JPS5913556A - 高マンガン鋼の製造方法 - Google Patents
高マンガン鋼の製造方法Info
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- JPS5913556A JPS5913556A JP12125682A JP12125682A JPS5913556A JP S5913556 A JPS5913556 A JP S5913556A JP 12125682 A JP12125682 A JP 12125682A JP 12125682 A JP12125682 A JP 12125682A JP S5913556 A JPS5913556 A JP S5913556A
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- JP
- Japan
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- slab
- steel
- soaking
- high manganese
- secondary cooling
- Prior art date
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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
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
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、高マンガン鋼の製造方法に関するものであり
、とくにＰ含有量の調整と連続鋳造時二次冷却の制御に
より、またそれらの操作に加えて′□適宜水靭処理を施
すことにより耐割れ性に優れる高マンガン鋼を有利に製
造する方法について提案する。
、とくにＰ含有量の調整と連続鋳造時二次冷却の制御に
より、またそれらの操作に加えて′□適宜水靭処理を施
すことにより耐割れ性に優れる高マンガン鋼を有利に製
造する方法について提案する。
ＪＩＳ−Ｇ５１１３１のＳＯＭｎＨとして規定されてい
る高ＭｎｆｉＡ（１８％Ｉｎ）は、いわゆるハツトフィ
ールド鋼の名称で知られる耐摩耗性鋼であり、ショツト
ブラストの内張容器、レールクロッシング、クラ゛ノシ
ャ歯板、キャタピラ、インペラーブレード、ライナなど
に使用される鋼種である。また、非磁性鋼としての高Ｍ
ｎ構造用鋼はリフティングマグネツトカバーや核融合炉
用等に使用される。その化学成分は、ＳＯＭｎＨ２の例
で、重ｉ％でＯｌｏ、９０〜１．２０％ 、 Ｓｉ／
＜ｏ、ｓ ｏ ％ １Ｍｎ；／１１．ｏ 〜１４１．０
％ 、 ”／＜ｏ、ｏ７゜％・５１（−０，、ｏ４ｏ
％であり、 （１）８００°Ｃ以下での熱伝導率が著しく低い、（２
）熱膨張係数が普通鋼よりも約６０％大きい、（ｓ）ｓ
ｏｏ°Ｃ以下になるとオーステナイト粒界に炭化物が析
出するので脆化が生じ易い などの特性があるために、連続鋳造を経る製造方法では
スラブの割れが多発するという欠点があった。
る高ＭｎｆｉＡ（１８％Ｉｎ）は、いわゆるハツトフィ
ールド鋼の名称で知られる耐摩耗性鋼であり、ショツト
ブラストの内張容器、レールクロッシング、クラ゛ノシ
ャ歯板、キャタピラ、インペラーブレード、ライナなど
に使用される鋼種である。また、非磁性鋼としての高Ｍ
ｎ構造用鋼はリフティングマグネツトカバーや核融合炉
用等に使用される。その化学成分は、ＳＯＭｎＨ２の例
で、重ｉ％でＯｌｏ、９０〜１．２０％ 、 Ｓｉ／
＜ｏ、ｓ ｏ ％ １Ｍｎ；／１１．ｏ 〜１４１．０
％ 、 ”／＜ｏ、ｏ７゜％・５１（−０，、ｏ４ｏ
％であり、 （１）８００°Ｃ以下での熱伝導率が著しく低い、（２
）熱膨張係数が普通鋼よりも約６０％大きい、（ｓ）ｓ
ｏｏ°Ｃ以下になるとオーステナイト粒界に炭化物が析
出するので脆化が生じ易い などの特性があるために、連続鋳造を経る製造方法では
スラブの割れが多発するという欠点があった。
最近のこうした高Ｉｎ鋼板の一般的な製造工程は、転炉
−説ガス（Ａｒバブリング）一連続鋳造一均熱炉一子備
圧延一水靭処理−スラブ手入−加熱炉−厚板圧延である
。次に各プロセスの概要を説明する。
−説ガス（Ａｒバブリング）一連続鋳造一均熱炉一子備
