JPS58224054A - 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 - Google Patents
連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法Info
- Publication number
- JPS58224054A JPS58224054A JP10778482A JP10778482A JPS58224054A JP S58224054 A JPS58224054 A JP S58224054A JP 10778482 A JP10778482 A JP 10778482A JP 10778482 A JP10778482 A JP 10778482A JP S58224054 A JPS58224054 A JP S58224054A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- ingot
- temperature
- continuous casting
- embrittlement
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
- B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- 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】
本発明は連続鋳造における鋳片の表面割れ疵発生防止の
方法に関する。
方法に関する。
連続鋳造によ、！７Ｍ造される鋳片には、縦割れ。
横割れなど種々の表面欠陥が発生するが、特に含Ｎｂ鋼
で特徴的に発生する鋳片表層部の微細な横割れは、鋳肌
では目視困難で且つ比較的深いため極めて有害であり、
鋳造工程でその発生を完全に防止することが必要である
。横割れは二次冷却条件と密接に関係しておシ、垂直曲
げ型連鋳機においては、鋳片下面側コーナ一部近傍に特
徴的に発生することが知られている。下面側の割れは垂
直曲げ型連鋳機特有の欠陥であり、スト２ンド上部での
曲げ加工に、よシ発生すると考えられるが、長辺面二次
冷却の暖冷化だけでは発生防止が困難である。これらの
割れは含Ｎｂ鋼および中炭鋼種に多く発生し、同−成分
系では〔Ｎ〕 が高いほど割れ易いことが特徴である。
で特徴的に発生する鋳片表層部の微細な横割れは、鋳肌
では目視困難で且つ比較的深いため極めて有害であり、
鋳造工程でその発生を完全に防止することが必要である
。横割れは二次冷却条件と密接に関係しておシ、垂直曲
げ型連鋳機においては、鋳片下面側コーナ一部近傍に特
徴的に発生することが知られている。下面側の割れは垂
直曲げ型連鋳機特有の欠陥であり、スト２ンド上部での
曲げ加工に、よシ発生すると考えられるが、長辺面二次
冷却の暖冷化だけでは発生防止が困難である。これらの
割れは含Ｎｂ鋼および中炭鋼種に多く発生し、同−成分
系では〔Ｎ〕 が高いほど割れ易いことが特徴である。
これらの横割れはγ粒界に沼って伝播しておシ、且つ割
れ周辺には縦割れ等の凝固割れに特徴的に認められる。
れ周辺には縦割れ等の凝固割れに特徴的に認められる。
これらの事実から、横割れが従来よシ知られているγ低
温域からγ／α変態温度域にかけての鋼の脆化、すなわ
ち■領域脆化に起因する割れであることがわかる。
温域からγ／α変態温度域にかけての鋼の脆化、すなわ
ち■領域脆化に起因する割れであることがわかる。
では鋳片内部にまだ大量の溶鋼が残っているために鋳片
表面温度はこの溶鋼から伝わる熱によって極端に下がる
ことはなく、一方、鋼の熱伝導が比較的小さいためスプ
レー水をかけない状態でも鋳片温度を１０００〜１１０
０℃程度以上に上げることは困難であることから通常の
操業状態では結果的に曲げ部における鋳片温度は７００
〜１０００℃の間になシ易く、その結果割れが発生する
ものである。
表面温度はこの溶鋼から伝わる熱によって極端に下がる
ことはなく、一方、鋼の熱伝導が比較的小さいためスプ
レー水をかけない状態でも鋳片温度を１０００〜１１０
０℃程度以上に上げることは困難であることから通常の
