JPH0245536B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPH0245536B2 JPH0245536B2 JP59021940A JP2194084A JPH0245536B2 JP H0245536 B2 JPH0245536 B2 JP H0245536B2 JP 59021940 A JP59021940 A JP 59021940A JP 2194084 A JP2194084 A JP 2194084A JP H0245536 B2 JPH0245536 B2 JP H0245536B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- separation
- cooling
- steel
- concentration
- 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 - Lifetime
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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
- B22D11/12—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)
Description
産業上の利用分野
本発明は連続鋳造によつて得られる鋳片の表面
疵や割れおよび成品鋼材の材質欠陥の原因となる
凝固偏析を軽減する方法に関する。 従来技術 従来より連続鋳造においては、凝固時溶質の偏
析によつて、鋳片の表面疵や割れが生じたり成品
の品質が悪化するため、その改善が望まれてい
た。 これらの改善方法としては、溶鋼へCaを添加
したり、精錬によつて、有害な偏析の原因となる
溶質を予め低減させておく方法、連続鋳造機のロ
ール間隔を短くしバルジングを抑え、又は電磁撹
拌によつて中心偏析を軽減する方法などが行われ
ている。 又、省エネルギー、省力化の点から、鋳片を室
温まで冷やすことなく、熱間圧延ないしは加熱炉
に装入した後圧延する直接圧延又はホツトチヤー
ジ圧延において、圧延時の鋳片の表面割れを防止
するため、溶融凝固に引き続く冷却過程中、熱間
圧延開始までの間を超緩冷却を施す鋳片の表面割
れ抑制法も提案されている（特開昭55−84203）。 上記方法は、熱間加工性に有害なＰ、Ｓ、Ｏ、
Ｎ等の元素の偏析、非金属介在物として析出を生
じる特定の温度域、シユミレーシヨン実験におい
て、1300〜900℃温度域で断面収縮率の最小値が
60％未満になると表面割れが多発することに着目
し、これらの元素の析出形態を制御することによ
り鋳片の熱間割れ抑制を行うものである。 又、特開昭55−109503、同55−110724号公報に
おいても、同様に連鋳片を熱間圧延前に徐冷却
し、直接圧延する方法が開示されている。 又、特公昭49−6974号公報においては鋳造スト
ランドの処理において、表面と中心液体との温度
差が大きくなりすぎないよう、冷却、加熱を行い
割れの防止を行う方法が開示されている。 発明の目的 本発明者は、鋳片品質悪化が単なる凝固偏析の
量のみによるものではなく、α安定化元素（Ｐ、
Si、Ｓ、Cr、Nb、Ｖ、Mo等）とγ安定化元素
（Ｃ、Mn、Ni等）とが同一部分に濃化されるこ
とによつて偏析の重複による相乗的悪影響が一層
著しくなることに着目し、又、これらα安定化元
素とγ安定化元素とがδ相とγ相において溶解度
に差異のあることに着目し、これらの溶質分離に
有効な温度範囲が上記公知技術と異る、又は開示
されていない特定の温度域において存在すること
を見出し、凝固偏析を軽減させる本発明方法を完
成させたものである。 発明の構成 すなわち、本発明は炭素濃度0.005〜0.53重量
％の鋼の連続鋳造二次冷却において、冷却中に生
ずる包晶反応、Ar4変態あるいはその両者の相変
化を利用して、該相変化域で鋳片を緩冷却させ偏
析部の溶質元素を相互に分離させて、前記相変化
終了後の冷却速度を30℃／分以上で鋳片を冷却さ
せることにより凝固偏析に伴う材質の欠陥を軽減
させることを特徴とする鋼の連続鋳造法である。 作 用 溶融状態にある鋼は冷却されて温度が低下する
