JPH0745094B2 - 連続鋳造による快削鋼の製造方法 - Google Patents
連続鋳造による快削鋼の製造方法Info
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- JPH0745094B2 JPH0745094B2 JP63071876A JP7187688A JPH0745094B2 JP H0745094 B2 JPH0745094 B2 JP H0745094B2 JP 63071876 A JP63071876 A JP 63071876A JP 7187688 A JP7187688 A JP 7187688A JP H0745094 B2 JPH0745094 B2 JP H0745094B2
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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、連続鋳造法により、鋳片中心部の快削性成分
の含有量を高めた快削鋼の製造方法に関するものであ
る。
の含有量を高めた快削鋼の製造方法に関するものであ
る。
鋼材中心部（コア）の快削性成分濃度を高めた快削鋼
は、コアが被削性成の良いS,Mn等の快削性成分濃度であ
り、リム層（シエル）が不純物の少ないものであるため
ナットの製造に最も適している。ナットは次の工程で製
造される。即ち、最初丸鋼を、冷鍛加工によりナットの
外形に形成する。この時の冷鍛加工はシビヤーであるた
め、表面がリム層のような加工に耐える材質でなくては
ならない。
は、コアが被削性成の良いS,Mn等の快削性成分濃度であ
り、リム層（シエル）が不純物の少ないものであるため
ナットの製造に最も適している。ナットは次の工程で製
造される。即ち、最初丸鋼を、冷鍛加工によりナットの
外形に形成する。この時の冷鍛加工はシビヤーであるた
め、表面がリム層のような加工に耐える材質でなくては
ならない。
次いで、横断面中央付近（コア）をくり抜いてナットの
内側を形成する。くり抜きはコアが被削性の良いS,Mn等
快削性成分濃度の材質であることが必要である。
内側を形成する。くり抜きはコアが被削性の良いS,Mn等
快削性成分濃度の材質であることが必要である。
このような鋼材の製造方法としては、本願出願人の出願
に係る特開昭62−142,053号公報に示される方法があ
る。
に係る特開昭62−142,053号公報に示される方法があ
る。
これは、連続鋳造時、鋳型下端部以降のリム層が形成さ
れた後の鋳片の中心部にＳをワイヤーで添加し、コアの
Ｓ濃度を高めた快削鋼を製造するものである。
れた後の鋳片の中心部にＳをワイヤーで添加し、コアの
Ｓ濃度を高めた快削鋼を製造するものである。
又、同じく本願出願人は、特願昭61−252,898号明細書
において、以下に示す方法を提案した。即ち、連続鋳造
時、鋳型下端部附近に電磁制動装置を設置して静磁場を
形成させて溶鋼を静止させ、静磁場帯を境界としてその
上下に異なる金属をノズルにより供給するものである。
こうすることにより静磁場帯より上部に供給された金属
は、鋳型下端より上部でリム層を形成し、静磁場帯より
下部に供給された金属は、鋳片中心部で凝固しコアを形
成するものである。
において、以下に示す方法を提案した。即ち、連続鋳造
時、鋳型下端部附近に電磁制動装置を設置して静磁場を
形成させて溶鋼を静止させ、静磁場帯を境界としてその
上下に異なる金属をノズルにより供給するものである。
こうすることにより静磁場帯より上部に供給された金属
は、鋳型下端より上部でリム層を形成し、静磁場帯より
下部に供給された金属は、鋳片中心部で凝固しコアを形
成するものである。
しかしながら前記に示す方法は夫々次のような難点を有
する。
する。
前記特開昭62−142,053号公報に示された方法は、ワイ
ヤー添加の位置が鋳型下端以降のリム層形成後ではある
がリム層の形成はまだ薄く中心部は大部分未凝固で流動
状態であり、上部から注入される溶鋼の運動エネルギー
により、上下に攪拌されている。このためワイヤーによ
り添加した快削性成分もある程度攪拌され、未凝固溶鋼
全体に分散されることがある。又、前記特願昭61−252,
898号明細書の方法は、ノズルを用いる方法であり、添
加金属は粉状のものに限られる。従って、ワイヤーによ
る添加のものに比し、添加効率は劣る。
ヤー添加の位置が鋳型下端以降のリム層形成後ではある