操業状態では結果的に曲げ部における鋳片温度は７００
〜１０００℃の間になシ易く、その結果割れが発生する
ものである。
従って割れの発生を防止するには大量にスプレー水をか
けるか、もしくは大巾に水量を減らすことにより意図的
に曲げ部の温度を１０００℃以上もしくは７・００℃以
下に保つ努力をすることが必要とされていた。
けるか、もしくは大巾に水量を減らすことにより意図的
に曲げ部の温度を１０００℃以上もしくは７・００℃以
下に保つ努力をすることが必要とされていた。
一方、連続鋳造に際しての鋳片表面の温度履歴について
は、従来の冷却手段においては、鋳片コーナ一部のメニ
スカスから二次冷却帯に至る温度（推移を推定す６と・
第１図０パ′″−″”・ ８・ ０コ一ナ一部は鋳型直
下での短辺スプレーの影響を受けて、一旦急冷されその
後急速に復熱する温度履歴を°受けることが特徴的であ
る。
は、従来の冷却手段においては、鋳片コーナ一部のメニ
スカスから二次冷却帯に至る温度（推移を推定す６と・
第１図０パ′″−″”・ ８・ ０コ一ナ一部は鋳型直
下での短辺スプレーの影響を受けて、一旦急冷されその
後急速に復熱する温度履歴を°受けることが特徴的であ
る。
なお、鋳片が前記吹急冷後復熱する温度履歴を受けるの
は以下の理由による。すなわち、通常の気 連鋳操業においては、鋳型直下での凝固盤の厚みと強度
を確保してブレークアウトの発生を防止するために、鋳
型出口から約５００ｍｍ程度の短かい領域についてのみ
スラブの長辺側だけでなく短辺側にもスプレー水をかけ
、それ以降については短辺側にスプレー水をかけず空冷
の条件とするのが一般的である。一方スラブのコーナ一
部は、一般に長辺側と短辺側の両サイドからの抜熱を受
けるため、通常の操業では鋳型直下のみに配置されてい
る短辺スプレーの影響を受けて鋳型直下で一旦急冷され
、その後復熱する温度履歴を受けるものである。
は以下の理由による。すなわち、通常の気 連鋳操業においては、鋳型直下での凝固盤の厚みと強度
を確保してブレークアウトの発生を防止するために、鋳
型出口から約５００ｍｍ程度の短かい領域についてのみ
スラブの長辺側だけでなく短辺側にもスプレー水をかけ
、それ以降については短辺側にスプレー水をかけず空冷
の条件とするのが一般的である。一方スラブのコーナ一
部は、一般に長辺側と短辺側の両サイドからの抜熱を受
けるため、通常の操業では鋳型直下のみに配置されてい
る短辺スプレーの影響を受けて鋳型直下で一旦急冷され
、その後復熱する温度履歴を受けるものである。
前記横割れを防止するにあたシ、本発明者らの研究によ
れば、鋳造に際し、特に鋳造初期における（１）曲げ部
の鋳片温度と（２）鋳型以降の熱履歴に重要な解決のた
めのポイントがあることに着目し、これらについて各種
条件の範囲を策定した結果。
れば、鋳造に際し、特に鋳造初期における（１）曲げ部
の鋳片温度と（２）鋳型以降の熱履歴に重要な解決のた
めのポイントがあることに着目し、これらについて各種
条件の範囲を策定した結果。
横割れ防止の爬めの有効な方法を提供するものである。
その要旨とするところは、垂直曲げ型連続鋳造機によっ
て鋳造された鋳片の鋳型直下における冷却に際し、鋳片
の両コーナ一部に対して、鋳片垂直部領域における鋳片
表面温度が７５０〜９００℃で且つ鋳片曲げ部領域にお
ける鋳片表面温度が８００℃以上となるように冷却する
ことにある。
て鋳造された鋳片の鋳型直下における冷却に際し、鋳片
の両コーナ一部に対して、鋳片垂直部領域における鋳片
表面温度が７５０〜９００℃で且つ鋳片曲げ部領域にお
ける鋳片表面温度が８００℃以上となるように冷却する
ことにある。
以下にその詳細を述べる。第１図に示すようにノミター
ンＢ、０は長辺冷却水量を大巾に削減し、かつコーナ一
部スプレーカットを実施した場合の例である。曲げ部の
表面温度は長辺暖冷化により大巾に上昇するが、鋳型直
下の急冷には短辺冷却の影響が太きい。図から明らかな
ように曲げ部の表面温度は二次冷却条件により約７００
〜１０００℃の間で変化し、■領域脆化が起シ得る温度
域で鋳片が曲げ加工を受けることが判明した。以上より
横割れは、■領域脆化の温度域で鋳片が曲げ歪を受ける
