WO2019132457A1 - 아포정강의 제조방법 - Google Patents

아포정강의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2019132457A1
WO2019132457A1 PCT/KR2018/016530 KR2018016530W WO2019132457A1 WO 2019132457 A1 WO2019132457 A1 WO 2019132457A1 KR 2018016530 W KR2018016530 W KR 2018016530W WO 2019132457 A1 WO2019132457 A1 WO 2019132457A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mold
mold flux
molten steel
steel
bar
Prior art date
Application number
PCT/KR2018/016530
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
차경세
정제숙
최윤석
공종판
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Publication of WO2019132457A1 publication Critical patent/WO2019132457A1/ko

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B21B1/463—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a continuous process, i.e. the cast not being cut before rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/16—Control of thickness, width, diameter or other transverse dimensions
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • 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
    • B22D11/108—Feeding additives, powders, or the like
    • 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
    • B22D11/111—Treating the molten metal by using protecting powders
    • 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
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/20—Controlling or regulating processes or operations for removing cast stock
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing an apostorn steel.
  • One aspect of the present invention is to provide a method for manufacturing an apostrophe steel which enables casting at a high speed but does not cause cracks on the surface of the slab.
  • An embodiment of the present invention relates to a method of continuously casting a molten steel containing 0.07 to 0.17% of C, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.015 to 0.05% of Ti, and the balance of Fe and other unavoidable impurities to obtain a thin slab step; Subjecting the thin slab to rough rolling to obtain a bar; Finishing the bar to obtain a hot-rolled steel sheet; And a step of winding the hot-rolled steel sheet, wherein each of the above steps is carried out continuously, and the mold flux injected into the mold in the continuous casting has a crystallinity of 45 to 60% and a content of carbon of 10% And a manufacturing method thereof.
  • a method for manufacturing an apostrophe steel which can stably produce apostrophes free from cracks on a lubricating property surface while enabling casting at a high speed, can do.
  • Figure 1 shows the shape of the solidified cell according to the carbon content of the steel.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the present invention.
  • FIG 3 is a schematic view of a mold copper plate according to an embodiment of the present invention.
  • Fig. 4 is a photograph of the inventive example and comparative example, wherein (a) is Inventive Example 1, (b) is Comparative Example 1, and (c) is Comparative Example 2.
  • Figure 1 shows the shape of the solidified cell according to the carbon content of the steel.
  • a thin solidification shell is formed along the meniscus in the initial solidification process, and the coagulation shrinkage becomes large in the course of the initial solidification process.
  • the air gap between the solidification shell and the mold surface air gaps are formed, a non-uniform solidification shell is formed as in the region (c) of Fig.
  • the casting speed is reduced by 20% compared to the general steel, but the quality problems due to the cracks still occur on the surface of the cast steel.
  • the present inventors have found that, as a method for minimizing the formation of the above-mentioned non-uniform solidification shell, it is an object of the present invention to increase the crystallization rate of the mold flux and to improve the crystallization rate of the mold flux, It is possible to stably perform high-speed casting in the direct rolling line of the performance rolling and to produce a high strength apolli steel without surface crack, by controlling the mold flux condition.
  • one embodiment of the present invention relates to a method for producing an apostrophe steel by a performance-rolling direct-joining process, which comprises 0.07 to 0.17% of C, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.015 to 0.05% of Ti, Continuously cast molten steel containing Fe and other unavoidable impurities to obtain a thin slab; Subjecting the thin slab to rough rolling to obtain a bar; Finishing the bar to obtain a hot-rolled steel sheet; And a step of winding the hot-rolled steel sheet, wherein the mold flux injected into the mold during the continuous casting has a crystalline content of 45 to 60% and a carbon content of 10% by weight or more.
  • the target material may contain 0.07 to 0.17% of C, 1.5 to 2.5% of Mn, and 0.015 to 0.05% of Ti, for example, in terms of% by weight as an apatite crystal.
  • the high-strength apatite steel there is a high risk of non-uniformity in solidification due to a segregation reaction and the like, and there is a high possibility that cracks will occur on the surface of the cast steel. Therefore, there is a need for a method for reducing the coagulation unevenness of the above-mentioned apodization steel.
  • the rest of the components of the present invention are iron (Fe), and impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment can be inevitably mixed in a conventional manufacturing process, and therefore can not be excluded.