がリム層の形成はまだ薄く中心部は大部分未凝固で流動
状態であり、上部から注入される溶鋼の運動エネルギー
により、上下に攪拌されている。このためワイヤーによ
り添加した快削性成分もある程度攪拌され、未凝固溶鋼
全体に分散されることがある。又、前記特願昭61−252,
898号明細書の方法は、ノズルを用いる方法であり、添
加金属は粉状のものに限られる。従って、ワイヤーによ
る添加のものに比し、添加効率は劣る。
本発明は、前記の問題点を解決するべくなされたもの
で、溶鋼を鋳型内に注入し、一部凝固シエルを生成させ
リム層とし、この位置以降に電磁制動装置を設け、鋳片
内溶鋼の鎮静化を図り、未凝固溶鋼の混合を防止し、鎮
静領域の下部に鉄被覆S,硫化物,Mn,Mn-合金等の快削性
成分充填ワイヤーを添加せしめ、リム層と異なった成分
とすることによって複合鋼材を製造するものである。
で、溶鋼を鋳型内に注入し、一部凝固シエルを生成させ
リム層とし、この位置以降に電磁制動装置を設け、鋳片
内溶鋼の鎮静化を図り、未凝固溶鋼の混合を防止し、鎮
静領域の下部に鉄被覆S,硫化物,Mn,Mn-合金等の快削性
成分充填ワイヤーを添加せしめ、リム層と異なった成分
とすることによって複合鋼材を製造するものである。
更に本発明を硫黄快削鋼の例に基き、詳細に説明する。
C:0.20重量％以下、Mn:0.30〜1.00重量％、P:0.040重量
％以下、S:0.035重量％以下、Al:0.050重量％以下、O:1
0〜600ppm、残部Feの成分を含有し、過熱度５〜50℃の
溶鋼を連続鋳造鋳型に注入し、一部凝固シエルを生成さ
せた鋳片内の鋳型下端以降の位置に設けられた電磁制動
装置より下部に、0.5〜2.0mm厚みの鉄被覆S,硫化物,Mn,
Mn-合金充填ワイヤーによりＳおよびMnを添加し、S:0.0
40〜0.400重量％、Mn:0.30〜2.00重量％のコアを有する
快削鋼を連続鋳造で製造するものである。
％以下、S:0.035重量％以下、Al:0.050重量％以下、O:1
0〜600ppm、残部Feの成分を含有し、過熱度５〜50℃の
溶鋼を連続鋳造鋳型に注入し、一部凝固シエルを生成さ
せた鋳片内の鋳型下端以降の位置に設けられた電磁制動
装置より下部に、0.5〜2.0mm厚みの鉄被覆S,硫化物,Mn,
Mn-合金充填ワイヤーによりＳおよびMnを添加し、S:0.0
40〜0.400重量％、Mn:0.30〜2.00重量％のコアを有する
快削鋼を連続鋳造で製造するものである。
すなわち、溶鋼を脱ガス後、鋳片の表面層（リム層また
はシエル）は、第１図に示す鋳型４の下端迄に凝固シエ
ル２として形成される。一方、コア３には、電磁制動装
置６の設置位置より下部に、鉄被覆S,硫化物,Mn,Mn-合
金充填ワイヤー（以下ワイヤーという）１を添加する事
で快削性成分の濃度を高める。
はシエル）は、第１図に示す鋳型４の下端迄に凝固シエ
ル２として形成される。一方、コア３には、電磁制動装
置６の設置位置より下部に、鉄被覆S,硫化物,Mn,Mn-合
金充填ワイヤー（以下ワイヤーという）１を添加する事
で快削性成分の濃度を高める。
ワイヤー１は、鋳型４の上端から溶鋼に入り、ワイヤー
１の鉄被覆材は次第に溶解し、電磁制動装置６の下端以
降で完全に溶解すると同時に、ワイヤー１に充填されて
いたＳ粉末（FeS粉末等のＳ含有物質を含む），やMn,Mn
-合金粉末が溶鋼中を拡散してコア３を生成する。
１の鉄被覆材は次第に溶解し、電磁制動装置６の下端以
降で完全に溶解すると同時に、ワイヤー１に充填されて
いたＳ粉末（FeS粉末等のＳ含有物質を含む），やMn,Mn
-合金粉末が溶鋼中を拡散してコア３を生成する。
図中５は浸漬ノズル、７はコア凝固部である。
次に、前述のように溶鋼の成分範囲を限定した理由を説
明する。
明する。
C:0.20重量％（重量％を以下％という）以下とするの
は、鋼中Ｃ含有量が0.20％を超えると切削抵抗が増大し
て目的とする被削性が得られないためである。
は、鋼中Ｃ含有量が0.20％を超えると切削抵抗が増大し
て目的とする被削性が得られないためである。
Mn:0.30〜1.00％とするのは、Mnは0.30％未満でFeSによ
る熱間強度低下により、熱間圧延割れが発生する。一
方、1.00％を超えると加工性が劣化するためである。
る熱間強度低下により、熱間圧延割れが発生する。一
方、1.00％を超えると加工性が劣化するためである。
又、コア部のMnを0.30〜2.00％とするのは、Mnは0.30％
以上で被削性を大幅に向上させるのに効果があるが、2.
