JPS5952013B2 - 耐海水性鋼の連続鋳造法 - Google Patents
耐海水性鋼の連続鋳造法Info
- Publication number
- JPS5952013B2 JPS5952013B2 JP2497481A JP2497481A JPS5952013B2 JP S5952013 B2 JPS5952013 B2 JP S5952013B2 JP 2497481 A JP2497481 A JP 2497481A JP 2497481 A JP2497481 A JP 2497481A JP S5952013 B2 JPS5952013 B2 JP S5952013B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- continuous casting
- steel
- seawater
- less
- resistant steel
- 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.)
- Expired
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
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は耐海水性鋼の連続鋳造法に関し、とくに含銅・
高燐で割れ感受性の高い耐海水性鋼に良く、とりわけ形
状の複雑になるビームブランクの連続鋳造に有利に適合
する新規な方法について提案する。
高燐で割れ感受性の高い耐海水性鋼に良く、とりわけ形
状の複雑になるビームブランクの連続鋳造に有利に適合
する新規な方法について提案する。
一般に、耐海水性、耐候性の鋼は、表1に見られるよう
な化学成分のもので、含銅、高燐の割れ感受性の高い成
分系となっており、そのため従来は尊ら鋼塊鋳造、分塊
圧延、形鋼圧延という工程を経て製品化されている。
な化学成分のもので、含銅、高燐の割れ感受性の高い成
分系となっており、そのため従来は尊ら鋼塊鋳造、分塊
圧延、形鋼圧延という工程を経て製品化されている。
ところが、元々造塊インボッI・の場合頂部の濃厚偏析
が不可避な上、高P鋼のような偏析しやすい鋼の造塊で
はそれがより一層顕著になる。
が不可避な上、高P鋼のような偏析しやすい鋼の造塊で
はそれがより一層顕著になる。
その結果内面欠陥や表面欠陥を多発させる他、分塊や製
品圧延後の切捨てやロスを多く発生させるという欠点が
あった。
品圧延後の切捨てやロスを多く発生させるという欠点が
あった。
一方、連続鋳造材の場合、エネルギー消費少なく歩留り
が高い上、偏析の少ない全体に均質な鋼材になるという
利点があることが知られている。
が高い上、偏析の少ない全体に均質な鋼材になるという
利点があることが知られている。
ところが、高P鋼を連続鋳造すると、多量に存在する鋼
中のPが凝固時に偏析しやすくFe3Pなどの低融点の
脆い粒界を形成するため、連続鋳造のように比較的小断
面積のモールドに鋳造し表層部に20〜25mmの厚さ
の凝固シェルが出来た時点に強制スプレー冷却により凝
固させる連続鋳造法では、熱応力による内部割れおよび
表面割れの発生が著しく、従来製品化することが極めて
困難であった。
中のPが凝固時に偏析しやすくFe3Pなどの低融点の
脆い粒界を形成するため、連続鋳造のように比較的小断
面積のモールドに鋳造し表層部に20〜25mmの厚さ
の凝固シェルが出来た時点に強制スプレー冷却により凝
固させる連続鋳造法では、熱応力による内部割れおよび
表面割れの発生が著しく、従来製品化することが極めて
困難であった。
本発明は、上述のような特性をもつ含銅高燐の耐海水性
鋼をその欠点を克服して連続鋳造する技術の提供を目的
とするもので、均質な鋳片を高い生産効率の下で製造し
、大巾なコストダウンと省エネルギーを達成できるよう
にした方法である。
鋼をその欠点を克服して連続鋳造する技術の提供を目的
とするもので、均質な鋳片を高い生産効率の下で製造し
、大巾なコストダウンと省エネルギーを達成できるよう
にした方法である。
以下にその構成の詳細を説明する。
本発明者らの知見したところによると、脆い粒界をもつ
