JPH0338941B2 - - Google Patents
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- JPH0338941B2 JPH0338941B2 JP26287484A JP26287484A JPH0338941B2 JP H0338941 B2 JPH0338941 B2 JP H0338941B2 JP 26287484 A JP26287484 A JP 26287484A JP 26287484 A JP26287484 A JP 26287484A JP H0338941 B2 JPH0338941 B2 JP H0338941B2
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- Japan
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- steel
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- cooling
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- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
〔発明の技術分野〕
この発明は、例えば同期式連続鋳造機により、
溶融金属を急冷凝固させて直接薄板状の鋳片を連
続鋳造する急冷凝固法による薄板状鋳片の製造方
法に関するものである。 〔従来技術とその問題点〕 近年、溶融金属を超急冷凝固させて、直接薄板
状の鋳片を鋳造する方法が研究されている。例え
ば、特開昭58−210150号には、鉄とほう素とけい
素とからなるアモルフアス合金の溶融物を超急冷
して、急速に凝固させ、アモルフアス合金の薄帯
を鋳造する方法が開示されている。 しかしながら上述した方法は、その急冷速度が
105℃／秒以上であるため、鋳造される薄帯の厚
さを200μｍ程度以下、幅を数百mm以下にせざる
を得ない。従つて、その用途は特殊なものに限ら
れていた。 一方、鋳造工程を簡略化するために、例えば、
同一方向に且つ同一速度で移動する少なくとも１
対の無端帯を、互いに所定間隔をおいて対向配置
して水平な鋳型を形成し、前記鋳型内に供給され
た溶融金属を前記鋳型との接触によつて急冷凝固
せしめ、前記無端帯と同期させて引抜くことによ
り薄板状の鋳片を連続的に鋳造することからなる
同期式連続鋳造方法、または、１対の回転冷却体
の表面上に供給された溶融金属を、前記回転冷却
体との接触によつて急冷凝固せしめ、薄板状の鋳
片を連続的に鋳造することからなる双ロール式連
続鋳造方法等、各種の多くの方法が提案されてい
る。 上述の鋳造方法によれば、溶融金属の冷却速度
がアモルフアス合金薄帯の鋳造の場合のような超
急冷ではないので、板厚が厚く且つ広幅の板状鋳
片を連続的に鋳造することができる。 しかしながら、上述のような方法により、溶融
金属を急冷凝固させて鋳造した鋳片は、冷却速度
が遅いため、従来のインゴツト材と類似の組織し
か得られないと考えられ、その組織および材質に
ついての検討は殆んどなされていなかつた。 〔発明の目的〕 従つて、この発明の目的は、溶融金属を急冷凝
固させて薄板状の鋳片を連続鋳造するに当り、急
冷凝固によつて生ずる金属組織の変化を、鋳造お
よびそれに続く工程の適正化により顕著なものと
し、優れた特性を有する薄板状鋳片を製造する方
法を提供することにある。 本発明者等は、溶融金属を急冷し薄板状の鋳片
を連続鋳造するに当り、得られた鋳片の組成およ
び組織を均質化しまたは組織の細粒化を図る方法
を開発すべく鋭意研究を重ねた。 その結果、前述した同期式または双ロール式等