に従つて固相が晶出するが、その状態変化と炭素
濃度との関係を第１図に示した。炭素濃度が0.17
〜0.53％（重量％、以下同じ。）の間にある鋼は
冷却により液相（直線１より上の域）から（液相
＋δ相）を経て1495℃（図の直線３）以下で（液
相＋γ相）に変化し、さらに冷却が進んで直線６
以下の温度で全てγ相になる。変態温度1495℃を
境にして液相とδ相の界面において（液相＋δ
相）→（液相＋γ相）に変化する反応、いわゆる
包晶反応を利用して、α安定化元素であるＰ、
Si、Ｓ、Cr等、特に問題となるＰとＳとをδ相
中に取りこみ、γ安定化元素であるＣ、Mn、
Ni、特にMnをγ相中に取りこむ。さらに冷却が
進んで全量がγ相に達したときに、最も遅れてγ
相に変態した部分に、上記のα安定化元素が偏在
する。その結果例えばＰの濃度のピークの存在す
る部分は、Mnの濃度のピークの存在する部分と
分離され、ＰとMnの重複偏析が避けられる。 炭素含量が0.005〜0.08％の鋼においては、冷
却により液相→（液相＋δ相）→δ相→γ相にな
る。この場合δ相からγ相への変態はAr4変態と
呼ばれ、第１図の直線４の温度ではじまり、直線
５の温度まで続く。この間Ar4変態域において、
δ相とγ相が共存することを利用して前記α安定
化元素とγ安定化元素を、溶解度の差を利用して
一旦分離させる。例えばδ相にＰを、γ相にMn
を移行させて一旦分離させる。さらに冷却が進ん
で全量がγ相に変化したときにも最も遅れてγ相
に変態した部分に前記のα安定化元素が偏在す
る。その結果、例えばＰ濃度のピークの存在する
部分は、Mnの濃度のピークの存在する部分と分
離され、ＰとMnの重複偏析が避けられる。 炭素濃度が0.08％〜0.17％の鋼については、前
述の包晶反応とAr4変態における分離を共に利用
することができる。 相変化に要する時間すなわち実操業における冷
却速度とＰとMnの分離度の関係を第２図に示し
た。図において７は冷却速度2.7℃／分、８は同
じく27℃／分、９は現行の連続鋳造機の鋳片中心
部の鈴却速度を示すもので、この図からわかるよ
うに、40℃／分以下の徐冷により現行連続鋳造の
場合の２倍以上の分離度を得ることができた。 ここで分離度として、次の３つの指標を用い
た。 濃度分離度C1 ＝（Mn*／Mn゜／P*／P゜）／（k〓/L／Mo／k〓/L／Mo
／k〓/L／Mo／k〓/L／Mo） ＝（Mn*／Mn゜／P*／P゜）／1.80 濃度分離度C2 ＝（P*／P゜／Mn*／Mn゜）／（k〓/L／Mo／k〓/L／Mo
／k〓/L／Mo／k〓/L／Mo） ＝（P*／P゜／Mn*／Mn゜）／1.80 面積分離度Ａ ＝１−
Mn高濃度部とＰ高濃度部の重複面積率／Mn高濃度部の面
積率 Mn*、P*は、濃度分離度C1において、最初に
δ相からγ相に変態した部分、濃度分離度C2に
おいては、最後にδ相からγ相に変態した部分に
おけるMnおよびＰの濃度を表わす。また、Mn゜、
P゜はそれぞれ、MnとＰの平均濃度であり、Ka/b i
は成分ｉのａ相とｂ相間の平衡分配係数を表わ
す。平衡分配係数は、第１表に示した値を用い
た。面積分離度Ａにおいて、MnおよびＰの高濃
度部の面積率は、５％とした。
疵や割れおよび成品鋼材の材質欠陥の原因となる
凝固偏析を軽減する方法に関する。 従来技術 従来より連続鋳造においては、凝固時溶質の偏
析によつて、鋳片の表面疵や割れが生じたり成品
の品質が悪化するため、その改善が望まれてい
た。 これらの改善方法としては、溶鋼へCaを添加
したり、精錬によつて、有害な偏析の原因となる
溶質を予め低減させておく方法、連続鋳造機のロ
ール間隔を短くしバルジングを抑え、又は電磁撹
拌によつて中心偏析を軽減する方法などが行われ
ている。 又、省エネルギー、省力化の点から、鋳片を室
温まで冷やすことなく、熱間圧延ないしは加熱炉
に装入した後圧延する直接圧延又はホツトチヤー
ジ圧延において、圧延時の鋳片の表面割れを防止
するため、溶融凝固に引き続く冷却過程中、熱間
圧延開始までの間を超緩冷却を施す鋳片の表面割
れ抑制法も提案されている（特開昭55−84203）。 上記方法は、熱間加工性に有害なＰ、Ｓ、Ｏ、
Ｎ等の元素の偏析、非金属介在物として析出を生
じる特定の温度域、シユミレーシヨン実験におい
て、1300〜900℃温度域で断面収縮率の最小値が
60％未満になると表面割れが多発することに着目