00％を超えると脆性が増大し、かつ被削性も低下するた
めである。
以上で被削性を大幅に向上させるのに効果があるが、2.
00％を超えると脆性が増大し、かつ被削性も低下するた
めである。
P:0.040％以下とするのは、Ｐは0.040％を超えると冷鍛
加工性が低下して加工時表面割れを生じるためである。
加工性が低下して加工時表面割れを生じるためである。
S:0.035％以下とするのは、Ｓは0.035％を超えると冷鍛
加工性が低下して加工時表面割れを生じるためである。
加工性が低下して加工時表面割れを生じるためである。
又、コア部のＳを0.040〜0.400％とするのは、Ｓは0.04
0％以上で被削性を大幅に向上させるのに効果がある
が、0.400％を超えると加工性，延性が著しく低下ため
である。
0％以上で被削性を大幅に向上させるのに効果がある
が、0.400％を超えると加工性，延性が著しく低下ため
である。
Al:0.050％以下とするのは、Alは0.050％を超えると被
削性が著しく低下ためである。しかしながら、この鋼種
はAlが適度に含有すると被削性を低下させるInsolubleA
lが低下して、被削性が向上する。
削性が著しく低下ためである。しかしながら、この鋼種
はAlが適度に含有すると被削性を低下させるInsolubleA
lが低下して、被削性が向上する。
O:10〜600ppmとするのは、Ｏは10ppm未満になると被削
性が低下する。一方、600ppmを超えるとピンホール欠陥
が表面に発生する。
性が低下する。一方、600ppmを超えるとピンホール欠陥
が表面に発生する。
次に、タンディッシュの溶鋼の過熱度を５〜50℃にした
理由は、５℃より低温になるとノズルが詰って鋳造不能
になり、又、50℃より高温になれば鋳片の柱状晶が発達
し過ぎて、中心偏析が著しくなるためである。
理由は、５℃より低温になるとノズルが詰って鋳造不能
になり、又、50℃より高温になれば鋳片の柱状晶が発達
し過ぎて、中心偏析が著しくなるためである。
ワイヤーの鉄被覆材の厚みを0.5〜2.0mmにした理由は、
これらの鋼種で鋳型下端以降で完全溶解するのは、この
厚みの間にあるワイヤーのみであるためである。溶融点
が高い鋼種程、ワイヤーが溶解する時間が早い。鋳型下
端以降で所期のシエル厚を有する時にワイヤーが完全溶
解する厚みのものを選択する必要がある。
これらの鋼種で鋳型下端以降で完全溶解するのは、この
厚みの間にあるワイヤーのみであるためである。溶融点
が高い鋼種程、ワイヤーが溶解する時間が早い。鋳型下
端以降で所期のシエル厚を有する時にワイヤーが完全溶
解する厚みのものを選択する必要がある。
S,硫化物,Mn,Mn-合金の添加を鋳型下端以降で、電磁制
動装置の設置位置より下部とした理由の一つはリム層に
相当するシエルをある一定以上の厚さにするためで、こ
れによりシエルは圧延中にコアが露出するのを防止する
とともに、成品になってもシエルが存在すると冷鍛加工
によって表面が割れるのを防止する。
動装置の設置位置より下部とした理由の一つはリム層に
相当するシエルをある一定以上の厚さにするためで、こ
れによりシエルは圧延中にコアが露出するのを防止する
とともに、成品になってもシエルが存在すると冷鍛加工
によって表面が割れるのを防止する。
又、もしS,硫化物,Mn,Mn-合金の添加を鋳型下端以前に
すればシエルが薄くなり、コアが圧延中に露出するとと
もに成品になってもシエルが存在しない場合が生じるの
で、冷鍛加工によって表面が割れる。同時にタンディッ
シュの浸漬ノズル５から溶鋼が吐出し、これが鋳型内で
乱流となるため、添加されたS,硫化物,Mn,Mn-合金が捲
き込まれてＳおよびMn濃度の高いシエルが生成して本発
明が目的とする硫黄快削鋼にならないためである。
すればシエルが薄くなり、コアが圧延中に露出するとと
もに成品になってもシエルが存在しない場合が生じるの
で、冷鍛加工によって表面が割れる。同時にタンディッ
シュの浸漬ノズル５から溶鋼が吐出し、これが鋳型内で
乱流となるため、添加されたS,硫化物,Mn,Mn-合金が捲
き込まれてＳおよびMn濃度の高いシエルが生成して本発
明が目的とする硫黄快削鋼にならないためである。
又、他の理由は、電磁制動装置によって、鋳片内溶鋼の
鎮静化を図って、溶鋼の上昇を防ぎ、鋳片内未凝固溶鋼
の混合を阻止し、鎮静化した溶鋼の下部にワイヤーを添
加する事で快削性成分を確実にコアに存在させることに
ある。
鎮静化を図って、溶鋼の上昇を防ぎ、鋳片内未凝固溶鋼
の混合を阻止し、鎮静化した溶鋼の下部にワイヤーを添