圧延一水靭処理−スラブ手入−加熱炉−厚板圧延である
。次に各プロセスの概要を説明する。
（１）ｋ炉ｉ ７ ：ｒ−ロマンガンあるいは金属マン
ガンを溶解する工程である。この場合（Ｍｎ）含有製が
高くなると、熱力学的に脱Ｐができないので、予め溶銑
を脱Ｐ処理した後、フェロマンガンあるいは金属マンガ
ンなどの原料を、脱Ｐ溶銑または脱Ｐ溶鋼に投入し、酸
素精錬を行なう。
ガンを溶解する工程である。この場合（Ｍｎ）含有製が
高くなると、熱力学的に脱Ｐができないので、予め溶銑
を脱Ｐ処理した後、フェロマンガンあるいは金属マンガ
ンなどの原料を、脱Ｐ溶銑または脱Ｐ溶鋼に投入し、酸
素精錬を行なう。
（２）脱ガス；成分調整が目的であるが、Ｍｎの蒸気圧
が極めて高いので、５０ Ｔｏｒｒ程度の低真空度で処
理する。ただし、このプロセスは成分調整が目的である
ので、Ａｒバブリング処理でもかまわない。
が極めて高いので、５０ Ｔｏｒｒ程度の低真空度で処
理する。ただし、このプロセスは成分調整が目的である
ので、Ａｒバブリング処理でもかまわない。
（８）連続鋳造ｉ２．ｏｏｍｓ厚程度のスラブの鋳造を
行なう。
行なう。
（４）加工・熱処理：連続鋳造に引き続く均熱炉−子備
圧延一水靭処理と経る工程であり、スラブ手入のための
処理が主体であって手入前のスラブ表面層を強靭にして
おくことにある。スラブ手入はグラインダー研削法で行
なうが、結晶粒界に炭化物が析出していると、グライン
ダー研削中に表面に亀甲状の割れが発生するので、手入
前に水靭処理を行ない、スラブ表面層の炭化物の析出を
防止し、表面層を強靭にしておく必要がある。そのため
に、まず均熱炉ではスラブをペタ積みにして、約４０″
Ｃ／ｈの速度で昇熱し、１２００°ｃｘａｈの均熱を実
施し、分塊圧延機で２００鮨厚から１８０ ａｍ厚のス
ラブに予備圧延した後、表面が８５０°Ｃ以上のスラブ
を水槽に浸漬し、水靭処理を行なう。その後、前述した
ようにグラインダー研削法でスラブ手入を行なう。
圧延一水靭処理と経る工程であり、スラブ手入のための
処理が主体であって手入前のスラブ表面層を強靭にして
おくことにある。スラブ手入はグラインダー研削法で行
なうが、結晶粒界に炭化物が析出していると、グライン
ダー研削中に表面に亀甲状の割れが発生するので、手入
前に水靭処理を行ない、スラブ表面層の炭化物の析出を
防止し、表面層を強靭にしておく必要がある。そのため
に、まず均熱炉ではスラブをペタ積みにして、約４０″
Ｃ／ｈの速度で昇熱し、１２００°ｃｘａｈの均熱を実
施し、分塊圧延機で２００鮨厚から１８０ ａｍ厚のス
ラブに予備圧延した後、表面が８５０°Ｃ以上のスラブ
を水槽に浸漬し、水靭処理を行なう。その後、前述した
ようにグラインダー研削法でスラブ手入を行なう。
以上のような従来方法に従う工程で製造したスラブには
多数の割れ欠陥が発生した。その割れ欠陥は大別して、
横割れとコーナーカギ割れであるが、両者とも表面で開
口したものと表皮下に存在するものとがあった。実験に
よればその割れはアズキャストのままのスラブ（鋳造後
未処理）では、極めて小さく、またまだ発生個数も少な
い。しかし、連続鋳造後に均熱−予備圧延を経ると、割
れ発生が助長され、数が増加し、また大きさも拡大する
。割れの程度によってはスクラップに到るものちある。
多数の割れ欠陥が発生した。その割れ欠陥は大別して、
横割れとコーナーカギ割れであるが、両者とも表面で開
口したものと表皮下に存在するものとがあった。実験に
よればその割れはアズキャストのままのスラブ（鋳造後
未処理）では、極めて小さく、またまだ発生個数も少な
い。しかし、連続鋳造後に均熱−予備圧延を経ると、割
れ発生が助長され、数が増加し、また大きさも拡大する
。割れの程度によってはスクラップに到るものちある。
本発明は、上述したような高Ｍｎｖ！４製造時の問題点
を有利に克服することを目的とした連続鋳造工程ならび
に水靭処理の工程とに特徴を有する新規な方法について
の提案であって、スラブの割れ欠陥を著しく減すること
ができる。以下にその構成の詳細を説明する。
を有利に克服することを目的とした連続鋳造工程ならび
に水靭処理の工程とに特徴を有する新規な方法について
の提案であって、スラブの割れ欠陥を著しく減すること
ができる。以下にその構成の詳細を説明する。
スラブの割れ欠陥に関する本発明者らの研究によれば、
次のことが判った。