し、これらの元素の析出形態を制御することによ
り鋳片の熱間割れ抑制を行うものである。 又、特開昭55−109503、同55−110724号公報に
おいても、同様に連鋳片を熱間圧延前に徐冷却
し、直接圧延する方法が開示されている。 又、特公昭49−6974号公報においては鋳造スト
ランドの処理において、表面と中心液体との温度
差が大きくなりすぎないよう、冷却、加熱を行い
割れの防止を行う方法が開示されている。 発明の目的 本発明者は、鋳片品質悪化が単なる凝固偏析の
量のみによるものではなく、α安定化元素（Ｐ、
Si、Ｓ、Cr、Nb、Ｖ、Mo等）とγ安定化元素
（Ｃ、Mn、Ni等）とが同一部分に濃化されるこ
とによつて偏析の重複による相乗的悪影響が一層
著しくなることに着目し、又、これらα安定化元
素とγ安定化元素とがδ相とγ相において溶解度
に差異のあることに着目し、これらの溶質分離に
有効な温度範囲が上記公知技術と異る、又は開示
されていない特定の温度域において存在すること
を見出し、凝固偏析を軽減させる本発明方法を完
成させたものである。 発明の構成 すなわち、本発明は炭素濃度0.005〜0.53重量
％の鋼の連続鋳造二次冷却において、冷却中に生
ずる包晶反応、Ar4変態あるいはその両者の相変
化を利用して、該相変化域で鋳片を緩冷却させ偏
析部の溶質元素を相互に分離させて、前記相変化
終了後の冷却速度を30℃／分以上で鋳片を冷却さ
せることにより凝固偏析に伴う材質の欠陥を軽減
させることを特徴とする鋼の連続鋳造法である。 作 用 溶融状態にある鋼は冷却されて温度が低下する
に従つて固相が晶出するが、その状態変化と炭素
濃度との関係を第１図に示した。炭素濃度が0.17
〜0.53％（重量％、以下同じ。）の間にある鋼は
冷却により液相（直線１より上の域）から（液相
＋δ相）を経て1495℃（図の直線３）以下で（液
相＋γ相）に変化し、さらに冷却が進んで直線６
以下の温度で全てγ相になる。変態温度1495℃を
境にして液相とδ相の界面において（液相＋δ
相）→（液相＋γ相）に変化する反応、いわゆる
包晶反応を利用して、α安定化元素であるＰ、
Si、Ｓ、Cr等、特に問題となるＰとＳとをδ相
中に取りこみ、γ安定化元素であるＣ、Mn、
Ni、特にMnをγ相中に取りこむ。さらに冷却が
進んで全量がγ相に達したときに、最も遅れてγ
相に変態した部分に、上記のα安定化元素が偏在
する。その結果例えばＰの濃度のピークの存在す
る部分は、Mnの濃度のピークの存在する部分と
分離され、ＰとMnの重複偏析が避けられる。 炭素含量が0.005〜0.08％の鋼においては、冷
却により液相→（液相＋δ相）→δ相→γ相にな
る。この場合δ相からγ相への変態はAr4変態と
呼ばれ、第１図の直線４の温度ではじまり、直線
５の温度まで続く。この間Ar4変態域において、
δ相とγ相が共存することを利用して前記α安定
化元素とγ安定化元素を、溶解度の差を利用して
一旦分離させる。例えばδ相にＰを、γ相にMn
を移行させて一旦分離させる。さらに冷却が進ん
で全量がγ相に変化したときにも最も遅れてγ相
に変態した部分に前記のα安定化元素が偏在す
る。その結果、例えばＰ濃度のピークの存在する
部分は、Mnの濃度のピークの存在する部分と分
離され、ＰとMnの重複偏析が避けられる。 炭素濃度が0.08％〜0.17％の鋼については、前
述の包晶反応とAr4変態における分離を共に利用
することができる。 相変化に要する時間すなわち実操業における冷
却速度とＰとMnの分離度の関係を第２図に示し
た。図において７は冷却速度2.7℃／分、８は同
じく27℃／分、９は現行の連続鋳造機の鋳片中心
部の鈴却速度を示すもので、この図からわかるよ
うに、40℃／分以下の徐冷により現行連続鋳造の
場合の２倍以上の分離度を得ることができた。 ここで分離度として、次の３つの指標を用い
た。 濃度分離度C1 ＝（Mn*／Mn゜／P*／P゜）／（k〓/L／Mo／k〓/L／Mo
／k〓/L／Mo／k〓/L／Mo） ＝（Mn*／Mn゜／P*／P゜）／1.80 濃度分離度C2 ＝（P*／P゜／Mn*／Mn゜）／（k〓/L／Mo／k〓/L／Mo
／k〓/L／Mo／k〓/L／Mo） ＝（P*／P゜／Mn*／Mn゜）／1.80 面積分離度Ａ ＝１−
Mn高濃度部とＰ高濃度部の重複面積率／Mn高濃度部の面