の連続鋳造方法は、超急冷法に比べて組織の変化
は小さいが、急冷による組織の変化は起り、この
組織の変化は鋳造法を制御すること、即ち、溶融
金属の急冷速度を10℃／秒以上、105℃／秒未満
の範囲内とし、上記範囲内の速度で急冷した後
に、特定の条件で鋳片を処理すれば顕著になつ
て、組成および組織が均質化された鋳片が得ら
れ、または、細粒化された組織を有する鋳片が得
られることを知見した。 〔発明の概要〕 この発明は、上記知見に基いてなされたもので
あつて、0.05wt.％以上の炭素を含有する炭素鋼、
0.3wt.％以上のマンガンを含有するマンガン含有
鋼、0.02wt.％以上の燐を含有する燐含有鋼、ま
たは、0.002wt.％以上のボロンを含有するボロン
含有鋼の溶鋼を急冷して薄板状の鋳片を連続的に
鋳造する薄板状鋳片の製造方法において、前記溶
鋼の急冷を10℃／秒以上、105℃／秒未満の範囲
内の冷却速度によつて行ない、次いでこのように
して急冷凝固した鋳片を0.3Tn（但し、Tnは絶対
温度で表わした融点）以上の温度で30秒以上保持
することによつて、組成および組織が均質化され
た鋳片を製造し、または、低炭素、極低炭素アル
ミキルド鋼の場合には、上記の急冷凝固した鋳片
を、0.3から0.9Tnの範囲内の温度で変態点を通過
するように再加熱することにより、細粒化された
組織を有する鋳片を製造することに特徴を有する
ものである。 〔発明の構成〕 この発明において、溶融金属の急冷を、10℃／
秒以上、105℃／秒未満の範囲内の冷却速度で行
なう理由は、次の通りである。即ち、上記急冷が
10℃／秒未満では、通常の方法で鋳造された鋳片
の組織と同じ組織になり、組成、組織の均質化ま
たは組織の細粒化をはかることができない。一
方、上記急冷が105℃／秒以上になると、鋳片の
厚さを200μｍ程度以下まで薄くせざるを得ず、
従つて鋳片の幅も短くなつて、その製品が特殊な
用途のもののみに限定される問題が生ずる。 この発明において、溶融金属を上記範囲内の温
度まで急冷し凝固させた後、室温まで冷却せず、
0.3Tn以上の温度で冷却を止め、30秒以上その温
度に保持する理由は、これによつて、組織中のミ
クロな偏析を、実用上問題にならない程度まで減
少させ、組成および組織を均質化するためであ
る。 上記保持温度が0.3Tn未満では偏析の減少に長
時間を必要とするため実用的ではなく、また、上
記保持時間が30秒未満では、所望の効果が得られ
ない。 上述した処理を施すことによつて効果が得られ
る鋼種は、炭素含有量が0.05wt.％以上の炭素鋼、
マンガン含有量が0.3wt.％以上の高Mo鋼、燐含
有量が0.02wt.％以上の燐添加鋼、ボロン含有量
が0.002wt.％以上のボロン含有鋼等の偏析を起し
やすい元素を含む鋼種である。 また、この発明において、溶融金属を急冷し凝
固させた後、0.3から0.9Tnの範囲内の温度で変態
点を通過するように再加熱する理由は、これによ
つて組織の細粒化を図るためである。 即ち、溶融金属を、前述したように、10℃／秒
以上、105℃／秒未満の範囲内の速度で急冷凝固
させただけでは、圧延熱処理材と同等の細粒化を
図ることはできず、また、上記急冷凝固させた鋳
片を圧延によつて組織の細粒化を図ろうとして
も、板厚が薄いので圧下比を大きくとることがで
きないため、所期の細粒効果は得られない。 しかしながら、0.3から0.9Tnの範囲内の温度に
おいて、固相−固相変態点を有する鋼種は、前記
範囲内の速度で急冷凝固させた後、変態点未満の
温度まで一旦冷却し、次いで変態点を超える温度
に再加熱し、冷却することからなる変態点を通る
加熱処理を施すことによつて、圧延加工を行なわ
なくても、ある程度の細粒化を達成することがで
きる。 このような、冷却途中に施す再加熱および冷却