次のことが判った。
■オージェ分析の結果、アズキャストスラブでは、オー
ステナイト粒界に大量のＰ 、 Ｏ、ＳｉおよびＩｎの
濃化が認められるが、とくにＰの濃化が著しい。ところ
が予備圧延を経たものでは、オーステナイト粒界のＰ濃
度は著しく軽減する。、（第１表） ■高温延性（絞り）は、鋼中〔Ｐ″ｌｌ濃度少するほど
向上する。（第１図） これらのことから、高Ｍｎ鋼の割れは〔Ｐ〕濃度の影響
が明らかであり、前述したようにアズキャストスラブに
おいても割れが見られるところから、割れ発生の機構は
次のように推察された。すなわち、連続鋳造での凝固過
程においてＰがオーステナイト粒界に析出し、二次冷却
の不均一あるいは冷却−復熱に伴なう熱応力によって割
れが発生すると考えられた。したがって、連続鋳造時の
割れ発生を防止方法としては、■鋼中ＣＰ）濃度の低下
、＠二次冷却帯における緩冷却が有効と考えられた。
ステナイト粒界に大量のＰ 、 Ｏ、ＳｉおよびＩｎの
濃化が認められるが、とくにＰの濃化が著しい。ところ
が予備圧延を経たものでは、オーステナイト粒界のＰ濃
度は著しく軽減する。、（第１表） ■高温延性（絞り）は、鋼中〔Ｐ″ｌｌ濃度少するほど
向上する。（第１図） これらのことから、高Ｍｎ鋼の割れは〔Ｐ〕濃度の影響
が明らかであり、前述したようにアズキャストスラブに
おいても割れが見られるところから、割れ発生の機構は
次のように推察された。すなわち、連続鋳造での凝固過
程においてＰがオーステナイト粒界に析出し、二次冷却
の不均一あるいは冷却−復熱に伴なう熱応力によって割
れが発生すると考えられた。したがって、連続鋳造時の
割れ発生を防止方法としては、■鋼中ＣＰ）濃度の低下
、＠二次冷却帯における緩冷却が有効と考えられた。
そこで本発明者らは鋼中のＣＰ）濃度と二次冷却帯の冷
却速度を変えて、連続鋳造実験を行なった。
却速度を変えて、連続鋳造実験を行なった。
その結果は第２表に示すように、ｐ＜ｏ、ｏａｏ％で、
しかも下記式； 二次冷却水比Ｃ１／に、）＝ で表わされる二次冷却水比が少ないほど、また鋼中〔Ｐ
〕濃度が低いほどスラブの割れ発生は少ないことを知見
した。尚、上記二次冷却水比の式中スプレー幅とはスラ
ブ表面に対してスーツブローしてし）るスプレー水幅で
ある。
しかも下記式； 二次冷却水比Ｃ１／に、）＝ で表わされる二次冷却水比が少ないほど、また鋼中〔Ｐ
〕濃度が低いほどスラブの割れ発生は少ないことを知見
した。尚、上記二次冷却水比の式中スプレー幅とはスラ
ブ表面に対してスーツブローしてし）るスプレー水幅で
ある。
第２・表 割れ発生におよぼす鋼中ＣＰ）濃度と二次冷
却パターンの影響 割れ指数 ０←−−→１０ （良） （悪） 第２表に示した結果より、１８％Ｍｎの割れを防止する
には、鋼中ＣＰ）濃度＜０．０８０％、二次冷却水比０
．７〜１．１１Ａｃｇの範囲で鋳造することが有効であ
る。二次冷却水比がｏ、７／Ａ９未満では、ノくルジン
グ応力による内部割れが発生し、１．１ ’／ｒｃｇ
。
却パターンの影響 割れ指数 ０←−−→１０ （良） （悪） 第２表に示した結果より、１８％Ｍｎの割れを防止する
には、鋼中ＣＰ）濃度＜０．０８０％、二次冷却水比０
．７〜１．１１Ａｃｇの範囲で鋳造することが有効であ
る。二次冷却水比がｏ、７／Ａ９未満では、ノくルジン
グ応力による内部割れが発生し、１．１ ’／ｒｃｇ
。
超では熱応力による表面割れおよび表皮下割れが発生ず
るので、二次冷却水比は０．７〜１．１ ’Ａ９の範囲
に限定した。
るので、二次冷却水比は０．７〜１．１ ’Ａ９の範囲
に限定した。
本発明者らは次に連続鋳造に引き続く均熱−スラブ予備
圧延−水靭処理についても調査研究を行なった。この工
程では； （１）均熱炉内での割れ発生および割れの拡大を助長さ
せないよう昇熱過程における熱応力を緩和するために緩
徐加熱する。
圧延−水靭処理についても調査研究を行なった。この工
程では； （１）均熱炉内での割れ発生および割れの拡大を助長さ
せないよう昇熱過程における熱応力を緩和するために緩
徐加熱する。
（２）スラブの予備圧延で割れ発生および割れの拡大を
助長させないよう、スラブの表層部と内部を均一な温度
に焼き上げる。また水靭処理において炭化物の析出防止
のためには、水靭処理前のスラブ表面温度が８５０°Ｃ
以上になるように焼き上げる。
助長させないよう、スラブの表層部と内部を均一な温度
