片の表面近傍に発生する熱応力や、
湾曲型或いは垂直曲型連続鋳造機においては湾曲状の鋳
片を平らに矯正するときに発生する矯正応力が原因で割
れが発生すると考えられる。
【０００７】又、連続鋳造鋳片に発生した割れ部の起点
を光学顕微鏡で詳しく観察した所、鋳片の凹み部（オシ
レーションマークという）に発生していた。したがっ
て、割れはスケール発生によるＣｕ，Ｓｎの低融点の富
化層とオシレーションマークが原因していると考えられ
る。本発明は上記の新知見に基づきなされたもので、本
発明の要旨とするところは下記のとおりである。
を光学顕微鏡で詳しく観察した所、鋳片の凹み部（オシ
レーションマークという）に発生していた。したがっ
て、割れはスケール発生によるＣｕ，Ｓｎの低融点の富
化層とオシレーションマークが原因していると考えられ
る。本発明は上記の新知見に基づきなされたもので、本
発明の要旨とするところは下記のとおりである。
【０００８】０．１０〜２wt. ％のＣｕおよび／または
０．０２〜０．３wt. ％のＳｎを含有する溶鋼を、対向
する一対の水冷ロールで構成される鋳型に注湯し、これ
を急冷凝固させて薄帯状鋳片に鋳造する双ロール連続鋳
造方法において、鋳片が鋳型を出てから鋳片の表面温度
が５５０℃まで冷却される範囲を、溶融塩中で冷却し
て、鋳片を引き抜くことを特徴とするＣｕおよび／また
はＳｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法。
０．０２〜０．３wt. ％のＳｎを含有する溶鋼を、対向
する一対の水冷ロールで構成される鋳型に注湯し、これ
を急冷凝固させて薄帯状鋳片に鋳造する双ロール連続鋳
造方法において、鋳片が鋳型を出てから鋳片の表面温度
が５５０℃まで冷却される範囲を、溶融塩中で冷却し
て、鋳片を引き抜くことを特徴とするＣｕおよび／また
はＳｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法。
【０００９】以下に本発明について図面を参照して詳細
に説明する。鋳片表面割れ発生深さと鋳片のスケール厚
み、ならびにオシレーションマーク深さとの関係を調査
した。その結果を図１および２に示す。図１に示すよう
に、鋳片割れ深さはスケール厚みに依存して多くなる、
また、図２に示すごとく、鋳片割れ深さはオシレーショ
ンマーク深さが増すほど深くなることがわかる。
に説明する。鋳片表面割れ発生深さと鋳片のスケール厚
み、ならびにオシレーションマーク深さとの関係を調査
した。その結果を図１および２に示す。図１に示すよう
に、鋳片割れ深さはスケール厚みに依存して多くなる、
また、図２に示すごとく、鋳片割れ深さはオシレーショ
ンマーク深さが増すほど深くなることがわかる。
【００１０】この理由は次のように考えられる。スケー
ル発生により前述したメカニズムでＣｕなどを含む富化
層が鋳片表面に形成される。一般にスケール発生量が多
くなるとスケールと鋳片表面近傍に富化する富化層の厚
みが増える。富化層の厚みが増えると鋳片表面の機械的
性質はますます低下し、鋳片の矯正応力によって割れが
発生し富化層が割れに侵入する。侵入した富化層はその
近傍の地鉄の強度をますます脆化させるため割れが鋳片
表面から内部に向かって進展していく。したがって、富
化層の量が多いほど、鋳片表面割れ深さが深くなるもの
と考えられる。
ル発生により前述したメカニズムでＣｕなどを含む富化
層が鋳片表面に形成される。一般にスケール発生量が多
くなるとスケールと鋳片表面近傍に富化する富化層の厚
みが増える。富化層の厚みが増えると鋳片表面の機械的
性質はますます低下し、鋳片の矯正応力によって割れが
発生し富化層が割れに侵入する。侵入した富化層はその
近傍の地鉄の強度をますます脆化させるため割れが鋳片
表面から内部に向かって進展していく。したがって、富
化層の量が多いほど、鋳片表面割れ深さが深くなるもの
と考えられる。
【００１１】この割れ深さを低減あるいは完全に割れを