積率 Mn*、P*は、濃度分離度C1において、最初に
δ相からγ相に変態した部分、濃度分離度C2に
おいては、最後にδ相からγ相に変態した部分に
おけるMnおよびＰの濃度を表わす。また、Mn゜、
P゜はそれぞれ、MnとＰの平均濃度であり、Ka/b i
は成分ｉのａ相とｂ相間の平衡分配係数を表わ
す。平衡分配係数は、第１表に示した値を用い
た。面積分離度Ａにおいて、MnおよびＰの高濃
度部の面積率は、５％とした。
【表】
なお第２図は、50Kg／mm2鋼（C0.13％）におて
1500〜1450℃間の冷却を速度を変えて行い、その
後4500℃／分で急冷した場合の値である。 この点につき、さらに詳述すると、溶質元素は
冷却速度が従来技術の如く速すぎては、分離する
余裕が保てず成果が期待できない。下限は、経済
性によつて決すればよい。 さらに、相変化あるいは変態分離終了後は、単
一固相になるので、溶解度の差による分離は起ら
ない。従つて単一相内での温度を急激に低下させ
ないと、折角分離した元素が再び、拡散する傾向
にある。処理後の冷却速度については種々研究の
結果30℃／分以上にするのがよいことがわかつ
た。 さらに前述の包晶反応およぴ変態分離の効率を
高めるため一度これらの温度域から低下した鋼を
急速加熱して再び分離域まで昇温させ、徐冷、急
速加熱をくりかえすことによつても、分離できる
こと、さらに、それらの操作後、前述と同様に30
℃／分以上の冷却により分離を確実にすること等
の知見が得られた。これらの具体例は、実施例と
して後述する。 実施例 １ 50Kg／mm2鋼（炭素濃度0.13％）において、1450
℃まで2.7℃／分の冷却速度で冷却後、4500℃／
分で冷却して常温まで下げた。この鋼の偏析部の
ＰとMnの分離度は、濃度分離度C1およびC2、面
積分離度Ａで表わすとそれぞれ0.67、1.00、1.00
であつた。２次元EPMA分析によるMn、Si、Ｐ
の凝固組織の特性Ｘ線像（写真上14mmは200μに
相当する。）を第４図に示した（画像処理により
５段階の濃度差により表示した。）。(a)Mn（1.4〜
1.6％Mnを５段階表示）、(b)Si（0.03〜0.04％Siを
５段階表示）、(c)Ｐ（0.006〜0.021％Ｐを５段階表
示）を示し、白く見える部分が各元素の高濃度部
で、SiとＰは重複しているが、Mnとは明らかに
分離していることがわかる。また、MnとＰの高
濃度部５％の面積率の部分を示したのが、第５図
（写真上14mmは200μに相当する。）である。(a)
Mn、(b)Ｐを示し、白い部分が高濃度部５％の面
積率の部分である。この図からもMnとＰは明ら
かに分離していることがわかる。なお、本実施例
の熱履歴グラフは第３図の１に示した。 実施例 ２ 実施例１と同様の鋼を、1500〜1450℃の間、冷
却速度が27℃／分になるように冷却した。この鋼
の偏析部のＰとMnの分離度は、濃度分離度C1、
C2および面積分離度Ａで表わすとそれぞれ0.41、
0.40、0.38であつた。なお、本実施例の熱履歴グ
ラフは第３図の２に示した。 実施例 ３ 炭素濃度0.30％の鋳片を1500〜1470℃間30℃／
分の速度で冷却し、その後60℃／分の速度で1500
℃まで加熱し同様の速度で冷却、さらにもう一度
加熱冷却を繰返したときの分離度は濃度分離度
C1およびC2、面積分離度Ａで表わすとそれぞれ
0.32、0.30、0.28であつた。 なお本実施例の熱履歴のグラフは第３図の３に
示した。 実施例 ４ 実施例３と同様の操作を行つたのち、4500℃／
分の冷却速度で常温まで冷却したときの分離度は
濃度分離度C1およびC2、面積分離度Ａで表わす
とそれぞれ0.40、0.42、0.38であつた。 なお本実施例の熱履歴グラフは第３図４に示し
た。 発明の効果 以上詳述したように本発明により、連続鋳造に
よる製造法において問題となる偏析部の溶質、特
にMnとＰの複合偏析を避け、鋳片および成品の
品質欠陥の原因を除くことができ、耐ラメラテイ
ア鋼や耐サワー鋼等の品質が向上するなど鉄鋼業
の発展に寄与するところは大きい。
1500〜1450℃間の冷却を速度を変えて行い、その
後4500℃／分で急冷した場合の値である。 この点につき、さらに詳述すると、溶質元素は
冷却速度が従来技術の如く速すぎては、分離する