に焼き上げる。また水靭処理において炭化物の析出防止
のためには、水靭処理前のスラブ表面温度が８５０°Ｃ
以上になるように焼き上げる。
という処理が有効であることが判り、この点に着目して
特に均熱作業に関し、第２図に示すような従来法に代え
て第８図に示すような方法を採用した。
特に均熱作業に関し、第２図に示すような従来法に代え
て第８図に示すような方法を採用した。
均熱炉内のスラブのパイリングをベタ積み法からスラブ
間にレンガスペーサーを挿入し、スラブ間隔をあける。
間にレンガスペーサーを挿入し、スラブ間隔をあける。
（第８図）′
次に、昇熱速度に関し、従来の４０°Ｃ／ｈから８０〜
８５°Ｃ／ｈとゆるくし、保持時間を１１８０〜１２８
０℃、８時間とする。
８５°Ｃ／ｈとゆるくし、保持時間を１１８０〜１２８
０℃、８時間とする。
第８表 割れ発生におよぼず均熱法の影響二次冷却水比
： １．１ｔＡ、、〔％ｐ） ： ｏ、ｏａｏ％この結
果より、本発明法は均熱炉の割れ発生を軽減する方法と
して、昇熱速度８０〜３５°Ｃ／ｈ以上、１１８０〜１
２８０°ＣＸ８ｈ以上の均熱を限定する。以下にその限
定理由を説明゛する。昇熱速度は熱応力を緩和させ、割
れの発生拡大を軽減するには遅い方が有効であるが、均
熱炉での焼き減りの軽減および燃料庫単位の削減のため
に昇熱速度の下限を８０℃／ｈに限定した。均熱温度は
１２３０°Ｃを超えやと粒界酸化により、粒界割れが発
生し、１１８０°Ｃよりも低いと水靭処理前にスラブ表
面′ 層に炭化物の析出が起こり、水靭処理後のスラブ
手入時に割れ発生の原因となるので、均熱温度は１１８
０〜１．２３０°Ｃの範囲に限定した。また均熱時間は
８時間より短かいと均熱が不十分になって割れを誘うお
それがある。さらに、スラブ表面層の炭化物の析出を防
止するには、該スラブ表面温度は８５０’Ｃ以上必要で
あるが、この表面温度を安定して確保するには、均熱炉
抽出〜水靭処理を２０分以内に行なう必要がある。
： １．１ｔＡ、、〔％ｐ） ： ｏ、ｏａｏ％この結
果より、本発明法は均熱炉の割れ発生を軽減する方法と
して、昇熱速度８０〜３５°Ｃ／ｈ以上、１１８０〜１
２８０°ＣＸ８ｈ以上の均熱を限定する。以下にその限
定理由を説明゛する。昇熱速度は熱応力を緩和させ、割
れの発生拡大を軽減するには遅い方が有効であるが、均
熱炉での焼き減りの軽減および燃料庫単位の削減のため
に昇熱速度の下限を８０℃／ｈに限定した。均熱温度は
１２３０°Ｃを超えやと粒界酸化により、粒界割れが発
生し、１１８０°Ｃよりも低いと水靭処理前にスラブ表
面′ 層に炭化物の析出が起こり、水靭処理後のスラブ
手入時に割れ発生の原因となるので、均熱温度は１１８
０〜１．２３０°Ｃの範囲に限定した。また均熱時間は
８時間より短かいと均熱が不十分になって割れを誘うお
それがある。さらに、スラブ表面層の炭化物の析出を防
止するには、該スラブ表面温度は８５０’Ｃ以上必要で
あるが、この表面温度を安定して確保するには、均熱炉
抽出〜水靭処理を２０分以内に行なう必要がある。
以下に本発明の詳細な説明する。
実施例１
８５ｔの上吹き転炉に９７ｔの溶銑を装入し、割れ防止
を図るためにＰ＜０．０２０％とする脱Ｐ予イＳ１精錬
を行ない、その後取鍋に出鋼して除滓（炉内は完全に排
滓する）した。その後、Ｍｎの溶解を目的とした二次精
錬では、金属Ｍｎ １３．Ｏｔｏｎ９０％フェロマンガ
ン４．ｏ ｔｏｎを先ず装入し、次いで予備精錬で脱Ｐ
した溶６ｔを装入し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤
として生石灰を３．３ ｔｏｎを投入し、１９０ＯＮｍ
’の酸素吹錬を行ない、１６８０°Ｃで出鋼した。その
後ＲＨ脱ガスにおいて５０ ＴＯｒｒの真空下で２２分
間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整をして、連続鋳
造を行なった。
を図るためにＰ＜０．０２０％とする脱Ｐ予イＳ１精錬
を行ない、その後取鍋に出鋼して除滓（炉内は完全に排
滓する）した。その後、Ｍｎの溶解を目的とした二次精
錬では、金属Ｍｎ １３．Ｏｔｏｎ９０％フェロマンガ
ン４．ｏ ｔｏｎを先ず装入し、次いで予備精錬で脱Ｐ
した溶６ｔを装入し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤
として生石灰を３．３ ｔｏｎを投入し、１９０ＯＮｍ
’の酸素吹錬を行ない、１６８０°Ｃで出鋼した。その
後ＲＨ脱ガスにおいて５０ ＴＯｒｒの真空下で２２分
間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整をして、連続鋳
造を行なった。
この間の化学成分の推移は第４表に示すとおりであった
。
。
連続鋳造のスラブサイズは、２００Ｘ１２４０ｍｍで、
鋳造速度０−７０−／ｍｉｎ二次冷却水比０ 、７ ’
Ａｇで鋳造した。このときのタンディツシュ内溶鋼温度
は１４４０℃であった。
鋳造速度０−７０−／ｍｉｎ二次冷却水比０ 、７ ’
Ａｇで鋳造した。このときのタンディツシュ内溶鋼温度
は１４４０℃であった。
上記連鋳スラブは、その後直ちに均熱炉を搬送し、第８
図に示すようにスラブ１間にレンガスペーサー８を挟ん
でスキッド２上にパイリングし、８２°Ｃ／ｈの昇熱速
度で１２００°Ｃまで昇温し、８ｈの均熱を行なった。
図に示すようにスラブ１間にレンガスペーサー８を挟ん
でスキッド２上にパイリングし、８２°Ｃ／ｈの昇熱速
度で１２００°Ｃまで昇温し、８ｈの均熱を行なった。
均熱後、ｔａｏｍｍ厚までスラブを予備圧延し、スラブ
表面温度が８６０〜８７０°Ｃでスラブを水槽に２０分
間浸漬し、水靭処理を行なった。
表面温度が８６０〜８７０°Ｃでスラブを水槽に２０分
間浸漬し、水靭処理を行なった。
上記工程で製造したスラブの割れ発生は全くなく、割れ
指数０．１であった。
指数０．１であった。
実施例２
８５ｔの上吹転炉を使い実施例１と同じ方法で１３％Ｉ
ｎ鋼の精錬を行なった。ただし、予備精錬での溶銑装入
量は８５．ｆｌｔｏｎであり、二次精神では金属１シｎ
ｓ、ｏ ｔｏｎ 、高炭素フェロマンガン７．８ｔｏ
ｎを使用した。二次精錬中、造滓剤を３．５ｔｏｎ投入
し、１．９５０ Ｎｍ３の酸素吹錬を行ない、１６７０
°Ｃで出鋼した。次いでＲＨ脱ガスにおいて、５０ ｔ
ｏｒｒの低真空下で２０分間真空処理を行ない、脱ガス
、成分調整して連続鋳造を行なった。この間の化学成分
の推移は第６表に示すとおりであった。
ｎ鋼の精錬を行なった。ただし、予備精錬での溶銑装入
量は８５．ｆｌｔｏｎであり、二次精神では金属１シｎ
ｓ、ｏ ｔｏｎ 、高炭素フェロマンガン７．８ｔｏ
ｎを使用した。二次精錬中、造滓剤を３．５ｔｏｎ投入
し、１．９５０ Ｎｍ３の酸素吹錬を行ない、１６７０
°Ｃで出鋼した。次いでＲＨ脱ガスにおいて、５０ ｔ
ｏｒｒの低真空下で２０分間真空処理を行ない、脱ガス
、成分調整して連続鋳造を行なった。この間の化学成分
の推移は第６表に示すとおりであった。
連Ｍ鋳造のスラブサイズは、２００×１２４０門で、鋳
造速度０．７０ ｒＩＬ／／ｍｉｎ ％二次冷却水比１
．１ ’／Ｉｃｙで鋳造した。このときのタンディツシ
ュ溶鋼温度は１４３５℃であった。
造速度０．７０ ｒＩＬ／／ｍｉｎ ％二次冷却水比１
．１ ’／Ｉｃｙで鋳造した。このときのタンディツシ
ュ溶鋼温度は１４３５℃であった。
その後、直ちに均熱炉に装入し、均熱条件を４水準とり
、スラブの均熱を行なった。その水準を第６表に示す。
、スラブの均熱を行なった。その水準を第６表に示す。
第６表
である。均熱後、すべてのスラブを１８Ｑｔｎｒｎまで
予備圧延を行ない、その後スラブの表面温度が８５５〜
８７０°Ｃでスラブを水槽に２０分間浸漬しＮ、。
予備圧延を行ない、その後スラブの表面温度が８５５〜
８７０°Ｃでスラブを水槽に２０分間浸漬しＮ、。
水靭処理を行なった。
上記工程で製造したスラブの割れ発生状況を第７表に示
す。
す。
第７表 実施例２の割れ指数
上述の結果より、緩徐加熱により割れを減少させること
ができるとともに、均熱炉内でのスラブバイリング状態
を、レンガスペーサー８を介して平均的な均熱を行なう
ことが、前述の連続鋳造時の配慮にあわせて、本発明の
場合極めて有効であることが判明した。
ができるとともに、均熱炉内でのスラブバイリング状態
を、レンガスペーサー８を介して平均的な均熱を行なう
ことが、前述の連続鋳造時の配慮にあわせて、本発明の
場合極めて有効であることが判明した。
次に本発明の比較例を示す。
（比較例１）
８５ｔの上吹転炉に８９．８ｔの溶銑を装入し、脱Ｐの
ための予備精錬を行ない、取鍋に出鋼し、錬では、低Ｐ
のフェロマンガン１２．５ｔ、高炭素フェロマンガン８