発生させないようにするには、図１から明らかなよう
に、スケール発生厚みを抑制するか、或いは完全に発生
させないこと、さらに、図２から明らかなようにオシレ
ーションマークの深さを低減あるいは生成させないこと
が必要となる。この中、スケールの発生は鋳片の表面に
酸素が拡散し、そこに酸化鉄が形成されスケールにな
る。その後、スケール層にＦｅあるいはイオンが拡散し
てスケール厚みを増大していく。このことから明らかな
ように、スケールの発生とその後の成長を防止するには
鋳片の表面に酸素を供給しないことが必要である。
発生させないようにするには、図１から明らかなよう
に、スケール発生厚みを抑制するか、或いは完全に発生
させないこと、さらに、図２から明らかなようにオシレ
ーションマークの深さを低減あるいは生成させないこと
が必要となる。この中、スケールの発生は鋳片の表面に
酸素が拡散し、そこに酸化鉄が形成されスケールにな
る。その後、スケール層にＦｅあるいはイオンが拡散し
てスケール厚みを増大していく。このことから明らかな
ように、スケールの発生とその後の成長を防止するには
鋳片の表面に酸素を供給しないことが必要である。
【００１２】また、この割れは第３図に示したようにオ
シレーションマークの底部を起点として発生している。
割れはオシレーションマークの底ほど応力が集中しやす
い為に発生しやすいと考えられる。割れ発生に及ぼすス
ケール厚みとオシレーションマーク深さの寄与率は確か
なことは判らないが、いずれにしても二つの要因が絡み
合っていることが明らかである。
シレーションマークの底部を起点として発生している。
割れはオシレーションマークの底ほど応力が集中しやす
い為に発生しやすいと考えられる。割れ発生に及ぼすス
ケール厚みとオシレーションマーク深さの寄与率は確か
なことは判らないが、いずれにしても二つの要因が絡み
合っていることが明らかである。
【００１３】つぎに、本発明において双ロール法で鋳造
するのは次の理由による。Ｃｕ，Ｓｎを含有する鋳片の
割れ発生の起点はオシレーションマークであり、鋳型を
上下に振動させないことオシレーションレス鋳造により
オシレーションマークの生成が防止出来る。この鋳造法
として鋳片の鋳造方向と同じ方向に鋳型が回転し、鋳型
が上下に振幅しない双ロール鋳造法が有効であるためで
ある。
するのは次の理由による。Ｃｕ，Ｓｎを含有する鋳片の
割れ発生の起点はオシレーションマークであり、鋳型を
上下に振動させないことオシレーションレス鋳造により
オシレーションマークの生成が防止出来る。この鋳造法
として鋳片の鋳造方向と同じ方向に鋳型が回転し、鋳型
が上下に振幅しない双ロール鋳造法が有効であるためで
ある。
【００１４】本発明において、鋼板が双ロールを出てか
ら鋳片の表面温度が５５０℃まで冷却されるまでの範囲
を溶融塩中で冷却するのは次の理由による。溶鋼の双ロ
ール鋳造時の双ロール内の溶鋼の表面は不活性ガスでシ
ールされており、凝固しつつある凝固殻は、双ロールの
表面と接触していることから酸素と触れる機会は殆どな
い。その後、鋳片は双ロールの下方に出るや否や直ちに
酸素と接触し、この時点でスケールが発生しはじめるこ
とになる。したがって、スケールの発生防止には双ロー
ルを出た直後から無酸化条件に保つことが必要になる。
鋳片の表面温度が５５０℃以下ではスケールは生成しな
いので、溶融塩中での冷却は必要でない。
ら鋳片の表面温度が５５０℃まで冷却されるまでの範囲
を溶融塩中で冷却するのは次の理由による。溶鋼の双ロ
ール鋳造時の双ロール内の溶鋼の表面は不活性ガスでシ
ールされており、凝固しつつある凝固殻は、双ロールの
表面と接触していることから酸素と触れる機会は殆どな
い。その後、鋳片は双ロールの下方に出るや否や直ちに
酸素と接触し、この時点でスケールが発生しはじめるこ
とになる。したがって、スケールの発生防止には双ロー
ルを出た直後から無酸化条件に保つことが必要になる。
鋳片の表面温度が５５０℃以下ではスケールは生成しな