ことによシ発生拡大したものと考えられる。
ンＢ、０は長辺冷却水量を大巾に削減し、かつコーナ一
部スプレーカットを実施した場合の例である。曲げ部の
表面温度は長辺暖冷化により大巾に上昇するが、鋳型直
下の急冷には短辺冷却の影響が太きい。図から明らかな
ように曲げ部の表面温度は二次冷却条件により約７００
〜１０００℃の間で変化し、■領域脆化が起シ得る温度
域で鋳片が曲げ加工を受けることが判明した。以上より
横割れは、■領域脆化の温度域で鋳片が曲げ歪を受ける
ことによシ発生拡大したものと考えられる。
１…領域脆化については、既に多くの報告がなされてお
り、低速変形はど脆化が顕著であること、およびこの脆
化には、ｆ′Ｔ／α変態に伴って生成するフィルム状の
初析フェライトやγ粒界の析出物が関与することが知ら
れている。また脆化に及はす熱履歴の影響、についても
報告されているが、その際の脆化挙動と鋳片の割れとの
関係についてはまだ不明な点も多い。
り、低速変形はど脆化が顕著であること、およびこの脆
化には、ｆ′Ｔ／α変態に伴って生成するフィルム状の
初析フェライトやγ粒界の析出物が関与することが知ら
れている。また脆化に及はす熱履歴の影響、についても
報告されているが、その際の脆化挙動と鋳片の割れとの
関係についてはまだ不明な点も多い。
そこで、実鋳片の温度履歴に対応させたグリ−プル試験
を行ない脆化挙動と割れとの関係を調査するとともに、
適正二次冷却パターンについて検討した。種々の成分系
の連々鋳片表層部から試料を切出し、鋳片コーナ一部を
想定した種々の熱履歴、すなわち鋳型直下での急冷−復
熱に対応させて試料を一旦温度Ｉｌｌ ｌまで冷却し、
その後温度Ｔ２まで再加熱した後、引張試験を行ない絞
シ値（以下比、Ａ、という）を測定した。また基本熱履
歴として再加熱なしく単純冷却ノミターン： ＴＩ ”
Ｔ２に相当する）の実験も実施した。実験条件および
熱履歴を第２図に示す。第２図（ａ）は単純冷却、ｏタ
ーン、第２図（ロ）は再加熱パターンを示す。試験温度
Ｔ２ での保定時間は曲げ部に対応させて３０秒とし
た。これらの結果から脆化におよぼす熱履歴の影響（Ｓ
ｉ−Ｍｎ系）について第３図に示す。図からも明らかな
ように、几、Ａ、はＴｌに強く依存しており、脆化挙動
は、１１２８００℃、Ｔｌ−６００〜７００℃ １１１
５５００℃の各ケースで異なっている。これらの温度は
、それぞれγ／α変態前、変態途中、変態完了後に相当
する。ｌ１１１−６００〜７００℃すなわちγ／α変態
途中から再加熱した場合には、Ｔ２＝９００℃でも１１
． 、 Ａ 、は低く、単純冷却に比較して脆化域が高
温側に広がってい′る。この理由を明らかにするために
組織調査を行なったところ、Ｔ２＝９００℃の場合でも
粗大γの粒界にフィルム状′のフェライトが認められた
。従ってγ／α変態時に析出したフィルム状フェライト
が再加熱によっても消滅しないためにＲ２゜イ ”°″
Ｅｆｆｌ：Ｔｔ、−ｒ“′°“＊、ｔｂ４ｔｘ、−”・
１゛＝８００℃（γ／α変態前）およびＴ１＝４００〜
５００℃（変態完了後）からの再加熱の場合には延性が
比較的良好である。変態完了後からの再加熱の場合に延
性が良好である理由としては組織調査の結果、γ粒が極
めて微細であったことがら粒界面積増大による歪の分散
および粒界の析出物が粒内に位置するようになること等
が考えられる。
を行ない脆化挙動と割れとの関係を調査するとともに、
適正二次冷却パターンについて検討した。種々の成分系
の連々鋳片表層部から試料を切出し、鋳片コーナ一部を
想定した種々の熱履歴、すなわち鋳型直下での急冷−復
熱に対応させて試料を一旦温度Ｉｌｌ ｌまで冷却し、
その後温度Ｔ２まで再加熱した後、引張試験を行ない絞
シ値（以下比、Ａ、という）を測定した。また基本熱履
歴として再加熱なしく単純冷却ノミターン： ＴＩ ”
Ｔ２に相当する）の実験も実施した。実験条件および
熱履歴を第２図に示す。第２図（ａ）は単純冷却、ｏタ
ーン、第２図（ロ）は再加熱パターンを示す。試験温度
Ｔ２ での保定時間は曲げ部に対応させて３０秒とし
た。これらの結果から脆化におよぼす熱履歴の影響（Ｓ
ｉ−Ｍｎ系）について第３図に示す。図からも明らかな
ように、几、Ａ、はＴｌに強く依存しており、脆化挙動