加する事で快削性成分を確実にコアに存在させることに
ある。
連鋳法によるAISI 1110相当の硫黄快削鋼の製造を、120
t転炉にてリムド鋼を吹錬し、RHで気孔欠陥が生成しな
いように、溶鋼中Ｏを0.0225％まで脱ガスした。RHでC:
0.10％,Mn:0.40％,P:0.017％,S:0.013％,Al:0.020％の
成分に調整した。
t転炉にてリムド鋼を吹錬し、RHで気孔欠陥が生成しな
いように、溶鋼中Ｏを0.0225％まで脱ガスした。RHでC:
0.10％,Mn:0.40％,P:0.017％,S:0.013％,Al:0.020％の
成分に調整した。
タンディッシュの溶鋼過熱度15〜30℃で、横断面247mm
×300mm、かつ長さ800mmの鋳型に注入した。鋳片の引抜
速度は0.8m/分で鋳造し、鋳型内中央付近で、電磁制動
装置設置位置の下部に外径7mmφ、鉄被覆厚み1.25mm、
粉末Fe-Sおよび粉末Fe-Mn充填率21％のワイヤーを16.0m
/分で投入し、かつ電磁制動力1000ガウスをかけ、コア
のS,Mn濃度の高い硫黄快削鋼を製造した。
×300mm、かつ長さ800mmの鋳型に注入した。鋳片の引抜
速度は0.8m/分で鋳造し、鋳型内中央付近で、電磁制動
装置設置位置の下部に外径7mmφ、鉄被覆厚み1.25mm、
粉末Fe-Sおよび粉末Fe-Mn充填率21％のワイヤーを16.0m
/分で投入し、かつ電磁制動力1000ガウスをかけ、コア
のS,Mn濃度の高い硫黄快削鋼を製造した。
このようにして製造した鋳片を均熱炉で加熱して、分塊
ロールと連続ロールで圧延し、160mm角のビレットにし
た。このビレットを加熱炉で再加熱してから連続ロール
で圧延し、20〜50mmφの丸鋼成品にした。
ロールと連続ロールで圧延し、160mm角のビレットにし
た。このビレットを加熱炉で再加熱してから連続ロール
で圧延し、20〜50mmφの丸鋼成品にした。
160mm角ビレットにおける部位別のコアのＳ分析値は第
２図に示すようにＳの規格0.080〜0.130％を全て満足す
る。このように鋳片の頭部，中間部はもとより、鋳片の
底部から10％の部位におけるＳも、規格を全て満足する
ものとなった。コアのMn分析値は第３図に示すようにMn
の規格0.30〜0.60％を全て満足する。
２図に示すようにＳの規格0.080〜0.130％を全て満足す
る。このように鋳片の頭部，中間部はもとより、鋳片の
底部から10％の部位におけるＳも、規格を全て満足する
ものとなった。コアのMn分析値は第３図に示すようにMn
の規格0.30〜0.60％を全て満足する。
又、30mm丸鋼での化学成分は第１表の通りであった。
切削性試験成績（旋盤による）は第２表に示した。比較
として造塊法によるリムド硫黄快削鋼のそれを示した。
比較鋼の棒鋼底部は切削抵抗が大きくバイト寿命が短
い。
として造塊法によるリムド硫黄快削鋼のそれを示した。
比較鋼の棒鋼底部は切削抵抗が大きくバイト寿命が短
い。
又、鋳造後の鋳片は、98％が本来の規格で合格した。
〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明によれば、歩留よく、鋳片
のコア部に快削性成分を高濃度に含有させることがで
き、コスト上有利な快削鋼を製造することができる。
のコア部に快削性成分を高濃度に含有させることがで
き、コスト上有利な快削鋼を製造することができる。
第４図に、本発明法により製造した硫黄快削鋼の160mm
角ビレット横断面のＳの分布状況を示す。コア部にのみ
Ｓが高濃度に含有していることが判る。
角ビレット横断面のＳの分布状況を示す。コア部にのみ
Ｓが高濃度に含有していることが判る。
このように、本発明は快削鋼を製造する上に極めて効果
の大きいものである。
の大きいものである。
第１図は、本発明法の一実施例を示す正面断面概略図で
ある。 第２図は、ビレットにおける部位別のコアＳの分析値を
示すグラフである。 第３図は、ビレットにおける部位別のコアMnの分析値を
示すグラフである。 第４図は、本発明によるビレット横断面におけるシエル
およびコアのＳの分析値を示すグラフである。 １……ワイヤー、２……シエル、３……コア、４……鋳
型、５……浸漬ノズル、６……電磁制動装置、７……コ
ア凝固部。
ある。 第２図は、ビレットにおける部位別のコアＳの分析値を
示すグラフである。 第３図は、ビレットにおける部位別のコアMnの分析値を
示すグラフである。 第４図は、本発明によるビレット横断面におけるシエル