いので、溶融塩中での冷却は必要でない。
【００１５】鋳片が鋳型を出てから鋳片の表面温度が５
５０℃まで冷却されるまでの範囲を無酸化条件とする方
法についてはＡｒなどの不活性ガスを用いる方法があ
る。この場合、鋳片のガス冷却は、冷却媒体であるガス
の熱容量が小さく、冷却能が劣るため十分な冷却が出来
ない。また、冷却時にスケールを発生させないためには
高純度組成のガスが必要であると共に、冷却に用いるＡ
ｒは吸引排出させ使用することから使用ガス量が膨大に
なり、これによりランニングコストが高くなる。これに
対し、溶融塩を用いた冷却ではガス冷却に比べ、固液接
触冷却となるため十分な冷却能が得られ、また冷却槽内
で溶融塩を循環流動させることにより均一な冷却ができ
る。この結果、空気を遮断した冷却により無酸化冷却と
なり、また冷却むらがなく割れの起点になりやすい冷却
不均一部が無くなる。また溶融塩は冷却槽内で循環させ
て使用出来るためにガスに比べランニングコストも少な
くてすむ、などの長所を有する。
５０℃まで冷却されるまでの範囲を無酸化条件とする方
法についてはＡｒなどの不活性ガスを用いる方法があ
る。この場合、鋳片のガス冷却は、冷却媒体であるガス
の熱容量が小さく、冷却能が劣るため十分な冷却が出来
ない。また、冷却時にスケールを発生させないためには
高純度組成のガスが必要であると共に、冷却に用いるＡ
ｒは吸引排出させ使用することから使用ガス量が膨大に
なり、これによりランニングコストが高くなる。これに
対し、溶融塩を用いた冷却ではガス冷却に比べ、固液接
触冷却となるため十分な冷却能が得られ、また冷却槽内
で溶融塩を循環流動させることにより均一な冷却ができ
る。この結果、空気を遮断した冷却により無酸化冷却と
なり、また冷却むらがなく割れの起点になりやすい冷却
不均一部が無くなる。また溶融塩は冷却槽内で循環させ
て使用出来るためにガスに比べランニングコストも少な
くてすむ、などの長所を有する。
【００１６】なお、２００〜２５０mm厚みの連続鋳造時
の二次冷却に溶融塩冷却帯を設けることが考えられる。
この場合、凝固が完了するまでの所要時間が長くこの
為、スケール発生を防止するための二次冷却帯長さが長
くなり、溶融塩を循環するための設備が膨大になるとと
もに、その維持、管理や使用する溶融塩量も多くなり得
策ではない。
の二次冷却に溶融塩冷却帯を設けることが考えられる。
この場合、凝固が完了するまでの所要時間が長くこの
為、スケール発生を防止するための二次冷却帯長さが長
くなり、溶融塩を循環するための設備が膨大になるとと
もに、その維持、管理や使用する溶融塩量も多くなり得
策ではない。
【００１７】図４は、本発明法を実施する双ロール連続
鋳造法の構成を示したもので、図４において、０．１０
〜２wt. ％のＣｕおよび／または０．０２〜０．３wt.
％のＳｎを含有する溶鋼は双ロールからなる鋳型１に注
入され、鋳型１を出た鋳片２は溶融塩３で構成された二
次冷却帯４に入り、ガイドロール５，６を通過して引き
抜かれる。溶融塩３が満たされた二次冷却帯４は鋳造開
始前は遮蔽壁７によって溶融塩３が洩れないように塞き
止められており、鋳片２が遮蔽壁７に到達すると直ぐに
シリンダー８によって遮蔽壁７が瞬時に開かれる。鋳造
が終了すると直ちにシリンダー８によって遮蔽壁７が閉
じられる。鋳造中、二次冷却帯４中の溶融塩３の一部は
二次冷却帯４の下方より流れ出るが、この流出した溶融
塩は流出孔９から循環タンク（図示せず）に戻される。
また、循環タンクには鋳造中に二次冷却帯４から流出し
た溶融塩量以上の溶融塩が溜められており、鋳造中に流
出した溶融塩量に相当した量がこの循環タンクからポン
プ（図示せず）によって、補給孔１０から鋳造中絶えず
二次冷却帯４に供給される。また、補給孔１０からは鋳
造中、溶融塩３の冷却能が劣化した時、新鮮な溶融塩を
供給することも出来る。
鋳造法の構成を示したもので、図４において、０．１０
〜２wt. ％のＣｕおよび／または０．０２〜０．３wt.