  • These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the performance-to-rolling direct connection facility includes a continuous casting machine including a ladle 10, a mold 20, a segment cooling rack 30, a thin slab heater 40, a roughing machine 50, A bar heater 60, a finishing mill 70, and a winder 80.
  • the mold 20 receives molten steel from the ladle 10, receives the molten steel, discharges the molten steel to the segment cooling, and performs continuous casting.
  • the slab a is produced in the first thickness through the segment cooling bed 30 and the rough rolling mill 50 is rolled by rolling the slab into a bar b having a second thickness thinner than the first thickness, And the finishing mill 70 rolls the bar of the second thickness into the strip c of the third thickness and the strip is coiled through the winder 90 to produce a product.
  • molten steel is supplied from the ladle 10 into the mold 20, and solidification starts by heat exchange with the cooling water flowing on the outer wall of the mold 20.
  • molten steel keeps warming and reoxidation during casting, collects inclusions in molten steel, and mold flux is injected to lubricate the solidified slab in the mold.
  • the injected mold flux is an important factor for forming the solidified shell in the mold because it controls the heat transfer between the mold and the molten steel by forming the film.
  • the superheating degree of the molten steel is preferably 15 to 25 ° C. If the superheating degree of the molten steel is less than 15 ⁇ , casting may be stopped by freezing due to temperature drop during casting, and if it exceeds 25 ⁇ , mold level hunting may occur and surface quality defects may occur. Therefore, the superheating degree of the molten steel is preferably 15 to 25 ° C, more preferably 15 to 22 ° C, and still more preferably 15 to 20 ° C.
  • the crystalline ratio of the mold flux injected into the mold it is preferable to control the crystalline ratio of the mold flux injected into the mold to 45 to 60%. If the crystalline rate of the mold flux is less than 45%, the effect of reducing the heat transfer between the mold and the molten steel is small and a non-uniform solidification shell is formed, which may cause problems in casting. On the other hand, when it exceeds 60%, there is a disadvantage that it is difficult to sufficiently secure lubrication as the solidifying point becomes excessively high. Therefore, it is preferable that the crystalline rate of the mold flux is 45 to 60%.
  • the crystalline rate of the mold flux is more preferably 50 to 60%, and still more preferably 50 to 55%.
  • the mold flux preferably has a carbon content of 10 wt% or more.
  • the carbon content of the mold flux is increased in this manner, so that the carbon can secure sufficient lubricity.
  • the carbon content in the mold flux is 10% or more, the lubricating action to be obtained by the present invention can be sufficiently obtained, and therefore the upper limit is not particularly limited.
  • the carbon content in the mold flux is preferably 10 wt% or more.
  • the carbon content of the mold flux is more preferably 10 to 17%, and still more preferably 10 to 15%.
  • the size of the mold flux may be 10 to 20 ⁇ ⁇ .
  • the mold flux may contain CaO in an amount of 10 to 50% and SiO 2 in an amount of 10 to 50% by weight, and the basicity expressed by CaO / SiO 2 is preferably 1.3 to 1.8 . If the basicity is less than 1.3, the amount of heat in the mold increases, which may adversely affect the formation of a uniform solidified shell. If the basicity is higher than 1.8, the lubricity of the flux may decrease and a constraint breakout may occur. Therefore, the basicity is preferably in the range of 1.3 to 1.8, more preferably in the range of 1.4 to 1.8, more preferably in the range of 1.5 to 1.8, and most preferably in the range of 1.6 to 1.8 desirable.
  • the mold flux may further contain MgO in an amount of 2 wt% or less.
  • the MgO may be included for promoting the crystallization of the mold flux film as an element that affects the crystallization of the mold flux film.
  • the mold compound further contains MgO in an amount of 2 wt% or less, more preferably 1.8 wt% or less, and most preferably 1.5 wt% or less.
  • the mold flux of the present invention may further include Al 2 O 3 , Na 2 O, and the like.
  • the mold flux of the present invention provided as described above may increase the coagulation temperature to 1200 DEG C or higher, and the melting property of the mold flux may be decreased, so that the lubricating ability may be lowered.
  • the viscosity of the mold flux at 1300 ° C may range from 0.3 to 0.8 poise, more preferably from 0.4 to 0.7 poise, and from 0.5 to 0.6 poise More preferable.
  • the viscosity of the residual glassy material in the mold flux film is maintained at 5 poise or less at a temperature of 950 ⁇ or higher.
  • the viscosity of the residual glassy material in the mold flux film at a temperature of 950 ⁇ or higher exceeds 5 poise, there is a disadvantage that the viscosity in the solid phase film is high and the lubricity is low.
  • the viscosity of the residual glassy material in the mold flux film at the temperature of 950 DEG C or higher is more preferably 4.8 poise or less, still more preferably 4.5 poise or less.
  • FIG. 3 is a schematic view of a mold copper plate according to an embodiment of the present invention.