およびコアのＳの分析値を示すグラフである。 １……ワイヤー、２……シエル、３……コア、４……鋳
型、５……浸漬ノズル、６……電磁制動装置、７……コ
ア凝固部。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 竹内 栄一 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式会社第３技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭64−62254（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−90129（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−43625（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】溶鋼を鋳型に注入し、凝固シエルが生成さ
れる鋳型下端以降で、かつ、この位置附近に設けた電磁
制動装置の下方に、快削性成分ワイヤーを添加して、リ
ム層とコアが異なった成分の鋳片とする事を特徴とする
連続鋳造による快削鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63071876A JPH0745094B2 (ja) | 1988-03-28 | 1988-03-28 | 連続鋳造による快削鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63071876A JPH0745094B2 (ja) | 1988-03-28 | 1988-03-28 | 連続鋳造による快削鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01245952A JPH01245952A (ja) | 1989-10-02 |
| JPH0745094B2 true JPH0745094B2 (ja) | 1995-05-17 |
Family
ID=13473157
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63071876A Expired - Lifetime JPH0745094B2 (ja) | 1988-03-28 | 1988-03-28 | 連続鋳造による快削鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0745094B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5269366A (en) * | 1991-04-12 | 1993-12-14 | Nippon Steel Corporation | Continuous casting method of multi-layered slab |
| US5246060A (en) * | 1991-11-13 | 1993-09-21 | Aluminum Company Of America | Process for ingot casting employing a magnetic field for reducing macrosegregation and associated apparatus and ingot |
| CN114054697A (zh) * | 2021-11-17 | 2022-02-18 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种连铸小方坯的生产方法及钢筋钢 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5343625A (en) * | 1976-10-04 | 1978-04-19 | Nippon Steel Corp | Method of making core added steel by continuous casting |
-
1988
- 1988-03-28 JP JP63071876A patent/JPH0745094B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01245952A (ja) | 1989-10-02 |
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