％のＳｎを含有する溶鋼は双ロールからなる鋳型１に注
入され、鋳型１を出た鋳片２は溶融塩３で構成された二
次冷却帯４に入り、ガイドロール５，６を通過して引き
抜かれる。溶融塩３が満たされた二次冷却帯４は鋳造開
始前は遮蔽壁７によって溶融塩３が洩れないように塞き
止められており、鋳片２が遮蔽壁７に到達すると直ぐに
シリンダー８によって遮蔽壁７が瞬時に開かれる。鋳造
が終了すると直ちにシリンダー８によって遮蔽壁７が閉
じられる。鋳造中、二次冷却帯４中の溶融塩３の一部は
二次冷却帯４の下方より流れ出るが、この流出した溶融
塩は流出孔９から循環タンク（図示せず）に戻される。
また、循環タンクには鋳造中に二次冷却帯４から流出し
た溶融塩量以上の溶融塩が溜められており、鋳造中に流
出した溶融塩量に相当した量がこの循環タンクからポン
プ（図示せず）によって、補給孔１０から鋳造中絶えず
二次冷却帯４に供給される。また、補給孔１０からは鋳
造中、溶融塩３の冷却能が劣化した時、新鮮な溶融塩を
供給することも出来る。
【００１８】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。溶鋼
成分、双ロール連続鋳造条件と、湾曲型連続鋳造機によ
り鋳造した時の鋳片の表面の割れ発生数を１としたとき
の鋳片の割れ指数を表１にまとめて示した。
成分、双ロール連続鋳造条件と、湾曲型連続鋳造機によ
り鋳造した時の鋳片の表面の割れ発生数を１としたとき
の鋳片の割れ指数を表１にまとめて示した。
【００１９】
【表１】
【００２０】表１から明らかなように、本発明法は異な
った鋼種、異なった双ロール鋳造条件に対しても適用出
来るとともに、従来割れの発生する０．１０〜２wt. ％
のＣｕおよび／または、０．０２〜０．３wt. ％のＳｎ
を含有する溶鋼を鋳造しても、鋼板表面に殆ど割れのな
い鋼板が得られる。なお、二次冷却帯に用いた溶融塩は
ＫＮＯ3 およびＮａＮＯ3 の混合物を用いたが鋳片割れ
防止効果に及ぼす影響の差異は認められなかった。
った鋼種、異なった双ロール鋳造条件に対しても適用出
来るとともに、従来割れの発生する０．１０〜２wt. ％
のＣｕおよび／または、０．０２〜０．３wt. ％のＳｎ
を含有する溶鋼を鋳造しても、鋼板表面に殆ど割れのな
い鋼板が得られる。なお、二次冷却帯に用いた溶融塩は
ＫＮＯ3 およびＮａＮＯ3 の混合物を用いたが鋳片割れ
防止効果に及ぼす影響の差異は認められなかった。
【００２１】
【発明の効果】本発明により、従来割れを発生させる
０．１０〜２wt. ％のＣｕおよび／または０．０２〜
０．３wt. ％のＳｎを含有する溶鋼を用いて鋳造しても
鋳片に殆ど割れを発生させない鋳造が可能になった。
０．１０〜２wt. ％のＣｕおよび／または０．０２〜
０．３wt. ％のＳｎを含有する溶鋼を用いて鋳造しても
鋳片に殆ど割れを発生させない鋳造が可能になった。
【図１】鋳片表面割れ深さ指数とスケール発生厚みの関
係を示す説明図である。
係を示す説明図である。
【図２】鋳片表面割れ深さ指数とオシレーションマーク
の深さを示す説明図である。
の深さを示す説明図である。
【図３】鋳片のオシレーションマークに発生した割れ疵
を示す説明図である。
を示す説明図である。
【図４】双ロール連続鋳造法の構成図である。
【図５】遮蔽壁の構造を示す説明図である。
１…双ロール ２…鋳片 ３…溶融塩 ４…二次冷却帯 ５，６…ガイドロール ７…遮蔽壁 ８…シリンダー ９…流出孔 １０…補給孔
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/16 (72)発明者 青木 利一 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日本 製鐵株式会社広畑製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 ０．１０〜２wt. ％のＣｕ，０．０２〜
０．３wt. ％のＳｎの両方またはいずれか一方を含有す
る溶鋼を、対向する一対の水冷ロールで構成される鋳型
に注湯し、これを急冷凝固させて薄帯状鋳片に鋳造する
双ロール連続鋳造方法において、鋳片が鋳型を出てから
該鋳片の表面温度が５５０℃まで冷却される範囲を、溶
融塩中で冷却して該鋳片を引き抜くことを特徴とするＣ
ｕ，Ｓｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25065293A JPH07100593A (ja) | 1993-10-06 | 1993-10-06 | Ｃｕ，Ｓｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25065293A JPH07100593A (ja) | 1993-10-06 | 1993-10-06 | Ｃｕ，Ｓｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07100593A true JPH07100593A (ja) | 1995-04-18 |
Family
ID=17211045
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25065293A Withdrawn JPH07100593A (ja) | 1993-10-06 | 1993-10-06 | Ｃｕ，Ｓｎ含有鋼の双ロール連続鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07100593A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1727918A1 (en) * | 2004-03-22 | 2006-12-06 | Nucor Corporation | High copper low alloy steel sheet |
| JP2007523745A (ja) * | 2003-02-28 | 2007-08-23 | ゾー ウント ゾー ゾマーホーファー オッフェネ エアヴェルプスゲゼルシャフト | 連続鋳造法 |
-
1993
- 1993-10-06 JP JP25065293A patent/JPH07100593A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007523745A (ja) * | 2003-02-28 | 2007-08-23 | ゾー ウント ゾー ゾマーホーファー オッフェネ エアヴェルプスゲゼルシャフト | 連続鋳造法 |
| EP1727918A1 (en) * | 2004-03-22 | 2006-12-06 | Nucor Corporation | High copper low alloy steel sheet |
| EP1727918A4 (en) * | 2004-03-22 | 2007-08-29 | Nucor Corp | BLECH OF COPPER-FINISHED LOW-ALLOY STEEL |
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