含銅・高P鋼を前述した欠陥を発生させることなく連続
鋳造するには次のような対策が必要であることが判った
。
含銅・高P鋼を前述した欠陥を発生させることなく連続
鋳造するには次のような対策が必要であることが判った
。
(1)結晶粒界の強化
(2)鋳造時熱応力の軽減
すなわち、本発明は上記2点を克服することによって耐
海水性鋼の連続鋳造を行うようにした方法である。
海水性鋼の連続鋳造を行うようにした方法である。
(1)結晶粒界の強化方法について;
表1はASTM 、 A690に規定された耐海水性鋼
の化学成分を示すものであるが、通常の耐海水性鋼の場
合その中に添加されるP含有量が0.080〜0.15
0%程度では、Fe−P系の状態図からみるとFe3P
などの低融点化合物が形成される可能性は少いと考えら
れている。
の化学成分を示すものであるが、通常の耐海水性鋼の場
合その中に添加されるP含有量が0.080〜0.15
0%程度では、Fe−P系の状態図からみるとFe3P
などの低融点化合物が形成される可能性は少いと考えら
れている。
しかし、実際の連続鋳造機による試1験においては通常
の連続鋳造をした場合には、粒界に沿って表2に示す非
金属介在物が発見され、所謂これが粒界脆化の原因にな
っていることが推測された。
の連続鋳造をした場合には、粒界に沿って表2に示す非
金属介在物が発見され、所謂これが粒界脆化の原因にな
っていることが推測された。
これは粒界にPが局部的に濃化されていることを示して
いる。
いる。
この点に関して本発明ではタンディシュ内の溶鋼過熱度
が20℃以下という極低温鋳造を行い、急速に凝固させ
ることによって前記P濃化の非金属介在物の生成を抑制
し、鋳片内部割れの発生を防止するようにした。
が20℃以下という極低温鋳造を行い、急速に凝固させ
ることによって前記P濃化の非金属介在物の生成を抑制
し、鋳片内部割れの発生を防止するようにした。
この溶鋼過熱温度については第1図から明らかに略20
°以下になると内部割れ指数に対する効果が顕著である
。
°以下になると内部割れ指数に対する効果が顕著である
。
しかして、上述のような低温鋳造を実現するにはAIに
よるノズルづまりを考慮する必要がある。
よるノズルづまりを考慮する必要がある。
要するに通常のガススリーブノズルからの不活性ガス吹
込みによる方法では、AIによるノズルづまりを防止す
るのは困難であり、本発明の場合低AIを指向する。
込みによる方法では、AIによるノズルづまりを防止す
るのは困難であり、本発明の場合低AIを指向する。
その量については本発明らの験証したところによると、
第2図に示すように0.05%以下に限定されることが
判った。
第2図に示すように0.05%以下に限定されることが
判った。
ただ、この場合に低AI化に伴なう溶鋼の脱酸不足に起
因するブローホールの発生を防止するためSiは0.0
5%以上含有させる必要がある。
因するブローホールの発生を防止するためSiは0.0
5%以上含有させる必要がある。
また、本来耐海水性にはそればと影響がないためとくに
規制するということのない元素であるSについても、内
部割れ減少のためには0、005%以下になることが重
要である。
規制するということのない元素であるSについても、内
部割れ減少のためには0、005%以下になることが重
要である。
これについては第1図に示すところからも明白である。
なお矩形断面を有するブルームの鋳造に際しては上述し
たような鋳造法により健全な鋳片を得ることが出来る。
たような鋳造法により健全な鋳片を得ることが出来る。
しかし複雑な形状を有するビームブランクなどでは好ま
しくは次に述べるような鋳片表面欠陥防止技術を更に組
合わせれば内外面共に健全な鋳片が得られやすくなる。
しくは次に述べるような鋳片表面欠陥防止技術を更に組
合わせれば内外面共に健全な鋳片が得られやすくなる。
:2)鋳造時熱応力の軽減について;−
通常、モールドに注入された溶鋼はまずモールド壁から
の抜熱によって外周に薄い凝固シェルを形成する。
の抜熱によって外周に薄い凝固シェルを形成する。
次いでモールドから引出されたその凝固シェルは、スプ
レー冷却水により直接冷却される。
レー冷却水により直接冷却される。
この2つの過程において凝固シェルに強い熱応力が発生