は、１１２８００℃、Ｔｌ−６００〜７００℃ １１１
５５００℃の各ケースで異なっている。これらの温度は
、それぞれγ／α変態前、変態途中、変態完了後に相当
する。ｌ１１１−６００〜７００℃すなわちγ／α変態
途中から再加熱した場合には、Ｔ２＝９００℃でも１１
． 、 Ａ 、は低く、単純冷却に比較して脆化域が高
温側に広がってい′る。この理由を明らかにするために
組織調査を行なったところ、Ｔ２＝９００℃の場合でも
粗大γの粒界にフィルム状′のフェライトが認められた
。従ってγ／α変態時に析出したフィルム状フェライト
が再加熱によっても消滅しないためにＲ２゜イ ”°″
Ｅｆｆｌ：Ｔｔ、−ｒ“′°“＊、ｔｂ４ｔｘ、−”・
１゛＝８００℃（γ／α変態前）およびＴ１＝４００〜
５００℃（変態完了後）からの再加熱の場合には延性が
比較的良好である。変態完了後からの再加熱の場合に延
性が良好である理由としては組織調査の結果、γ粒が極
めて微細であったことがら粒界面積増大による歪の分散
および粒界の析出物が粒内に位置するようになること等
が考えられる。
上記検討よシ、明らかなように横割れの発生を防止する
には、曲げ部の鋳片温度だけでなく、鋳型以降の熱履歴
を適正化し、脆化域を回避した二次冷却条件を設定する
ことが肝要である。特に鋳片コーナ一部は鋳型直下の短
辺スプレーの影響で急冷−復熱の熱履歴を受けやすく、
このことが脆化を助長し割れを発生させやすくしている
と考えら！ れる。ごれを避けるには、短辺冷却水量の大幅な低減が
有効である。すなわち、長辺および短辺冷却を暖冷化し
て脆化域を高温側に回避することによシ、岬れ発生を防
止することが可能である。また曲げ部での表面温度を上
げる一手段として鋳片コーナ一部のスプレーカットをし
てもよい＠一方’ｒｉ≦５００℃、Ｔ２≧８００〜９０
０℃といったγ／α変態完了後、再加熱の場合、コーナ
一部の割れの回避は可能であるが、一般に鋳片表面温度
料ｍ の巾方向温度分布は勃の如く、コーナ一部は巾中央に比
べ１５０〜２００℃低く、コーナ一部を離れた中方向中
央寄りがγ／α変態温度域に入るため、巾方向中央寄シ
に割れが発生する。
には、曲げ部の鋳片温度だけでなく、鋳型以降の熱履歴
を適正化し、脆化域を回避した二次冷却条件を設定する
ことが肝要である。特に鋳片コーナ一部は鋳型直下の短
辺スプレーの影響で急冷−復熱の熱履歴を受けやすく、
このことが脆化を助長し割れを発生させやすくしている
と考えら！ れる。ごれを避けるには、短辺冷却水量の大幅な低減が
有効である。すなわち、長辺および短辺冷却を暖冷化し
て脆化域を高温側に回避することによシ、岬れ発生を防
止することが可能である。また曲げ部での表面温度を上
げる一手段として鋳片コーナ一部のスプレーカットをし
てもよい＠一方’ｒｉ≦５００℃、Ｔ２≧８００〜９０
０℃といったγ／α変態完了後、再加熱の場合、コーナ
一部の割れの回避は可能であるが、一般に鋳片表面温度
料ｍ の巾方向温度分布は勃の如く、コーナ一部は巾中央に比
べ１５０〜２００℃低く、コーナ一部を離れた中方向中
央寄りがγ／α変態温度域に入るため、巾方向中央寄シ
に割れが発生する。
第５図は、種々の二次冷却条件における鋳片温度ＴＩお
よびＴ２を計算によシ求め脆化域と二次冷却条件の関係
を模式的に示したものである。
よびＴ２を計算によシ求め脆化域と二次冷却条件の関係
を模式的に示したものである。
以上の如く、本発明の方法では、鋳片のコーナ一部に対
して、Ｔ２即ち曲げ部領域において鋳片の表面温度が８
００℃以上の比較的高温であることが前提条件となり、
シかも重要なことはＩｌｌ １即ち、垂直部領域の温度
が一般に７５０〜９００℃となるように゛冷却コントロ
ールを行なうことによって熱履歴が整えられることにな
るのである。
して、Ｔ２即ち曲げ部領域において鋳片の表面温度が８
００℃以上の比較的高温であることが前提条件となり、
シかも重要なことはＩｌｌ １即ち、垂直部領域の温度
が一般に７５０〜９００℃となるように゛冷却コントロ
ールを行なうことによって熱履歴が整えられることにな
るのである。
すなわち、グリ−プル試験結果にもとづき、実連鋳機で
垂直部領域の鋳片コーナ一部表面温度（グリ−プル試験