．Ｏｔを装入し、次いで予備精錬テ脱Ｐした溶鋼を装入
し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤として、４．６ｔ
の生石灰を投入し、１９９ＯＮｍ８の酸素吹錬を行ない
、１６８０°Ｃで出鋼した。
ための予備精錬を行ない、取鍋に出鋼し、錬では、低Ｐ
のフェロマンガン１２．５ｔ、高炭素フェロマンガン８
．Ｏｔを装入し、次いで予備精錬テ脱Ｐした溶鋼を装入
し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤として、４．６ｔ
の生石灰を投入し、１９９ＯＮｍ８の酸素吹錬を行ない
、１６８０°Ｃで出鋼した。
次いで、ＲＨ脱ガスにおいて４０ ｔｏｒｒの真空下で
２２分間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整後に連続
鋳造を行なった。
２２分間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整後に連続
鋳造を行なった。
本比較例の化学成分の変化を第８表に示した。
連続鋳造のスラブサイズは、２００Ｘ１２４０ｓｉで、
鋳造速度０−７ｒｒＬ７／ｍ１ｎＮ二次冷却水比１．１
７Ａ９で鋳造した。このときのタンディツシュ溶鋼温度
は１４４２℃であった。
鋳造速度０−７ｒｒＬ７／ｍ１ｎＮ二次冷却水比１．１
７Ａ９で鋳造した。このときのタンディツシュ溶鋼温度
は１４４２℃であった。
その後、均熱炉にレンガスペーサーを挾んで装入し、昇
熱速度８８’Ｃ／ｈ、 １１．９０°Ｃ×ａｈの均熱を
行なった。均熱後、１８０ｍ５厚までスラブを予備圧延
し、スラブ表面温度が８６０〜８７０°Ｃで、スラブを
水槽に２０分間浸漬し、水靭処理を行なった。
熱速度８８’Ｃ／ｈ、 １１．９０°Ｃ×ａｈの均熱を
行なった。均熱後、１８０ｍ５厚までスラブを予備圧延
し、スラブ表面温度が８６０〜８７０°Ｃで、スラブを
水槽に２０分間浸漬し、水靭処理を行なった。
上記工程で製造したスラブには表面微小割れ、表皮下割
れが多発した。割れ指数ではＩＯであった。
れが多発した。割れ指数ではＩＯであった。
この点より、実施例１や実施例２と比較すると１８％Ｍ
ｎ鋼のスラブの割れ発生に対して、鋼中ＣＰ、 ）濃度
の影響が顕著であり、割れ発生を防止するために鋼中Ｃ
Ｐ） １度を下げる必要性が明白である。
ｎ鋼のスラブの割れ発生に対して、鋼中ＣＰ、 ）濃度
の影響が顕著であり、割れ発生を防止するために鋼中Ｃ
Ｐ） １度を下げる必要性が明白である。
（比較例２）
実施例２と全く同じ原料配合、吹帥方法で精錬を実施し
た。出ｍｉ度は１６８５°Ｃで出鋼し、次いでＲＨ脱ガ
スにおいて５０ Ｔｏｒｒの真空下で２６分間の処理を
行ない、脱ガス、成分調整して連続鋳造を行なった。こ
の間の化学成分の推移は第９表に示すとおりであった。
た。出ｍｉ度は１６８５°Ｃで出鋼し、次いでＲＨ脱ガ
スにおいて５０ Ｔｏｒｒの真空下で２６分間の処理を
行ない、脱ガス、成分調整して連続鋳造を行なった。こ
の間の化学成分の推移は第９表に示すとおりであった。
連続鋳造のスラブサイズは、２００Ｘ１２４０°Ｃで、
鋳造速度０．７０１ｎ７／ｍ土ｎに軟冷却水比１ 、
ａ ’／ｒｃｇで鋳造した。このときのタンディツシュ
溶鋼温度は１３８０°Ｃであった。
鋳造速度０．７０１ｎ７／ｍ土ｎに軟冷却水比１ 、
ａ ’／ｒｃｇで鋳造した。このときのタンディツシュ
溶鋼温度は１３８０°Ｃであった。
均熱炉におけるスラブのパイリングは、スラブ間にレン
ガスペーサーを挿入し１、スラブ間隔をあける積み方で ■昇熱速度 ３２°Ｃ／ｈ １１９０’Ｃ均熱■昇熱
速度 ８８℃／ｈ １１９０°Ｃ均熱の２水準で行な
った。均熱後スラブ厚を１８０ ｆｉｌｌ＋まで予備圧
延し、スラブ表面温度が８６０〜８８０°Ｃでスラブを
水槽に２０分間浸ｆａシ、水靭処理を行なった。
ガスペーサーを挿入し１、スラブ間隔をあける積み方で ■昇熱速度 ３２°Ｃ／ｈ １１９０’Ｃ均熱■昇熱
速度 ８８℃／ｈ １１９０°Ｃ均熱の２水準で行な
った。均熱後スラブ厚を１８０ ｆｉｌｌ＋まで予備圧
延し、スラブ表面温度が８６０〜８８０°Ｃでスラブを
水槽に２０分間浸ｆａシ、水靭処理を行なった。
上記工稈で製造したスラブには、均熱条件を問わず、表
面に表面微小割れ、表皮下割れおよびコーナー割れが多