  • the complete cooling in the mold is also affected by the distance between the cooling water hole of the mold and the contact surface of the molten steel. Accordingly, in the present invention, it is preferable to control the distance between the end face of the copper plate contacting the molten steel and the cooling water hole of the mold copper plate shown in FIG. 3, and the distance is preferably controlled to 15 to 20 mm. If the distance between the copper plate section where the molten steel is in contact with the cooling water hole of the mold copper plate is less than 15 mm, the effect of preventing the increase of the heat quantity is not sufficient. If the distance exceeds 20 mm, . Therefore, the distance between the end face of the copper plate where the molten steel contacts and the cooling water hole of the mold copper plate is preferably 15 to 20 mm, more preferably 16 to 20 mm, and still more preferably 17 to 20 mm.
  • the value of the total calorific value in the mold during continuous casting is preferably 2.0 to 2.5 MW / m 2 based on the long side portion. If the value of the total heat value in the mold is less than 2.0 MW / m 2, heat gap can not be formed due to poor contact with the copper plate due to occurrence of an air gap in the mold, thereby causing a constraint breakout. The risk of cracking may increase due to the increase in total calorific value. Therefore, in the continuous casting, the value of the total calorific value in the mold is preferably 2.0 to 2.5 MW / m 2, more preferably 2.0 to 2.4 MW / m 2, and more preferably 2.0 to 2.3 MW / desirable.
  • the molten steel prepared as described above is continuously cast to obtain a thin slab.
  • the continuous casting is preferably performed at a casting speed of 4.0 to 8.0 mpm (m / min).
  • the reason why the casting speed is set to 4.0 mpm or more is that a high speed casting and rolling process are connected and a casting speed higher than a certain level is required to secure the target rolling temperature. If the casting speed exceeds 8.0 mpm, the operation success rate may be reduced due to instability of the molten steel bath surface. Therefore, the casting speed is desirably in the range of 4.0 to 8.0 mpm and in the range of 4.5 to 7.5 mpm And more preferably in the range of 4.5 to 6.5 mpm.
  • the thickness of the thin slab is preferably 80 to 120 mm.
  • the thickness of the thin slab is more than 120 mm, high-speed casting is difficult, and the rolling load during rough rolling is increased.
  • the thickness is less than 80 mm, the temperature of the cast steel is rapidly decreased and uniform structure is hardly formed.
  • the thickness of the thin slab is preferably controlled to 80 to 120 mm, more preferably 85 to 115 mm, and even more preferably 90 to 110 mm or less.
  • the thickness of the bar is preferably 10 to 20 mm. When the thickness of the bar exceeds 20 mm, the rolling load during finish rolling may become large. When the thickness of the bar is less than 10 mm, resistance to rolling deformation may increase, which may cause difficulty in operation, and it is difficult to secure the temperature during finish rolling .
  • the finishing rolling temperature is preferably 750 DEG C or higher. If the finish rolling temperature is lower than 750 ⁇ , the load of the roll during hot rolling may be greatly increased, resulting in an increase in energy consumption and a slower operation speed. Therefore, the finishing rolling temperature is preferably 750 DEG C or higher, more preferably 780 DEG C or higher, and still more preferably 800 DEG C or higher.
  • the coiling temperature is preferably 500 to 650 ° C. If the coiling temperature is less than 500 ⁇ , the strength becomes too high, which may cause a problem of poor rolling performance and shape during cold rolling. If the coiling temperature exceeds 650 ⁇ , a secondary scale may be generated and the surface quality may deteriorate Therefore, it is preferable to control the coiling temperature to 500 to 650 ⁇ ⁇ .
  • the coiling temperature is more preferably 520 to 620 ⁇ , and still more preferably 550 to 600 ⁇ .
  • apodant steel of the present invention may have a thickness of 1.5 mm or less.
  • apodified steel of the present invention can be easily produced at a high casting speed.
  • the molten steel having the alloy composition shown in the following Table 1 was continuously cast into a thin slab in the production of an apodization steel in a continuous continuous rolling mode by applying a performance-rolling direct process.
  • continuous casting was carried out using the mold flux having the conditions shown in Table 2 below.
  • the mold flux film was collected through a flux collecting facility installed directly under the mold during casting, and the crystallization rate in the film analyzed by SEM, optical microscope analysis
  • the results are shown in Table 3 below.
  • the crystalline ratio was calculated by area ratio by image processing of the data obtained through SEM analysis of the flux film collected during casting.
  • Fig. 4 is a photograph of the inventive example and comparative example, wherein (a) is Inventive Example 1, (b) is Comparative Example 1, and (c) is Comparative Example 2. As can be seen from FIG. 4, in the case of Inventive Example 1, it can be seen that the surface is good, but in the case of Comparative Example 1, a non-uniform solidifying shell was generated, and in Comparative Example 2, surface cracking occurred .