においてＴ１に相当）、曲げ部の鋳片コーナ一部表面温
度（グリ−プル試験におい指数との関係を調査したとこ
ろ、母御にボアエンな関係が得られた。これよＪＲ，、
Ａ、が６０％以上では実鋳片の割れは皆無であ、９．５
０％≦Ｒ１゜Ａ、＜６０％では、割れが発生するが割れ
発生指数としては、１〜３で、実操業上はとんど実害と
ならない。さ匂に几、Ａ、＜５０％では、割れの発生は
非常に増加し、実操業上重大な障害を及ぼすことが明ら
かとなった。すなわち、実操業上は垂直部領域の表面温
度及び曲げ時表面温度の条件の確保が考えられる。但し
垂直部領域の温度の上急激に増加する傾向にあり、垂直
部領域の温度が９００℃を超える操業は無理である。
垂直部領域の鋳片コーナ一部表面温度（グリ−プル試験
においてＴ１に相当）、曲げ部の鋳片コーナ一部表面温
度（グリ−プル試験におい指数との関係を調査したとこ
ろ、母御にボアエンな関係が得られた。これよＪＲ，、
Ａ、が６０％以上では実鋳片の割れは皆無であ、９．５
０％≦Ｒ１゜Ａ、＜６０％では、割れが発生するが割れ
発生指数としては、１〜３で、実操業上はとんど実害と
ならない。さ匂に几、Ａ、＜５０％では、割れの発生は
非常に増加し、実操業上重大な障害を及ぼすことが明ら
かとなった。すなわち、実操業上は垂直部領域の表面温
度及び曲げ時表面温度の条件の確保が考えられる。但し
垂直部領域の温度の上急激に増加する傾向にあり、垂直
部領域の温度が９００℃を超える操業は無理である。
ところがＢのゾーンについては、安定的に操業するため
には、曲げ時表面温度を約１０３０℃以上にする必要が
あるが、実操業上は５００〜７００℃に急冷後、約１０
３０℃以上に復熱することは、二次冷却水をかけない状
態でも非常に困難であることから、安定操業は無理であ
る。
には、曲げ時表面温度を約１０３０℃以上にする必要が
あるが、実操業上は５００〜７００℃に急冷後、約１０
３０℃以上に復熱することは、二次冷却水をかけない状
態でも非常に困難であることから、安定操業は無理であ
る。
またＣのゾーンについては、コーナ一部の横割れについ
ては有効であるが前述の如く、コーナーから離れた長辺
中央寄りが脆化温度域に入ってしまう之め、゛横割れが
発生する。以上の理由から実操業上はとんど実害となら
ない程度の割れ発生指数を確保するためには、Ａのゾー
ン、即ち垂直部領域の温度が７５０〜９００℃で且つ曲
げ部温度が８００℃以上の条件のみが有効である。さら
に割れを皆無とするためには、さらに温度範囲を限定し
、垂直部領域の温度が８００〜９００℃（且つ曲げ部温
度が９７０℃以上とすることが望ましい。
ては有効であるが前述の如く、コーナーから離れた長辺
中央寄りが脆化温度域に入ってしまう之め、゛横割れが
発生する。以上の理由から実操業上はとんど実害となら
ない程度の割れ発生指数を確保するためには、Ａのゾー
ン、即ち垂直部領域の温度が７５０〜９００℃で且つ曲
げ部温度が８００℃以上の条件のみが有効である。さら
に割れを皆無とするためには、さらに温度範囲を限定し
、垂直部領域の温度が８００〜９００℃（且つ曲げ部温
度が９７０℃以上とすることが望ましい。
第１図は、鋳片コーナ一部の温度推移を示す図、第２図
は、グリープ試験条件を示す図、４１°″′。・Ｕ（［
ｓ Ｋ ＆？９： ｉ ＊ Ｉｆ！“１１０１・第４図
は鋳片巾方向表面温度分布の一例を示す図。 第５図は、二次冷却条件と脆化域との関係を示す図、 第６図は、垂直部領域の鋳片コーナ一部表面温度、曲げ
部の鋳片コーナ一部表面温度と実鋳片コーナ一部横割れ
発生指数を示す。 第７図は０、垂直部領域のコーナー表面温度とブレーク
アウト発生率との関係を示す図。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 外２名 メ；スウｚｈ′ラー腎廁１（ｙｎ） γ−（’ｃ）〜 ｆｒ′ａ図 井５図 ｄｈ１１’時表面塙廖万 凭６図 茸７０
は、グリープ試験条件を示す図、４１°″′。・Ｕ（［
ｓ Ｋ ＆？９： ｉ ＊ Ｉｆ！“１１０１・第４図
は鋳片巾方向表面温度分布の一例を示す図。 第５図は、二次冷却条件と脆化域との関係を示す図、 第６図は、垂直部領域の鋳片コーナ一部表面温度、曲げ