するため表面割れが生じるのである。
するため表面割れが生じるのである。
とりわけ、ビームブランクのウェブ面など複雑な断面形
状をもつものでは表面縦割れの発生が顕著である。
状をもつものでは表面縦割れの発生が顕著である。
これに対し本発明は第1に高粘性モールドパウダーを使
用することにより、第2に2次冷却パターンの強化、と
によってががる縦割れを効果的に防止するようにした。
用することにより、第2に2次冷却パターンの強化、と
によってががる縦割れを効果的に防止するようにした。
その第1のモールドパウダーについては、第3図に明ら
かなように、割れの発生頻度はモールド内で使用するフ
ラツクスの物性により著しく異なり、それは平均抜熱量
が少いとき:即ち鋳片に緩冷却を与えるフラックスを使
用したときはその発生は著しく減少する。
かなように、割れの発生頻度はモールド内で使用するフ
ラツクスの物性により著しく異なり、それは平均抜熱量
が少いとき:即ち鋳片に緩冷却を与えるフラックスを使
用したときはその発生は著しく減少する。
この適正域はスである。
第2の2次冷却パターンにつり)て(よ、ここで゛の過
度の冷却は表面縦割れの大きな原因となる。
度の冷却は表面縦割れの大きな原因となる。
要するに第4図に示すよう(こ、モールド下端から5m
までの範囲:即ち凝固シェル厚さ力f略60mmに成長
する段階:までのスフブレーン6却弓企度ニシテ、’c
lLカo、 451 /kg−min以上(こなると
1縦割れ発生に著しい影響を与えるようになることを見
い出した。
までの範囲:即ち凝固シェル厚さ力f略60mmに成長
する段階:までのスフブレーン6却弓企度ニシテ、’c
lLカo、 451 /kg−min以上(こなると
1縦割れ発生に著しい影響を与えるようになることを見
い出した。
凝固シェル厚60mmまでの比水量で限定したのは、凝
固シェルがこれ以上厚くなる領域では、シェルの表面温
度が低くなり、割れ感受性が減少して冷却の強度はそれ
程著しい影響を与えないようになるからである。
固シェルがこれ以上厚くなる領域では、シェルの表面温
度が低くなり、割れ感受性が減少して冷却の強度はそれ
程著しい影響を与えないようになるからである。
次に本発明の実施例について説明する。
この表3は本発明を適用してブルームおよびビームブラ
ンクを製造した例を示すもので、表面割れ、内部割れと
もに少ない良好な鋳片を得ることができた。
ンクを製造した例を示すもので、表面割れ、内部割れと
もに少ない良好な鋳片を得ることができた。
また、含銅・高燐鋼を実際の連鋳機を使ってビームブラ
ンクを鋳造し、H形鋼の製品に圧延した時の製品格落率
と溶鋼過熱度の関係を第5図に示した。
ンクを鋳造し、H形鋼の製品に圧延した時の製品格落率
と溶鋼過熱度の関係を第5図に示した。
この図かられかるように、本発明による製品ではほとん
ど格落は発生せず極めて良好な成績を示している。
ど格落は発生せず極めて良好な成績を示している。
さらに、この発明の効果は鋳片の疵取り工程が完全に省
略できるため、鋳造後の熱片をそのま・圧延工程に直送
するホットチャージ方式を採用できるようになるから省
エネルギーの実現に良い結果を与える。
略できるため、鋳造後の熱片をそのま・圧延工程に直送
するホットチャージ方式を採用できるようになるから省
エネルギーの実現に良い結果を与える。
第6図に示す写真は、従来法と本発明によるブルームの
L断面のサルファープリントを示すものである。
L断面のサルファープリントを示すものである。
両者には内部割れの発生状況に著しい差があり、本発明
により鋳造されたブルームでは、内部割れの発生がほと
んど皆無になっていることがわかる。
により鋳造されたブルームでは、内部割れの発生がほと
んど皆無になっていることがわかる。
以上説明したように本発明によれば、従来製造が極めて
困難であった耐海水性鋼の連続鋳造が可能となり、しか
も造塊材にも増して均質性に富む優れた製品を低コスト
で高能率で製造できる。
困難であった耐海水性鋼の連続鋳造が可能となり、しか
も造塊材にも増して均質性に富む優れた製品を低コスト
で高能率で製造できる。
もちろんこの発明はブルームなどに限らず厚板、薄板用
の耐海水性鋼・耐候性鋼へそのまま適用が可能であり、