Abstract

본 발명은 아포정강의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.07~0.17%, Mn: 1.5~2.5%, Ti: 0.015~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며, 상기 연속주조시 몰드 내에 투입되는 몰드 플럭스는 결정질율이 45~60%이고, 카본 함량 10중량% 이상인 아포정강의 제조방법을 제공한다.

Description

아포정강의 제조방법
본 발명은 아포정강의 제조방법에 관한 것이다.
통상적으로 탄소 함량이 0.07~0.17중량%인 아포정강의 경우 포정반응에 의한 응고 수축시 불균일 응고쉘 형성이 쉽고 이로 인해 몰드 접촉면과의 계면에 에어갭(AIR GAP) 발생으로 국부적으로 파단강도가 약한 얇은 응고쉘이 형성되고 이러한 부분에서 크랙이 발생하게 된다. 주속이 증가하는 경우 이러한 불균일 응고가 심화되기 때문에 기존의 conventional mill에서는 통상 주조 속도를 일반 강종 대비 약 20% 정도 감속하여 통상 2mpm 이하로 아포정강을 생산하고 있다.
그러나, 최근 공정의 효율을 높이고 강재의 품질 편차를 줄이기 위해 사용되고 있는 연주-압연 직결라인에서는 압연속도에 연속주조 속도를 맞추기 위하여 연속주조를 상대적으로 빠른 속도로 할 수밖에 없으므로, 아포정강을 연주-압연 직결라인에서 제조하는 것은 매우 곤란한 측면이 있었다.
본 발명의 일측면은 고속으로 주조가 가능하게 하면서도 슬라브 표면에 크랙 발생이 없는 아포정강의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.07~0.17%, Mn: 1.5~2.5%, Ti: 0.015~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며, 상기 연속주조시 몰드 내에 투입되는 몰드 플럭스는 결정질율이 45~60%이고, 카본 함량 10중량% 이상인 아포정강의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 고속으로 주조가 가능하게 하면서도 윤활 특성 표면에 크랙이 없는 아포정강을 안정적으로 생산할 수 있게 하여 기존의 열연밀 대비 생산성을 크게 향상시킬 수 있는 아포정강의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 강의 탄소 함량에 따른 응고 셀 형상을 나타난 것이다.
도 2는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시형태에 따른 몰드 동판의 모식도이다.
도 4는 발명예 및 비교예의 사진이며, (a)는 발명예 1, (b)는 비교예 1, (c)는 비교예 2의 사진이다.
[부호의 설명]
a: 슬라브 b: 바
c: 스트립
10: 래들 20: 몰드
30: 세그먼트 냉각대 40: 박 슬라브 가열기
50: 조압연기 60: 바 가열기
70: 마무리 압연기 80: 권취기
도 1은 강의 탄소 함량에 따른 응고 셀 형상을 나타난 것이다. 통상적으로 아포정강의 경우에는 초기 응고 과정시 메니스커스(meniscus) 주변을 따라 얇은 응고쉘이 형성되고, 이 과정에서 응고 수축이 크게 나타나게 되어 되며, 이로 인해 응고 쉘과 몰드 표면사이에 에어 갭(air gap) 발생으로 인해 도 1의 (c) 영역에서와 같이 불균일한 응고쉘이 형성된다.
이러한 불균일 응고쉘이 형성되면 국부적으로 파단강도가 낮은 부분이 발생하게 되고 이로 인해 주조 중 크랙이 발생하거나 심한 경우 Breakout과 같은 용강 유출로 인한 조업 사고가 일어난다.
이러한 이유로 기존 공정에서는 일반강 대비 주조 속도를 20% 정도 감소하여 생산을 하고 있지만 여전히 주편 표면에 발생하는 크랙에 의한 품질 이슈가 많이 발생하고 있다.
이에 따라, 본 발명자들은 상기 불균일 응고쉘 형성을 최소화하기 위한 방법으로서, 몰드 플럭스의 결정질율을 증가시키고, 다만, 상기 몰드 플럭스의 결정질율을 증가로 인해 나타나는 윤활성 저하의 문제를 해결하기 위하여 몰드 내 투입되는 몰드 플럭스 조건을 제어하게 되면 연주 압연 직결라인에서 고속 주조를 안정적으로 행할 수 있도록 할 뿐만 아니라 표면 크랙이 없는 고강도 아포정강을 생산하는 것이 가능하다는 점에 착안하여 본 발명을 제안하게 되었다.
이를 위한, 본 발명의 일 실시형태는 연주-압연 직결 공정으로 아포정강을 제조하는 방법으로서, 중량%로, C: 0.07~0.17%, Mn: 1.5~2.5%, Ti: 0.015~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하고, 상기 연속주조시 몰드 내에 투입되는 몰드 플럭스는 결정질율이 45~60%이고, 카본 함량 10중량% 이상인 아포정강의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명은 그 대상재가 아포정강으로서, 예를 들면 중량%로, C: 0.07~0.17%, Mn: 1.5~2.5%, Ti: 0.015~0.05%를 함유할 수 있다. 상기 고강도 아포정강의 경우 포정 반응 등에 의한 응고 불균일 위험성이 커서 주편 표면에 크랙이 발생할 가능성이 크고 특히 주조속도가 증가하는 경우 이러한 현상을 더욱 심화된다. 따라서, 이러한 아포정강의 응고 불균일을 줄이기 위한 방법이 필요하다.
본 발명 대상재인 아포정강의 나머지 성분은 철(Fe)이며, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
도 2는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다. 도 2에 도시된 바와 같이, 연주~압연 직결 설비는 크게 래들(10), 몰드(20), 세그먼트 냉각대(30)를 포함하는 연속주조기와, 박 슬라브 가열기(40), 조압연기(50), 바 가열기(60), 마무리 압연기(70) 및 권취기(80)로 구성된다. 상기 연주~압연 직결 설비는 상기 몰드(20)는 래들(10)로부터 용강을 공급 받아 상기 용강을 수용함은 물론 세그먼트 냉각대로 배출하여 연속주조를 수행하게 된다. 상기 세그먼트 냉각대(30)를 통해 제1두께의 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하며, 조압연기(50)는 상기 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께의 바(b)로 압연시키고, 마무리 압연기(70)는 상기 제2두께의 바를 제3두께의 스트립(c)으로 압연시키며, 권취기(90)를 통해 스트립을 코일의 형태로 제작하여 제품 생산하게 된다.
보다 상세하게는, 상기 래들(10)로 부터 몰드(20) 내로 용강이 공급되고, 상기 몰드(20) 외벽에 흐르는 냉각수와의 열교환에 의해 응고가 시작된다.
이 과정에서 용강의 보온과 주조중 재산화를 막아주며 용강중 개재물을 포집하고 몰드 내 응고된 슬라브의 윤활을 담당하는 몰드 플럭스가 투입된다. 투입된 몰드 플럭스는 필름을 형성하여 몰드와 용강 사이의 열전달을 제어해주기 때문에 몰드내 응고쉘의 형성에 중요한 요소이다.
한편, 상기 용강의 과열도는 15~25℃인 것이 바람직하다. 상기 용강의 과열도가 15℃미만인 경우에는 주조 중 온도하락에 의한 프리징(freezing)으로 주조 중단 우려가 있고 25℃를 초과하는 경우에는 몰드 레벨 헌팅이 발생하여 표면 품질 결함이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 용강의 과열도는 15~25℃인 것이 바람직하고, 15~22℃인 것이 보다 바람직하며, 15~20℃인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명에서는 상기 몰드 내에 투입되는 상기 몰드 플럭스의 결정질율을 45~60%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 몰드 플럭스의 결정질율이 45% 미만인 경우에는 몰드와 용강 사이의 열전달을 감소 효과가 적어 불균일 응고쉘이 형성되어 주조시 문제가 발생할 수 있다. 반면, 60%를 초과하는 경우에는 응고점이 과도하게 높아짐에 따라 윤활성을 충분히 확보하기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 몰드 플럭스의 결정질율은 45~60%인 것이 바람직하다. 상기 몰드 플럭스의 결정질율은 50~60%인 것이 보다 바람직하고, 50~55%인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 상기 몰드 플럭스는 카본 함량이 10중량% 이상인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 이와 같이 몰드 플럭스의 카본 함량을 증대시킴으로써 상기 카본이 윤활성을 충분히 확보할 수 있도록 한다. 상기 카본 함량이 10중량% 미만인 경우에는 상기 효과를 확보하기 곤란하다. 본 발명에서는 상기 몰드 플럭스 내 카본 함량이 10% 이상일 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 윤활 작용을 충분히 얻을 수 있으므로, 그 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 플럭스 내 카본 함량이 지나칠 경우 smut과 같은 표면 결함을 야기할 수 있으므로 상기 카본 함량은 20% 이하인 것이 바람직하다. 따라서, 상기 몰드 플럭스의 카본 함량은 10중량% 이상인 것이 바람직하다. 상기 몰드 플럭스의 카본 함량은 10~17%인 것이 보다 바람직하고, 10~15%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 몰드 플럭스의 크기는 10~20㎛를 가질 수 있다.
또한, 상기 몰드 플럭스는 중량%로, CaO를 10~50% 포함하고, SiO2를 10~50% 포함할 수 있으며, 이 때, CaO/SiO2로 표현되는 염기도가 1.3~1.8인 것이 바람직하다. 상기 염기도가 1.3미만일 경우 몰드 내 전열량이 증가하게되어 균일 응고쉘 형성에 좋지 않은 영향을 미칠 수 있으며 1.8 초과시에는 플럭스의 윤활성이 저하되어 구속성 Breakout이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 염기도는 1.3~1.8의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 1.4~1.8의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 1.5~1.8의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하며, 1.6~1.8의 범위를 갖는 것이 가장 바람직하다.
한편, 상기 몰드 플럭스는 2중량%이하의 MgO를 추가로 포함할 수 있다. 상기 MgO는 몰드 플럭스 필름의 결정화에 영향을 주는 원소로서 몰드 플럭스 필름의 결정화 촉진을 위해서 포함될 수 있다. 다만, 상기 MgO가 2중량%를 초과하는 경우에는 결정질율 형성이 부족하여 완냉각 효과가 떨어질 수 있다. 따라서, 상기 몰드 믈럭스는 2중량%이하의 MgO를 추가로 포함하는 것이 바람직하며, 1.8중량%이하인 것이 보다 바람직하고, 1.5%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
아울러, 본 발명의 몰드 플럭스는 Al2O3, Na2O 등을 추가로 포함할 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 몰드 플럭스는 응고온도가 1200℃ 이상으로 증가하여 몰드 플럭스의 융융성이 감소되어 윤활 능력이 저하될 수도 있다.
이에 따라, 본 발명에서는 윤활성의 증대를 위하여, 상기 몰드 플럭스가 1300℃에서의 점도가 0.3~0.8poise의 범위를 가질 수 있으며, 0.4~0.7poise인 것이 보다 바람직하고, 0.5~0.6poise인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 몰드 플럭스 필름내 잔류 유리질의 점도가 950℃이상의 온도에서 5poise 이하로 유지되도록 하는 것이 바람직하다. 상기 950℃ 이상의 온도에서의 몰드 플럭스 필름내 잔류 유리질의 점도가 5poise를 초과하는 경우에는 고상 필름 내 점도가 높아서 윤활성이 떨어지는 단점이 있다. 상기 950℃ 이상의 온도에서의 몰드 플럭스 필름내 잔류 유리질의 점도는 4.8poise 이하인 것이 보다 바람직하고, 4.5poise 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
도 3은 본 발명의 일 실시형태에 따른 몰드 동판의 모식도이다. 몰드에서의 완냉각은 상기 몰드의 냉각수 홀과 용강의 접촉하는 면 간의 거리에도 영향을 받는다. 이에 따라, 본 발명에서는 도 3에 도시된 용강이 접촉하는 동판 단면과 몰드 동판의 냉각수 홀간의 거리를 제어하는 것이 바람직하며, 그 거리를 15~20mm로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 용강이 접촉하는 동판 단면과 몰드 동판의 냉각수 홀간의 거리가 15mm 미만인 경우에는 전열량 증가 방지 효과가 충분하지 않으며, 20mm를 초과하는 경우에는 고속 주조시 응고쉘 형성이 부족하여 breakout발생 위험성이 있다. 따라서, 상기 용강이 접촉하는 동판 단면과 몰드 동판의 냉각수 홀간의 거리는 15~20mm인 것이 바람직하고, 16~20mm인 것이 보다 바람직하며, 17~20mm인 것이 보다 더 바람직하다.
아울러, 본 발명에서는 상기 연속주조시, 몰드 내 전열량 값은 장변부 기준으로 2.0~2.5MW/㎡인 것이 바람직하다. 상기 몰드 내 전열량 값이 2.0MW/㎡ 미만인 경우에는 몰드 내 에어 갭(air gap) 발생으로 동판과의 접촉 불량으로 인해 열전달이 되지 않아 구속성 브레이크아웃이 발생할 수 있으며, 2.5MW/㎡를 초과하는 경우에는 전열량 증가로 인해 크랙 발생의 위험이 증가할 수 있다. 따라서, 상기 연속주조시, 몰드 내 전열량 값은 장변부 기준으로 2.0~2.5MW/㎡인 것이 바람직하고, 2.0~2.4MW/㎡인 것이 보다 바람직하며, 2.0~2.3MW/㎡인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같이 준비되는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이 때, 상기 연속주조는 4.0~8.0mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 4.0mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 만일 주조속도가 8.0mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있다 따라서, 상기 주조속도는 4.0~8.0mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 4.5~7.5mpm의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 4.5~6.5mpm의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
이때 상기 박 슬라브의 두께는 80~120mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 80mm미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 80~120mm로 제어하는 것이 바람직하고, 85~115mm인 것이 보다 바람직하며, 90~110mm이하인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는다. 상기 바의 두께는 10~20mm인 것이 바람직하다. 상기 바의 두께가 20mm를 초과하는 경우에는 마무리 압연시 압연 부하가 커질 수 있고, 10 mm미만인 경우에는 압연변형 저항이 커져 조업상에 어려움을 유발할 수 있으며, 마무리 압연시 온도 확보가 어렵다는 단점이 있다.
이후, 상기 바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 이 때, 상기 마무리 압연 온도는 750℃ 이상인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도가 750℃ 미만인 경우에는 열간압연시 롤의 부하가 크게 증가하여 에너지 소비 증가 및 작업속도가 늦어질 수 있다. 따라서, 상기 마무리 압연 온도는 750℃ 이상인 것이 바람직하고, 780℃ 이상인 것이 보다 바람직하며, 800℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 권취한다. 이때, 상기 권취온도는 500~650℃인 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 강도가 너무 높아져 냉간압연시 압연성 및 형상이 불량할 수 있는 문제가 있을 수 있고, 650℃를 초과하는 경우는 2차 스케일이 발생하여 표면 품질이 저하될 수 있으므로, 상기 권취온도를 500~650℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도는 520~620℃인 것이 보다 바람직하고, 550~600℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기와 같이 얻어지는 본 발명의 아포정강은 두께가 1.5mm 이하일 수 있으며, 이와 같이 본 발명에서는 고속의 주조속도로 박물의 아포정강을 용이하게 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강을 연주-압연 직결 공정을 적용하여 연연속압연 모드로 아포정강을 제조함에 있어 상기 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻었다. 이 때, 하기 표 2의 조건을 갖는 몰드 플럭스를 이용하여 연속주조하였으며, 주조 중 몰드 직하에 설치한 플럭스 채취 설비를 통해 몰드 플럭스 필름을 채취하여 SEM, 광학 현미경 분석을 통해 분석된 필름내 결정질율과 잔류 C량, 잔류 유리질의 점도와 조업시 모니터링된 전열량, 조업 중 생산된 슬라브에 크랙 발생 여부와 불균일 응고쉘 발생 여부를 측정한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 한편, 결정질율의 경우 주조중 채취된 플럭스 필름의 SEM 분석을 통해서 얻어진 데이터에 이미지 처리하는 방식으로 면적비를 통해 결정질율을 산출하였다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti N
비교예1 0.096 1.0 2.8 0.019 0.001 0.025 0.015 0.008
비교예2 0.07 0.03 1.4 0.008 0.001 0.021 0.13 0.0064
발명예1 0.08 0.357 1.8 0.014 0.0008 0.022 0.022 0.0065
구분 SiO2(중량%) CaO(중량%) 염기도 MgO(중량%) Al2O3(중량%) Na2O(중량%) Total C(중량%) 응고온도(℃) 점도(@1300℃, poise)
비교예1 27.1 35.7 1.32 3.6 3.5 8.8 8.2 1151 0.52
비교예2 27.5 36.3 1.32 3.5 3.1 8 8.9 1183 0.71
발명예1 22.9 37.9 1.66 1.5 4.6 6.4 11.2 1211 0.56
구분 평균 결정질율(%) 몰드 플럭스 내 잔류 카본 함량(중량%) 잔류 유리질 점도(@950℃, poise) 크랙, 불균일 응고쉘 발생 여부 전열량(MW/m2)
비교예1 47 0.058 6 발생(BO) 1.75
비교예2 47.5 0.068 8.2 발생(BO) 2.75
발명예1 54.7 0.14 4.2 없음 2.2
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 몰드 플럭스의 결정질율 및 카본 함량, 950℃에서의 잔류 유리질 점도 조건을 만족하는 발명예 1의 경우에는 크랙이나 불균일 응고쉘의 발생없이 양호한 주조 조업이 가능하면서도 양호한 제품 품질을 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예 1 및 2의 경우에는 본 발명의 몰드 플럭스의 카본 함량, 잔류 유리질 점도 조건 등을 만족하지 못함에 따라 주편 표면에서 크랙이 발생하고 불균일 응고쉘이 형성되어 조업 중 브레이크 아웃(BO)가 발생하였음을 알 수 있다.
도 4는 발명예 및 비교예의 사진이며, (a)는 발명예 1, (b)는 비교예 1, (c)는 비교예 2의 사진이다. 도 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우에는 표면이 양호한 것을 알 수 있으나, 비교예 1의 경우에는 불균일 응고쉘이 발생하였으며, 비교예 2의 경우에는 표면 크랙이 발생하였음을 알 수 있다.

Claims (16)

  1. 중량%로, C: 0.07~0.17%, Mn: 1.5~2.5%, Ti: 0.015~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며,
    상기 연속주조시 몰드 내에 투입되는 몰드 플럭스는 결정질율이 45~60%이고, 카본 함량 10중량% 이상인 아포정강의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 용강은 과열도가 15~25℃인 아포정강의 제조방법.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 몰드 플럭스는 염기도(CaO/SiO2)가 1.3~1.8인 아포정강의 제조방법.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 몰드 플럭스는 2중량%이하의 MgO를 포함하는 아포정강의 제조방법.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 몰드 플럭스는 응고온도가 1200℃ 이상인 아포정강의 제조방법.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 몰드 플럭스는 점도 0.3~0.8poise인 아포정강의 제조방법.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 몰드 플럭스의 잔류 유리질의 점도가 950℃이상의 온도에서 5poise 이하인 아포정강의 제조방법.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 몰드 플럭스는 크기가 10~20㎛인 아포정강의 제조방법.
  9. 청구항 1에 있어서,
    상기 용강이 접촉하는 동판 단면과 몰드 동판의 냉각수 홀간의 거리가 15~20mm인 아포정강의 제조방법.
  10. 청구항 1에 있어서,
    상기 연속주조시, 몰드 내 전열량 값이 장변부 기준으로 2.0~2.5MW/㎡인 아포정강의 제조방법.
  11. 청구항 1에 있어서,
    상기 연속주조시 주조속도는 4.0~8.0mpm인 아포정강의 제조방법.
  12. 청구항 1에 있어서,
    상기 박 슬라브의 두께는 80~120mm인 아포정강의 제조방법.
  13. 청구항 1에 있어서,
    상기 바의 두께는 10~20mm인 아포정강의 제조방법.
  14. 청구항 1에 있어서,
    상기 마무리 압연 온도는 750℃ 이상인 아포정강의 제조방법.
  15. 청구항 1에 있어서,
    상기 권취 온도는 500~650℃인 아포정강의 제조방법.
  16. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 1.5mm 이하인 아포정강의 제조방법.
PCT/KR2018/016530 2017-12-26 2018-12-21 아포정강의 제조방법 WO2019132457A1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2017-0180276 2017-12-26
KR1020170180276A KR102031462B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 아포정강의 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019132457A1 true WO2019132457A1 (ko) 2019-07-04

Family

ID=67067869

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2018/016530 WO2019132457A1 (ko) 2017-12-26 2018-12-21 아포정강의 제조방법

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR102031462B1 (ko)
WO (1) WO2019132457A1 (ko)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112813355A (zh) * 2019-11-15 2021-05-18 上海梅山钢铁股份有限公司 一种减少含钛包晶钢连铸板坯角部裂纹的方法
CN113333701A (zh) * 2021-06-03 2021-09-03 北京首钢股份有限公司 一种冷轧薄板钢表面线状卷渣缺陷的控制方法
WO2021258578A1 (zh) * 2020-06-23 2021-12-30 中冶赛迪工程技术股份有限公司 一种连铸连轧的薄带生产工艺
CN114058927A (zh) * 2021-10-22 2022-02-18 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 一种高磷包晶钢的生产方法
CN115178717A (zh) * 2022-07-14 2022-10-14 西峡龙成冶金材料有限公司 一种小板坯高拉速包晶钢保护渣及其应用
CN115178719A (zh) * 2022-03-24 2022-10-14 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 降低亚包晶钢连铸板坯纵裂的方法
CN115572890A (zh) * 2021-06-21 2023-01-06 上海梅山钢铁股份有限公司 一种低硫包晶钢连铸板坯的生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR950016970A (ko) * 1993-12-29 1995-07-20 조말수 고결정질율을 갖는 연속주조용 몰드플럭스
JP2007105763A (ja) * 2005-10-13 2007-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び鋳片の製造方法
JP2016078035A (ja) * 2014-10-10 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 鋼の連続鋳造用モールドフラックス
KR101649670B1 (ko) * 2014-10-22 2016-08-22 주식회사 포스코 두께 측정 장치 및 방법
WO2017078178A1 (ja) * 2015-11-05 2017-05-11 新日鐵住金株式会社 連続鋳造用モールドフラックスおよび連続鋳造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100321022B1 (ko) * 1996-11-01 2002-07-02 이구택 중탄소고망간강용몰드플럭스
KR100349151B1 (ko) * 1997-12-17 2003-02-07 주식회사 포스코 중탄소강연속주조용지르코니아함유몰드플럭스
KR100490986B1 (ko) * 2000-12-05 2005-05-24 주식회사 포스코 전기강판 제조용 몰드 플럭스 및 그 제조방법
KR101331320B1 (ko) * 2011-12-23 2013-11-20 주식회사 포스코 용융 몰드 플럭스를 이용한 고속 주조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR950016970A (ko) * 1993-12-29 1995-07-20 조말수 고결정질율을 갖는 연속주조용 몰드플럭스
JP2007105763A (ja) * 2005-10-13 2007-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び鋳片の製造方法
JP2016078035A (ja) * 2014-10-10 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 鋼の連続鋳造用モールドフラックス
KR101649670B1 (ko) * 2014-10-22 2016-08-22 주식회사 포스코 두께 측정 장치 및 방법
WO2017078178A1 (ja) * 2015-11-05 2017-05-11 新日鐵住金株式会社 連続鋳造用モールドフラックスおよび連続鋳造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112813355A (zh) * 2019-11-15 2021-05-18 上海梅山钢铁股份有限公司 一种减少含钛包晶钢连铸板坯角部裂纹的方法
CN112813355B (zh) * 2019-11-15 2022-05-10 上海梅山钢铁股份有限公司 一种减少含钛包晶钢连铸板坯角部裂纹的方法
WO2021258578A1 (zh) * 2020-06-23 2021-12-30 中冶赛迪工程技术股份有限公司 一种连铸连轧的薄带生产工艺
CN113333701A (zh) * 2021-06-03 2021-09-03 北京首钢股份有限公司 一种冷轧薄板钢表面线状卷渣缺陷的控制方法
CN115572890A (zh) * 2021-06-21 2023-01-06 上海梅山钢铁股份有限公司 一种低硫包晶钢连铸板坯的生产方法
CN115572890B (zh) * 2021-06-21 2023-06-09 上海梅山钢铁股份有限公司 一种低硫包晶钢连铸板坯的生产方法
CN114058927A (zh) * 2021-10-22 2022-02-18 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 一种高磷包晶钢的生产方法
CN114058927B (zh) * 2021-10-22 2022-06-07 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 一种高磷包晶钢的生产方法
CN115178719A (zh) * 2022-03-24 2022-10-14 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 降低亚包晶钢连铸板坯纵裂的方法
CN115178717A (zh) * 2022-07-14 2022-10-14 西峡龙成冶金材料有限公司 一种小板坯高拉速包晶钢保护渣及其应用
CN115178717B (zh) * 2022-07-14 2023-12-01 西峡龙成冶金材料有限公司 一种小板坯高拉速包晶钢保护渣及其应用

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190078396A (ko) 2019-07-04
KR102031462B1 (ko) 2019-10-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019132457A1 (ko) 아포정강의 제조방법
US6386271B1 (en) Method for continuous casting of steel
CN109234495B (zh) 一种低圧缩比高探伤要求SM4Gr2MnNi模具钢板的连铸生产工艺
WO2011081331A2 (ko) 쌍롤식 박판 주조공정에 의해 제조된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
CN110373560B (zh) 一种薄板坯连续铸轧生产高性能铝合金板带材的方法
WO2020030040A1 (en) Production of twin-roll cast and hot rolled steel strip
CN109822070A (zh) 一种薄板坯全无头轧制电驱动用无取向电工钢及制备方法
WO2015099359A1 (ko) 단조용 압출재의 제조방법 및 장치
CN1680051B (zh) 一种薄板坯连铸连轧设备和方法
JPH0555221B2 (ko)
JPH0565263B2 (ko)
JPH04103743A (ja) シャドウマスク用Ｆｅ―Ｎｉ合金薄板およびその製造方法
KR19980703297A (ko) 강 박판 연속 주조 방법 및 강 박판 연속 제조 장치
JPH02247049A (ja) 薄肉鋳片の製造方法
WO2019132425A1 (ko) 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2019117456A1 (ko) 표면품질이 양호한 고cu 스테인리스 강의 제조방법
KR101879103B1 (ko) 전기강판용 열연강판의 제조방법
JPS58167064A (ja) 鋼の連続鋳造方法
JP2004237291A (ja) 連続鋳造鋳片の製造方法及びその鋳片を加工した鋼材
WO2021006476A1 (ko) 몰드 플럭스 및 이를 이용한 주조 방법
JP2002205153A (ja) Ｂ含有鋼のための連続鋳造用パウダーおよびｂ含有鋼の製造方法
KR20130053575A (ko) 고 Ａｌ 함유 ＴＷＩＰ강 주조용 몰드 플럭스 및 이를 이용한 ＴＷＩＰ강의 제조방법
JPS63230856A (ja) アルミニウム合金薄板の製造方法
JP2001347353A (ja) 鋼の連続鋳造方法
JPH08174001A (ja) インライン型鋼材生産設備

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18895875

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 18895875

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1