余裕が保てず成果が期待できない。下限は、経済
性によつて決すればよい。 さらに、相変化あるいは変態分離終了後は、単
一固相になるので、溶解度の差による分離は起ら
ない。従つて単一相内での温度を急激に低下させ
ないと、折角分離した元素が再び、拡散する傾向
にある。処理後の冷却速度については種々研究の
結果30℃／分以上にするのがよいことがわかつ
た。 さらに前述の包晶反応およぴ変態分離の効率を
高めるため一度これらの温度域から低下した鋼を
急速加熱して再び分離域まで昇温させ、徐冷、急
速加熱をくりかえすことによつても、分離できる
こと、さらに、それらの操作後、前述と同様に30
℃／分以上の冷却により分離を確実にすること等
の知見が得られた。これらの具体例は、実施例と
して後述する。 実施例 １ 50Kg／mm2鋼（炭素濃度0.13％）において、1450
℃まで2.7℃／分の冷却速度で冷却後、4500℃／
分で冷却して常温まで下げた。この鋼の偏析部の
ＰとMnの分離度は、濃度分離度C1およびC2、面
積分離度Ａで表わすとそれぞれ0.67、1.00、1.00
であつた。２次元EPMA分析によるMn、Si、Ｐ
の凝固組織の特性Ｘ線像（写真上14mmは200μに
相当する。）を第４図に示した（画像処理により
５段階の濃度差により表示した。）。(a)Mn（1.4〜
1.6％Mnを５段階表示）、(b)Si（0.03〜0.04％Siを
５段階表示）、(c)Ｐ（0.006〜0.021％Ｐを５段階表
示）を示し、白く見える部分が各元素の高濃度部
で、SiとＰは重複しているが、Mnとは明らかに
分離していることがわかる。また、MnとＰの高
濃度部５％の面積率の部分を示したのが、第５図
（写真上14mmは200μに相当する。）である。(a)
Mn、(b)Ｐを示し、白い部分が高濃度部５％の面
積率の部分である。この図からもMnとＰは明ら
かに分離していることがわかる。なお、本実施例
の熱履歴グラフは第３図の１に示した。 実施例 ２ 実施例１と同様の鋼を、1500〜1450℃の間、冷
却速度が27℃／分になるように冷却した。この鋼
の偏析部のＰとMnの分離度は、濃度分離度C1、
C2および面積分離度Ａで表わすとそれぞれ0.41、
0.40、0.38であつた。なお、本実施例の熱履歴グ
ラフは第３図の２に示した。 実施例 ３ 炭素濃度0.30％の鋳片を1500〜1470℃間30℃／
分の速度で冷却し、その後60℃／分の速度で1500
℃まで加熱し同様の速度で冷却、さらにもう一度
加熱冷却を繰返したときの分離度は濃度分離度
C1およびC2、面積分離度Ａで表わすとそれぞれ
0.32、0.30、0.28であつた。 なお本実施例の熱履歴のグラフは第３図の３に
示した。 実施例 ４ 実施例３と同様の操作を行つたのち、4500℃／
分の冷却速度で常温まで冷却したときの分離度は
濃度分離度C1およびC2、面積分離度Ａで表わす
とそれぞれ0.40、0.42、0.38であつた。 なお本実施例の熱履歴グラフは第３図４に示し
た。 発明の効果 以上詳述したように本発明により、連続鋳造に
よる製造法において問題となる偏析部の溶質、特
にMnとＰの複合偏析を避け、鋳片および成品の
品質欠陥の原因を除くことができ、耐ラメラテイ
ア鋼や耐サワー鋼等の品質が向上するなど鉄鋼業
の発展に寄与するところは大きい。
第１図は炭素鋼の状態図、第２図は鋳片の冷却
速度と分離度の関係を示す図、第３図は実施例の
熱履歴を示す説明図、第４図は、Mn、Si、Ｐの
鋼の組織内での分布を示す写真、第５図はMnと
Ｐの高濃度部５％の面積率の部分の組織内での分
布を示す写真である。
速度と分離度の関係を示す図、第３図は実施例の
熱履歴を示す説明図、第４図は、Mn、Si、Ｐの
鋼の組織内での分布を示す写真、第５図はMnと
Ｐの高濃度部５％の面積率の部分の組織内での分
布を示す写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 炭素濃度0.005〜0.53重量％の鋼の連続鋳造
二次冷却において、冷却中に生ずる包晶反応、
Ar4変態あるいはその両者の相変化を利用して、
前記相変化開始から終了までの温度域の鋳片の中
心部分の冷却速度を40℃／分以下、前記相変化終
了後の冷却速度を30℃／分以上で鋳片を冷却させ
偏析部の溶質元素を相互に分離させて、凝固偏析
に伴う材質の欠陥を軽減させることを特徴とする