発した。割れ指数はいずれの均熱方法でも１０であった
。
面に表面微小割れ、表皮下割れおよびコーナー割れが多
発した。割れ指数はいずれの均熱方法でも１０であった
。
このことから、実施例２と比較すると、１３％ｂｔｎ
′＃の連続鋳造においては、二次冷却帯で緩冷却する方
法が有効であることは明らかである。
′＃の連続鋳造においては、二次冷却帯で緩冷却する方
法が有効であることは明らかである。
以上説明したように本発明によれば、高マンガンオース
テナイト鋼を割れ欠シ１「１を生じさせない方法で好適
に製造できる。
テナイト鋼を割れ欠シ１「１を生じさせない方法で好適
に製造できる。
図面の第１図は鋼〔％Ｐ〕と高温延性（絞り）の関係を
示す特性図、 第２図は従来均熱法を示す正面図、 第３図は本発明均熱法を示す正面図である。 ■・・・スラブ ２・・・スキッド３・・・レ
ンガスペーサー 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 言残゛、馬安堰Δカ’ｔ−（’Ｃ） 第２図 第３図
示す特性図、 第２図は従来均熱法を示す正面図、 第３図は本発明均熱法を示す正面図である。 ■・・・スラブ ２・・・スキッド３・・・レ
ンガスペーサー 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 言残゛、馬安堰Δカ’ｔ−（’Ｃ） 第２図 第３図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ ！Ｉｉｔ％で、Ｏ＋ ０．９〜１．２０％、Ｍｎ
！ １１．０〜１４．０％含む高マンガン鋼のＰ含有
量を０．０８０％以下に溶製し、その溶製鋼を下記式で
表わされる二次冷却水比を０．７〜１．１ｊＡＣ９の範
囲で連続鋳造し、その後常法に従う加工と熱処理を施す
ことを特徴とする高マンガン鋼の製造方法。 記 東 重量％で、Ｏ： ０．９〜１．２０％、Ｉｎ ：
１１．０〜１４，０％含む高マンガン鋼のＰ含有量を０
．０８０％以下に溶製し、その溶製鋼を下記式で表わさ
れる二次冷却水比を０．７〜１ 、１１ＡＩの範囲で連
続鋳造し、その鋳造鋳片を８０〜８５°Ｃ／１１の範囲
内の速度で昇熱してから１１８０〜１２８０°Ｃに８時
間以上均熱し、その後予備圧延を経てスラブを８５０°
Ｃ以上の温度に加熱して水靭処理を施すことを特徴とす
る高マンガン鋼の製造方法。 記
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12125682A JPS5913556A (ja) | 1982-07-14 | 1982-07-14 | 高マンガン鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12125682A JPS5913556A (ja) | 1982-07-14 | 1982-07-14 | 高マンガン鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5913556A true JPS5913556A (ja) | 1984-01-24 |
| JPS6339336B2 JPS6339336B2 (ja) | 1988-08-04 |
Family
ID=14806750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12125682A Granted JPS5913556A (ja) | 1982-07-14 | 1982-07-14 | 高マンガン鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5913556A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS638431A (ja) * | 1986-06-27 | 1988-01-14 | Uchiyama Mfg Corp | 表面処理液 |
| JP2011230182A (ja) * | 2010-04-30 | 2011-11-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高マンガン含有鋼の製造方法 |