部の鋳片コーナ一部表面温度と実鋳片コーナ一部横割れ
発生指数を示す。 第７図は０、垂直部領域のコーナー表面温度とブレーク
アウト発生率との関係を示す図。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 外２名 メ；スウｚｈ′ラー腎廁１（ｙｎ） γ−（’ｃ）〜 ｆｒ′ａ図 井５図 ｄｈ１１’時表面塙廖万 凭６図 茸７０
Claims (1)
- （］）垂直曲げ型連続鋳造機によって鋳造された鋳片の
鋳型直下にお゛ける冷却に際し、鋳片の両コーナ一部に
対して、鋳片垂直部領域における鋳片表面温度が７５０
〜９００℃で且つ鋳片曲げ部領域における鋳片表面温度
が８００℃以上となるように冷却することを特徴とする
連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10778482A JPS58224054A (ja) | 1982-06-23 | 1982-06-23 | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10778482A JPS58224054A (ja) | 1982-06-23 | 1982-06-23 | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58224054A true JPS58224054A (ja) | 1983-12-26 |
Family
ID=14467929
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10778482A Pending JPS58224054A (ja) | 1982-06-23 | 1982-06-23 | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58224054A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6245458A (ja) * | 1985-08-23 | 1987-02-27 | Nippon Steel Corp | 鋼の連続鋳造方法 |
| JPS62156056A (ja) * | 1985-12-27 | 1987-07-11 | Kawasaki Steel Corp | 低合金鋼の連続鋳造方法 |
| JP2007222920A (ja) * | 2006-02-24 | 2007-09-06 | Jfe Steel Kk | 連鋳片冷却方法および連鋳片冷却装置 |
| JP2008194746A (ja) * | 2007-02-15 | 2008-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｂ及びｎを含有する鋼の連続鋳造方法 |
| JP2015093278A (ja) * | 2013-11-08 | 2015-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58167064A (ja) * | 1982-03-26 | 1983-10-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 鋼の連続鋳造方法 |
-
1982
- 1982-06-23 JP JP10778482A patent/JPS58224054A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58167064A (ja) * | 1982-03-26 | 1983-10-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 鋼の連続鋳造方法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6245458A (ja) * | 1985-08-23 | 1987-02-27 | Nippon Steel Corp | 鋼の連続鋳造方法 |