鋼の連続鋳造法。 ２ 相変化域において鋳片の加熱冷却をくり返
し、加熱速度を冷却速度以上とすることを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の鋼の連続鋳造
法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2194084A JPS60166150A (ja) | 1984-02-10 | 1984-02-10 | 鋼の連続鋳造法 |
| EP85300700A EP0153062B1 (en) | 1984-02-10 | 1985-02-01 | Method for mitigating solidification segregation of steel |
| DE8585300700T DE3580767D1 (de) | 1984-02-10 | 1985-02-01 | Verfahren fuer eine abgeschwaechte seigerungserstarrung von stahl. |
| US06/892,475 US4738301A (en) | 1984-02-10 | 1986-08-05 | Method for mitigating solidification segregation of steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2194084A JPS60166150A (ja) | 1984-02-10 | 1984-02-10 | 鋼の連続鋳造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60166150A JPS60166150A (ja) | 1985-08-29 |
| JPH0245536B2 true JPH0245536B2 (ja) | 1990-10-09 |
Family
ID=12069041
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2194084A Granted JPS60166150A (ja) | 1984-02-10 | 1984-02-10 | 鋼の連続鋳造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60166150A (ja) |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5187431A (en) * | 1975-01-31 | 1976-07-31 | Kawasaki Steel Co | Hyomenwarenonai haganechuhennorenzokuchuzonyoruseizohoho |
| JPS5852444B2 (ja) * | 1978-12-19 | 1983-11-22 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間圧延時の鋼片表面割れ抑制法 |
| JPS5830366B2 (ja) * | 1979-02-16 | 1983-06-29 | 新日本製鐵株式会社 | 低炭素熱延鋼材の製造方法 |
| JPS566704A (en) * | 1979-06-28 | 1981-01-23 | Nippon Steel Corp | Hot width-gauge control rolling method for cast slab of middle and low carbon steel |
| JPS566703A (en) * | 1979-06-28 | 1981-01-23 | Nippon Steel Corp | Hot rolling method for steel billet |
-
1984
- 1984-02-10 JP JP2194084A patent/JPS60166150A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60166150A (ja) | 1985-08-29 |
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