| JP2012161820A (ja) * | 2011-02-08 | 2012-08-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非磁性鋼の連続鋳造を用いた製造方法 |
| CN102773441A (zh) * | 2012-08-28 | 2012-11-14 | 无锡市东方环境工程设计研究所有限公司 | 连铸二冷段的余热回收利用装置 |
| JP2013173159A (ja) * | 2012-02-24 | 2013-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高Ｃ高Ｍｎ非磁性鋼の連続鋳造方法 |
| WO2020153407A1 (ja) | 2019-01-25 | 2020-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高マンガン鋼鋳片の製造方法、および、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102794423A (zh) * | 2011-05-25 | 2012-11-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高碳高锰耐磨钢板坯连铸的生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52106327A (en) * | 1976-03-04 | 1977-09-06 | Nippon Steel Corp | Cooling method of mould piece in continuous casting |
-
1982
- 1982-07-14 JP JP12125682A patent/JPS5913556A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52106327A (en) * | 1976-03-04 | 1977-09-06 | Nippon Steel Corp | Cooling method of mould piece in continuous casting |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS638431A (ja) * | 1986-06-27 | 1988-01-14 | Uchiyama Mfg Corp | 表面処理液 |
| JPH0512380B2 (ja) * | 1986-06-27 | 1993-02-17 | Uchama Kogyo Kk | |
| JP2011230182A (ja) * | 2010-04-30 | 2011-11-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高マンガン含有鋼の製造方法 |
| JP2012161820A (ja) * | 2011-02-08 | 2012-08-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非磁性鋼の連続鋳造を用いた製造方法 |
| JP2013173159A (ja) * | 2012-02-24 | 2013-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高Ｃ高Ｍｎ非磁性鋼の連続鋳造方法 |
| CN102773441A (zh) * | 2012-08-28 | 2012-11-14 | 无锡市东方环境工程设计研究所有限公司 | 连铸二冷段的余热回收利用装置 |
| CN102773441B (zh) * | 2012-08-28 | 2015-10-07 | 无锡市东方环境工程设计研究所有限公司 | 连铸二冷段的余热回收利用装置 |
| WO2020153407A1 (ja) | 2019-01-25 | 2020-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高マンガン鋼鋳片の製造方法、および、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6339336B2 (ja) | 1988-08-04 |
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