広く高P含有鋼に適用しても略同様の効果が期待できる
。
の耐海水性鋼・耐候性鋼へそのまま適用が可能であり、
広く高P含有鋼に適用しても略同様の効果が期待できる
。
図面の第1図は溶鋼過熱度と鋳片内部割れ指数との関係
を示す線図、第2図は鋳造安定域におよぼす溶鋼過熱度
とAI含有量との関係を示す線図、第3図はモールド内
フラックスの粘土と、モールド内平均抜熱量およびウェ
ブ縦割れ長さとの関係を示す線図、第4図はスプレー比
水量とビームブランクウェブの縦割れ個数との関係を示
す線図、第5図はビームブランクから圧延したH形鋼の
表面欠陥による格落率とタンディシュ内溶鋼過熱度との
関係を示す線図、第6図は耐海水性鋼の本発明製造鋼イ
、従来製造銅口のサルファープリントを示す写真である
。
を示す線図、第2図は鋳造安定域におよぼす溶鋼過熱度
とAI含有量との関係を示す線図、第3図はモールド内
フラックスの粘土と、モールド内平均抜熱量およびウェ
ブ縦割れ長さとの関係を示す線図、第4図はスプレー比
水量とビームブランクウェブの縦割れ個数との関係を示
す線図、第5図はビームブランクから圧延したH形鋼の
表面欠陥による格落率とタンディシュ内溶鋼過熱度との
関係を示す線図、第6図は耐海水性鋼の本発明製造鋼イ
、従来製造銅口のサルファープリントを示す写真である
。
Claims (1)
- 1 含銅・高燐の割れ感受性の高い耐海水性鋼の連続鋳
造に当り、かかる鋼中に含まれるAIが0.005%以
下、Siが0.05〜0.10%、Sが0.005%以
下となる溶鋼を調整し、かつタンディシュ内溶鋼過熱度
を20℃以下にし、1300℃における粘度が10〜2
0ポアズのモールドフラックスを使用し、凝固シェル厚
が60mmに成長するに至るまでの合計スプレー比水量
が0.4517kg−m1n以下の冷却条件の下で連続
鋳造を行うことを特徴とする耐海水性鋼の連続鋳造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2497481A JPS5952013B2 (ja) | 1981-02-24 | 1981-02-24 | 耐海水性鋼の連続鋳造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2497481A JPS5952013B2 (ja) | 1981-02-24 | 1981-02-24 | 耐海水性鋼の連続鋳造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57139455A JPS57139455A (en) | 1982-08-28 |
JPS5952013B2 true JPS5952013B2 (ja) | 1984-12-17 |
Family
ID=12152936
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2497481A Expired JPS5952013B2 (ja) | 1981-02-24 | 1981-02-24 | 耐海水性鋼の連続鋳造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5952013B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5397214B2 (ja) * | 2009-12-24 | 2014-01-22 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼の連続鋳造方法 |
JP2010115714A (ja) * | 2010-03-05 | 2010-05-27 | Jfe Engineering Corp | モールドパウダー |
-
1981
- 1981-02-24 JP JP2497481A patent/JPS5952013B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS57139455A (en) | 1982-08-28 |
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