| JPS62156056A (ja) * | 1985-12-27 | 1987-07-11 | Kawasaki Steel Corp | 低合金鋼の連続鋳造方法 |
| JP2007222920A (ja) * | 2006-02-24 | 2007-09-06 | Jfe Steel Kk | 連鋳片冷却方法および連鋳片冷却装置 |
| JP2008194746A (ja) * | 2007-02-15 | 2008-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｂ及びｎを含有する鋼の連続鋳造方法 |
| JP4561755B2 (ja) * | 2007-02-15 | 2010-10-13 | 住友金属工業株式会社 | Ｂ及びｎを含有する鋼の連続鋳造方法 |
| JP2015093278A (ja) * | 2013-11-08 | 2015-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101476866B1 (ko) | 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강 | |
| JPH09225607A (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
| JPS58224054A (ja) | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 | |
| JPH0947854A (ja) | 鋳片表面割れ抑制方法 | |
| JPS58224055A (ja) | 連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法 | |
| US5493766A (en) | Process for hot working continuous-cast bloom and steel ingot | |
| KR100963021B1 (ko) | 표면품질이 우수한 마르텐사이트계 스테인레스강의연주주편 제조방법 | |
| JPH07251265A (ja) | 鋼鋳片のスカーフィング方法 | |
| JP3215573B2 (ja) | 含ニッケル鋼の連続鋳造方法 | |
| JP2011212736A (ja) | 連続鋳造ブルーム鋳片の冷却方法およびその鋳片の製造方法 | |
| JPS63168260A (ja) | 連続鋳造片の熱間加工法 | |
| US4408652A (en) | Method of continuously casting nickel containing steel wherein surface cracks are prevented | |
| JP3406459B2 (ja) | 連続鋳造ブルームの冷却方法 | |
| JPH0112561B2 (ja) | ||
| KR20040058814A (ko) | 마르텐사이트계 스테인리스강 연주주편의 제조방법 | |
| JPH0568525B2 (ja) | ||
| JPH06246414A (ja) | 高炭素鋼の連続鋳造方法 | |
| JPS61136624A (ja) | 降伏点４２Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上９０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法 | |
| JPH09253814A (ja) | 鋳片表面割れの抑制方法 | |
| KR100969806B1 (ko) | 스테인레스강의 주편내 델타 페라이트 분포 조절방법 | |
| JPS6364516B2 (ja) | ||
| JPH07112563B2 (ja) | 低合金鋼の表面割れ防止方法 | |
| JPH054169B2 (ja) | ||
| JPH07238322A (ja) | 鋼片の表面割れ防止法 | |
| JP2583715B2 (ja) | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |