JPH0135908B2 - - Google Patents
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- JPH0135908B2 JPH0135908B2 JP1086781A JP1086781A JPH0135908B2 JP H0135908 B2 JPH0135908 B2 JP H0135908B2 JP 1086781 A JP1086781 A JP 1086781A JP 1086781 A JP1086781 A JP 1086781A JP H0135908 B2 JPH0135908 B2 JP H0135908B2
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Description
本発明は連続鋳造法による熱間圧延用キルド鋼
鋳片の製造方法に関するもので、特に本発明は含
Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼特有の鋳片の表面に
発生する表面割れを防止するためになされたもの
である。 従来の表面疵対策として微量〔Ti〕添加によ
る〔Ｎ〕の固定方法が有効であるが〔Ｎ〕と
〔Ti〕の当量バランスよりも過剰〔Ti〕になると
TiC化合物を析出し靭性に悪影響をおよぼす結果
となり〔Ti〕添加本来の役割を果せないという
欠点があつた。 本発明の骨子は含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼
の鋳片表面割れ防止対策としての〔Ti〕の添加
を〔Zr〕に置換することにより、〔Zr〕により
〔Ｎ〕を固定し過剰〔Zr〕による介在物の形態制
御を行ない、かつ靭性を低下せしめないという点
にある。 ラインパイプ用鋼板、厚肉鋼板、熱延用厚中
板、冷延用薄板、条鋼などの如く圧延ままである
いは熱処理を施すことにより高強度、高靭性が要
求される製品の製造には一般に含Nb鋼、含Ｖ鋼
および含Nb−Ｖ鋼が主流として用いられる。そ
の理由は圧延ままでも高強度が得られ、加熱
工程、圧延工程および熱処理条件を適宜に選ぶこ
とにより高強度および高靭性が共に得られるから
である。 これらの強度向上のメカニズムはNbCN、
VCN、V3C4等のカーボ・ナイトライド（Carbo
−Nitride）の析出物によることが知られている。
含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼はこのような長所
を持つているにもかかわらず鋳片に表面割れ疵が
発生しやすいという大きな欠点を持つている。 現在、製鉄業界では従来の造塊−分塊法より製
造コストの安い連続鋳造法へと操業形態を変えよ
うとしている。しかしながら含Nb鋼、含Ｖ鋼、
含Nb−Ｖ鋼を連続鋳造法で製造する場合、造塊
法に比べて鋳片に表面割れ疵（ヒビ割れ疵等）が
発生しやすいので、疵の手入除去に多大の費用が
必要であり、また疵の程度が甚しい場合は手入除
去が極めて困難となり、そのため実用性のある鋳
片を製造することが不可能となり、連続鋳造法の
鋼種拡大や連鋳比率の向上を妨げる大きな要因と
なつている。 連続鋳造法による鋳片の表面割れ疵の発生原因
として、高温域における熱ひずみ、連続鋳造
機のロールアライメント不良による歪あるいは曲
がり、彎曲型連続鋳造機による鋳片の曲げおよ
び曲げもどしによる外部応力等が考えられる。 この割れ発生メカニズムとしてオーステナイト
粒界に窒化物が析出し、この粒界析出物を核とす
るボイドが発生し、この状態において上記条件が
付加されることによりボイドが成長するとともに
各ボイドが互いに連結し、このボイドが旧オース
テナイト粒界に沿つて割れることにより、粒界割
れというべきヒビ割れが発生するものと考えられ
る。 この説明を助ける意味で含Nb鋼、含Ｖ鋼、含
Nb−Ｖ鋼の高温引張りデーターを第２図に示す。
この図は之等の鋼がAr3点直下で最低の絞り値を
示し、特定の温度域で脆化していることを示すも
のである。この原因はフエライト・オーステナイ
トの二相共存域以下に温度が低下すると、
NbCN、VCNの析出が急激に加速され、しかも
之等がオーステナイト粒界に選択的に析出するこ
とによる。これに上記条件が付加されることによ
り、強度的に弱い粒界より変形が起り、NbCN、
VCNの存在によりオーステナイト粒界の変形能
が低いので絞り値が急激に低下し割れに進展する
ものとみられる。 以上のことから特定の温度域にて絞り値が急激
に低下する脆化温度域が存在することが判明し、
ヒビ割れの原因を説明することができる。 ところで現在実用化されている連続鋳造機の場
合は含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼の脆化温度域
で曲げ矯正が行なわれており、したがつてヒビ割
れを発生させる条件下にて外部応力をあたえる操
業法となつている。最近ではこの脆化域温度を回
避する操業法として二次冷却水量の変更をはかる
方法あるいは割れ疵防止法として微量のTiを添
加する方法等が提案されているが完全には解決さ
れていない。 本発明の目的は連続鋳造法による含Nb鋼、含
Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼の表面疵の発生を完全に回避
しようとするものである。 上記鋼種の鋳片の表面疵発生防止対策として、
微量〔Ti〕添加による〔Ｎ〕固定方法が有効で
あるが、〔Ｎ〕と〔Ti〕の当量バランスがこわれ
過剰〔Ti〕になるとTiC化合物を析出し靭性に悪
影響をおよぼす結果となり〔Ti〕添加本来の役
割を果せないという欠点がある。 かかる欠点を排除すべく本発明はTiの代りに
Zrを鋼中含有量0.005〜0.06％でかつTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０なる関係式を満足するように含
Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼に添加することによ
り鋳片表面疵の発生を回避するだけでなく要求品
質特性を更に向上した熱間圧延用キルド鋼鋳片の
製造方法を提供せんとするものである。 本発明の基本的な考え方は脆化域部での断面収
縮率の低下の軽減にある。しかして断面収縮率低
下の軽減はNb、Ｖが窒化物となりオーステナイ
ト粒界に析出する現象を防止することによつて達
成される。すなわちNbCN、VCNが析出すると
前記した外部応力が加わることにより、断面収縮
率を低下させるのでNbCN、VCNを析出させな
いようにすればよい。之等を析出させないように
するためには、窒化物が析出しないようにＮの
インプツト量を皆無にする方法と、Nb、Ｖよ
りＮとの親和力の大きな他の種類の元素を用いる
方法とがあげられる。 の方法は鋼製造上不可能に近いことから、本
発明はＮのインプツト量を極力少くなるように
し、かつの方法である適量のZrを添加するこ
とによりZrNとしてＮを固定し之によつてFree
〔Ｎ〕＝０にすることにより連続鋳造法による鋳片
の表面疵の発生を皆無にすると共に要求品質特性
を満足させようとするものである。 第１図はTotal〔Zr〕−6.5Total〔Ｎ〕＞０を満足
する鋼の鋳片の連続鋳造に際しての矯正点での温
度と表面割れ（ヒビ割れ）個数の関係を示すもの
である。この図より連続鋳造法の操業条件（二次
冷却水パターン等の変更、１ストランドの場合は
通常の冷却パターンを採用、２ストランドの場合
は、緩冷却にして脆化域の上限温度を上側にかわ
すパターンを採用）にもかかわらず両パターンの
場合共表面割れは発生していない。 第１図から明らかな如く１ストランドの場合に
通常の冷却パターンを採用するときは、鋳片の長
辺、短辺共に脆化域内に入つているにもかかわら
ず表面割れが発生しておらず従つてTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０を満足する鋼において断面収縮
率の低下が軽減されていることが説明できるとと
もに断面収縮率低下の起因は窒化物の生成にある
ことも判る。 このことは本発明に従つた含Nb−Ｖ−ZrN鋼
の高温引張り試験結果を示す第２図からも明らか
である。すなわち○イ含Nb鋼、○ロ含Ｖ鋼、○ハ含Nb
−Ｖ鋼の場合には深い断面収縮率低下の深い谷間
がみられるのに対し、○ニの本発明による含Nb−
Ｖ−ZrN鋼の場合は○ホの脆化域の全くみられない
Si−Mn鋼の場合と同じ断面収縮率を示している。 本発明により含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼の
鋳片表面割れ防止効果が達成される理由は適量の
Zrを添加することにより、連続鋳片製造時にZrN
が高温域で析出し、NbCN、VCNを全く析出さ
せないためである。 次に本発明の対象鋼の成分範囲の限定理由につ
いて詳細に説明する。 本発明の対象鋼はラインパイプ用鋼板（API規
格等）、厚肉鋼板（JISG3211、JISG3212、
BS4360）、熱冷延用鋼板（JISG3313、
JISG3141）、条鋼（JISG3503、JISG4051）等で
あり、鋼板の強度、靭性確保の必要性から、Nb、
Ｖ、Nb−Ｖを添加する鋼種であるから、Nb、
Ｖ、Nb−Ｖ等に起因する連続鋳造鋳片の表面割
れの防止対策を必要とするものである。Mnは2.0
％を超すと溶接部の靭性を劣化させるため2.0％
を上限とした。Zrの添加量は鋼中含有量が0.005
％未満では鋳片のZrNが不足し鋳片表面割れを防
止することができずまた0.06％以上になるとZrO2
酸化物が多くなり品質を著しく劣化させるため
0.005〜0.06％の含有量となる範囲に限定した。
Ｎは鋳片表面割れを考慮すれば低い程良いがこれ
もZrとの関係よりZrの上限0.06％と当量関係を保
つため0.008％以下とした。またTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０とした理由は本発明の基本思想
である窒化物を析出させないことが必須条件であ
ることからZrとＮの当量かそれよりも少しZr過
剰にすることによりFree〔Ｎ〕＝０となることを
目標としているからである。Free〔Ｎ〕＞０とな
ると鋳片表面割れが発生しZr添加の効果は認め
られなくなる。 第１表に本発明による鋼および従来鋼の鋳片表
面割れ発生有無を示す。この結果からFree〔Ｎ〕
＞０である従来鋼において鋳片表面割れ発生があ
ることが明らかである。
鋳片の製造方法に関するもので、特に本発明は含
Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼特有の鋳片の表面に
発生する表面割れを防止するためになされたもの
である。 従来の表面疵対策として微量〔Ti〕添加によ
る〔Ｎ〕の固定方法が有効であるが〔Ｎ〕と
〔Ti〕の当量バランスよりも過剰〔Ti〕になると
TiC化合物を析出し靭性に悪影響をおよぼす結果
となり〔Ti〕添加本来の役割を果せないという
欠点があつた。 本発明の骨子は含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼
の鋳片表面割れ防止対策としての〔Ti〕の添加
を〔Zr〕に置換することにより、〔Zr〕により
〔Ｎ〕を固定し過剰〔Zr〕による介在物の形態制
御を行ない、かつ靭性を低下せしめないという点
にある。 ラインパイプ用鋼板、厚肉鋼板、熱延用厚中
板、冷延用薄板、条鋼などの如く圧延ままである
いは熱処理を施すことにより高強度、高靭性が要
求される製品の製造には一般に含Nb鋼、含Ｖ鋼
および含Nb−Ｖ鋼が主流として用いられる。そ
の理由は圧延ままでも高強度が得られ、加熱
工程、圧延工程および熱処理条件を適宜に選ぶこ
とにより高強度および高靭性が共に得られるから
である。 これらの強度向上のメカニズムはNbCN、
VCN、V3C4等のカーボ・ナイトライド（Carbo
−Nitride）の析出物によることが知られている。
含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼はこのような長所
を持つているにもかかわらず鋳片に表面割れ疵が
発生しやすいという大きな欠点を持つている。 現在、製鉄業界では従来の造塊−分塊法より製
造コストの安い連続鋳造法へと操業形態を変えよ
うとしている。しかしながら含Nb鋼、含Ｖ鋼、
含Nb−Ｖ鋼を連続鋳造法で製造する場合、造塊
法に比べて鋳片に表面割れ疵（ヒビ割れ疵等）が
発生しやすいので、疵の手入除去に多大の費用が
必要であり、また疵の程度が甚しい場合は手入除
去が極めて困難となり、そのため実用性のある鋳
片を製造することが不可能となり、連続鋳造法の
鋼種拡大や連鋳比率の向上を妨げる大きな要因と
なつている。 連続鋳造法による鋳片の表面割れ疵の発生原因
として、高温域における熱ひずみ、連続鋳造
機のロールアライメント不良による歪あるいは曲
がり、彎曲型連続鋳造機による鋳片の曲げおよ
び曲げもどしによる外部応力等が考えられる。 この割れ発生メカニズムとしてオーステナイト
粒界に窒化物が析出し、この粒界析出物を核とす
るボイドが発生し、この状態において上記条件が
付加されることによりボイドが成長するとともに
各ボイドが互いに連結し、このボイドが旧オース
テナイト粒界に沿つて割れることにより、粒界割
れというべきヒビ割れが発生するものと考えられ
る。 この説明を助ける意味で含Nb鋼、含Ｖ鋼、含
Nb−Ｖ鋼の高温引張りデーターを第２図に示す。
この図は之等の鋼がAr3点直下で最低の絞り値を
示し、特定の温度域で脆化していることを示すも
のである。この原因はフエライト・オーステナイ
トの二相共存域以下に温度が低下すると、
NbCN、VCNの析出が急激に加速され、しかも
之等がオーステナイト粒界に選択的に析出するこ
とによる。これに上記条件が付加されることによ
り、強度的に弱い粒界より変形が起り、NbCN、
VCNの存在によりオーステナイト粒界の変形能
が低いので絞り値が急激に低下し割れに進展する
ものとみられる。 以上のことから特定の温度域にて絞り値が急激
に低下する脆化温度域が存在することが判明し、
ヒビ割れの原因を説明することができる。 ところで現在実用化されている連続鋳造機の場
合は含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼の脆化温度域
で曲げ矯正が行なわれており、したがつてヒビ割
れを発生させる条件下にて外部応力をあたえる操
業法となつている。最近ではこの脆化域温度を回
避する操業法として二次冷却水量の変更をはかる
方法あるいは割れ疵防止法として微量のTiを添
加する方法等が提案されているが完全には解決さ
れていない。 本発明の目的は連続鋳造法による含Nb鋼、含
Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼の表面疵の発生を完全に回避
しようとするものである。 上記鋼種の鋳片の表面疵発生防止対策として、
微量〔Ti〕添加による〔Ｎ〕固定方法が有効で
あるが、〔Ｎ〕と〔Ti〕の当量バランスがこわれ
過剰〔Ti〕になるとTiC化合物を析出し靭性に悪
影響をおよぼす結果となり〔Ti〕添加本来の役
割を果せないという欠点がある。 かかる欠点を排除すべく本発明はTiの代りに
Zrを鋼中含有量0.005〜0.06％でかつTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０なる関係式を満足するように含
Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼に添加することによ
り鋳片表面疵の発生を回避するだけでなく要求品
質特性を更に向上した熱間圧延用キルド鋼鋳片の
製造方法を提供せんとするものである。 本発明の基本的な考え方は脆化域部での断面収
縮率の低下の軽減にある。しかして断面収縮率低
下の軽減はNb、Ｖが窒化物となりオーステナイ
ト粒界に析出する現象を防止することによつて達
成される。すなわちNbCN、VCNが析出すると
前記した外部応力が加わることにより、断面収縮
率を低下させるのでNbCN、VCNを析出させな
いようにすればよい。之等を析出させないように
するためには、窒化物が析出しないようにＮの
インプツト量を皆無にする方法と、Nb、Ｖよ
りＮとの親和力の大きな他の種類の元素を用いる
方法とがあげられる。 の方法は鋼製造上不可能に近いことから、本
発明はＮのインプツト量を極力少くなるように
し、かつの方法である適量のZrを添加するこ
とによりZrNとしてＮを固定し之によつてFree
〔Ｎ〕＝０にすることにより連続鋳造法による鋳片
の表面疵の発生を皆無にすると共に要求品質特性
を満足させようとするものである。 第１図はTotal〔Zr〕−6.5Total〔Ｎ〕＞０を満足
する鋼の鋳片の連続鋳造に際しての矯正点での温
度と表面割れ（ヒビ割れ）個数の関係を示すもの
である。この図より連続鋳造法の操業条件（二次
冷却水パターン等の変更、１ストランドの場合は
通常の冷却パターンを採用、２ストランドの場合
は、緩冷却にして脆化域の上限温度を上側にかわ
すパターンを採用）にもかかわらず両パターンの
場合共表面割れは発生していない。 第１図から明らかな如く１ストランドの場合に
通常の冷却パターンを採用するときは、鋳片の長
辺、短辺共に脆化域内に入つているにもかかわら
ず表面割れが発生しておらず従つてTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０を満足する鋼において断面収縮
率の低下が軽減されていることが説明できるとと
もに断面収縮率低下の起因は窒化物の生成にある
ことも判る。 このことは本発明に従つた含Nb−Ｖ−ZrN鋼
の高温引張り試験結果を示す第２図からも明らか
である。すなわち○イ含Nb鋼、○ロ含Ｖ鋼、○ハ含Nb
−Ｖ鋼の場合には深い断面収縮率低下の深い谷間
がみられるのに対し、○ニの本発明による含Nb−
Ｖ−ZrN鋼の場合は○ホの脆化域の全くみられない
Si−Mn鋼の場合と同じ断面収縮率を示している。 本発明により含Nb鋼、含Ｖ鋼、含Nb−Ｖ鋼の
鋳片表面割れ防止効果が達成される理由は適量の
Zrを添加することにより、連続鋳片製造時にZrN
が高温域で析出し、NbCN、VCNを全く析出さ
せないためである。 次に本発明の対象鋼の成分範囲の限定理由につ
いて詳細に説明する。 本発明の対象鋼はラインパイプ用鋼板（API規
格等）、厚肉鋼板（JISG3211、JISG3212、
BS4360）、熱冷延用鋼板（JISG3313、
JISG3141）、条鋼（JISG3503、JISG4051）等で
あり、鋼板の強度、靭性確保の必要性から、Nb、
Ｖ、Nb−Ｖを添加する鋼種であるから、Nb、
Ｖ、Nb−Ｖ等に起因する連続鋳造鋳片の表面割
れの防止対策を必要とするものである。Mnは2.0
％を超すと溶接部の靭性を劣化させるため2.0％
を上限とした。Zrの添加量は鋼中含有量が0.005
％未満では鋳片のZrNが不足し鋳片表面割れを防
止することができずまた0.06％以上になるとZrO2
酸化物が多くなり品質を著しく劣化させるため
0.005〜0.06％の含有量となる範囲に限定した。
Ｎは鋳片表面割れを考慮すれば低い程良いがこれ
もZrとの関係よりZrの上限0.06％と当量関係を保
つため0.008％以下とした。またTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０とした理由は本発明の基本思想
である窒化物を析出させないことが必須条件であ
ることからZrとＮの当量かそれよりも少しZr過
剰にすることによりFree〔Ｎ〕＝０となることを
目標としているからである。Free〔Ｎ〕＞０とな
ると鋳片表面割れが発生しZr添加の効果は認め
られなくなる。 第１表に本発明による鋼および従来鋼の鋳片表
面割れ発生有無を示す。この結果からFree〔Ｎ〕
＞０である従来鋼において鋳片表面割れ発生があ
ることが明らかである。
【表】
特許請求の範囲第２項の発明においては、特許
請求の範囲第１項の発明の鋼成分に、更にMoを
0.50％以下含有した鋼を対象とする。Moの添加
量は0.50％を超えると母材、溶接部靭性に悪影響
をおよぼすため0.50％を上限とした。Moによる
鋳片表面割れ防止効果の向上は期待できないので
あるがZrによる前述の防止効果を何ら妨げるも
のではないので強度向上のため添加しても本発明
の特性を損うものではない。 特許請求の範囲第３項の発明においては特許請
求の範囲第１項の発明の鋼成分に加えて、Ni5.0
％以下、Cr1.0％以下、Cu1.0％以下、W1.0％以
下からなる群の元素の１種または２種類以上を
含有させるか、あるいはREM0.0005〜0.03％、
Ca0.0005〜0.03％、Hf0.01％以下からなる群の
元素の１種または２種類以上のうち群または
群を含有させた鋼を対象とするものである。 Ni、Cr、Cu、Ｗは強度および靭性を向上させ
る元素であるが多過ぎると母材および溶接部の靭
性を劣化させるため、それぞれの上限をNi5.0％、
Cr1.0％、Cu1.0％、W1.0％とする。 REM、Ca、Hfはサルフアイドを変成すること
で知られているがREM0.0005％未満であると効
果がなく、そのため下限を0.0005％とした。また
多過ぎるとREMサルフアイドが大型化するばか
りでなく、REMオキシサルフアイドが大量に生
成し大型介在物となり清浄度を著しく損うことに
なる。このためREMの添加量の上限を0.03％と
した。同様にCaの範囲は0.0005〜0.03％、また
Hfは0.10％以下とする。 以上の如く本発明によれば連続鋳造時に表面ヒ
ビ割れ欠陥の少ない鋳片を得ることができる。
請求の範囲第１項の発明の鋼成分に、更にMoを
0.50％以下含有した鋼を対象とする。Moの添加
量は0.50％を超えると母材、溶接部靭性に悪影響
をおよぼすため0.50％を上限とした。Moによる
鋳片表面割れ防止効果の向上は期待できないので
あるがZrによる前述の防止効果を何ら妨げるも
のではないので強度向上のため添加しても本発明
の特性を損うものではない。 特許請求の範囲第３項の発明においては特許請
求の範囲第１項の発明の鋼成分に加えて、Ni5.0
％以下、Cr1.0％以下、Cu1.0％以下、W1.0％以
下からなる群の元素の１種または２種類以上を
含有させるか、あるいはREM0.0005〜0.03％、
Ca0.0005〜0.03％、Hf0.01％以下からなる群の
元素の１種または２種類以上のうち群または
群を含有させた鋼を対象とするものである。 Ni、Cr、Cu、Ｗは強度および靭性を向上させ
る元素であるが多過ぎると母材および溶接部の靭
性を劣化させるため、それぞれの上限をNi5.0％、
Cr1.0％、Cu1.0％、W1.0％とする。 REM、Ca、Hfはサルフアイドを変成すること
で知られているがREM0.0005％未満であると効
果がなく、そのため下限を0.0005％とした。また
多過ぎるとREMサルフアイドが大型化するばか
りでなく、REMオキシサルフアイドが大量に生
成し大型介在物となり清浄度を著しく損うことに
なる。このためREMの添加量の上限を0.03％と
した。同様にCaの範囲は0.0005〜0.03％、また
Hfは0.10％以下とする。 以上の如く本発明によれば連続鋳造時に表面ヒ
ビ割れ欠陥の少ない鋳片を得ることができる。
第１図は連続鋳造プロセス中の鋳片表面温度と
表面ヒビ割れ個数の関係を示す図、第２図は本発
明による鋼および比較鋼の高温引張り試験結果を
示す図である。
表面ヒビ割れ個数の関係を示す図、第２図は本発
明による鋼および比較鋼の高温引張り試験結果を
示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.6％以下、Si0.75％以下、Mn2.0％以下、
P0.04％以下、S0.05％以下、Al0.09％以下、
N0.008％以下、Zr0.005〜0.06％に加えてNb0.01
〜0.10％、V0.01〜0.20％の１種または２種を含
有させ、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
かつTotal〔Zr〕−6.5Total〔Ｎ〕＞０なる関係を満
足する鋼を連続鋳造して鋳片とすることを特徴と
する熱間圧延用キルド鋼鋳片の製造方法。 ２ C0.6％以下、Si0.75％以下、Mn2.0％以下、
P0.04％以下、S0.05％以下、Al0.09％以下、
N0.008％以下、Mo0.50％以下、Zr0.005〜0.06％
に加えてNb0.01〜0.10％、V0.01〜0.20％の１種
または２種を含有させ、残部Feおよび不可避的
不純物からなり、かつTotal〔Zr〕−6.5Total〔Ｎ〕
＞０なる関係を満足する鋼を連続鋳造して鋳片と
することを特徴とする熱間圧延用キルド鋼鋳片の
製造方法。 ３ C0.6％以下、Si0.75％以下、Mn2.0％以下、
P0.04％以下、S0.05％以下、Al0.09％以下、
N0.008％以下、Zr0.005〜0.06％に加えてNi5.0％
以下、Cr1.0％以下、Cu1.0％以下、W1.0％以下
からなる群の元素またはREM0.0005〜0.03％、
Ca0.0005〜0.03％、Hf0.01％以下からなる群の
元素のうち一群あるいは両群から選ばれた１種又
は２種以上の元素を含有させ、さらにNb0.01〜
0.10％、V0.01〜0.20％を含有させ、残部Feおよ
び不可避的不純物からなり、かつTotal〔Zr〕−
6.5Total〔Ｎ〕＞０なる関係を満足する鋼を連続鋳
造して鋳片とすることを特徴とする熱間圧延用キ
ルド鋼鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1086781A JPS57126952A (en) | 1981-01-29 | 1981-01-29 | Production of killed steel ingot for hot rolling |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1086781A JPS57126952A (en) | 1981-01-29 | 1981-01-29 | Production of killed steel ingot for hot rolling |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57126952A JPS57126952A (en) | 1982-08-06 |
| JPH0135908B2 true JPH0135908B2 (ja) | 1989-07-27 |
Family
ID=11762290
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1086781A Granted JPS57126952A (en) | 1981-01-29 | 1981-01-29 | Production of killed steel ingot for hot rolling |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57126952A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102383066A (zh) * | 2011-11-14 | 2012-03-21 | 山东省汇丰机械集团总公司章丘市铸造厂 | 一种耐磨铸钢及其制备方法 |
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| JPS61204353A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材 |
| JPS61204352A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
| JPH01228643A (ja) * | 1988-03-09 | 1989-09-12 | Nippon Steel Corp | 鋼中にＭｎＳを均一かつ微細に分散析出させる方法 |
-
1981
- 1981-01-29 JP JP1086781A patent/JPS57126952A/ja active Granted
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| CN102383066A (zh) * | 2011-11-14 | 2012-03-21 | 山东省汇丰机械集团总公司章丘市铸造厂 | 一种耐磨铸钢及其制备方法 |
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|---|---|
| JPS57126952A (en) | 1982-08-06 |
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