処理は、何回行なつてもよく、この処理に加えて
更に圧延加工を施せば、従来の圧延熱処理材と同
等の細粒組織にすることができる。 上記において、再加熱温度が0.3Tn未満では、
変態点を通る加熱処理を施しても変態に長時間を
要して実用的ではなく、一方、再加熱温度が
0.9Tnを超えると、逆に結晶粒が成長して、細粒
化効果が得られない。 上述した処理を施すことによつて効果が得られ
る鋼種は、例えば低炭素アルミキルド鋼、極低炭
素アルミキルド鋼等の0.3Tnから0.9Tnの温度範
囲に変態点をもつ鋼種である。 〔発明の実施例〕 次に、この発明を更に実施例により詳述する。 実施例 １ 第１表に示す成分組成のSi−Mn鋼の溶鋼を、
急冷凝固法によつて、冷却速度即ち鋳片の厚さが
異なる数種類の試験材を調製し、各々の成分偏析
を調べた。
溶融金属を急冷凝固させて直接薄板状の鋳片を連
続鋳造する急冷凝固法による薄板状鋳片の製造方
法に関するものである。 〔従来技術とその問題点〕 近年、溶融金属を超急冷凝固させて、直接薄板
状の鋳片を鋳造する方法が研究されている。例え
ば、特開昭58−210150号には、鉄とほう素とけい
素とからなるアモルフアス合金の溶融物を超急冷
して、急速に凝固させ、アモルフアス合金の薄帯
を鋳造する方法が開示されている。 しかしながら上述した方法は、その急冷速度が
105℃／秒以上であるため、鋳造される薄帯の厚
さを200μｍ程度以下、幅を数百mm以下にせざる
を得ない。従つて、その用途は特殊なものに限ら
れていた。 一方、鋳造工程を簡略化するために、例えば、
同一方向に且つ同一速度で移動する少なくとも１
対の無端帯を、互いに所定間隔をおいて対向配置
して水平な鋳型を形成し、前記鋳型内に供給され
た溶融金属を前記鋳型との接触によつて急冷凝固
せしめ、前記無端帯と同期させて引抜くことによ
り薄板状の鋳片を連続的に鋳造することからなる
同期式連続鋳造方法、または、１対の回転冷却体
の表面上に供給された溶融金属を、前記回転冷却
体との接触によつて急冷凝固せしめ、薄板状の鋳
片を連続的に鋳造することからなる双ロール式連
続鋳造方法等、各種の多くの方法が提案されてい
る。 上述の鋳造方法によれば、溶融金属の冷却速度
がアモルフアス合金薄帯の鋳造の場合のような超
急冷ではないので、板厚が厚く且つ広幅の板状鋳
片を連続的に鋳造することができる。 しかしながら、上述のような方法により、溶融
金属を急冷凝固させて鋳造した鋳片は、冷却速度
が遅いため、従来のインゴツト材と類似の組織し
か得られないと考えられ、その組織および材質に
ついての検討は殆んどなされていなかつた。 〔発明の目的〕 従つて、この発明の目的は、溶融金属を急冷凝
固させて薄板状の鋳片を連続鋳造するに当り、急
冷凝固によつて生ずる金属組織の変化を、鋳造お
よびそれに続く工程の適正化により顕著なものと
し、優れた特性を有する薄板状鋳片を製造する方
法を提供することにある。 本発明者等は、溶融金属を急冷し薄板状の鋳片
を連続鋳造するに当り、得られた鋳片の組成およ
び組織を均質化しまたは組織の細粒化を図る方法
を開発すべく鋭意研究を重ねた。 その結果、前述した同期式または双ロール式等
の連続鋳造方法は、超急冷法に比べて組織の変化
は小さいが、急冷による組織の変化は起り、この
組織の変化は鋳造法を制御すること、即ち、溶融
金属の急冷速度を10℃／秒以上、105℃／秒未満
の範囲内とし、上記範囲内の速度で急冷した後
に、特定の条件で鋳片を処理すれば顕著になつ
て、組成および組織が均質化された鋳片が得ら
れ、または、細粒化された組織を有する鋳片が得
られることを知見した。 〔発明の概要〕 この発明は、上記知見に基いてなされたもので
あつて、0.05wt.％以上の炭素を含有する炭素鋼、
0.3wt.％以上のマンガンを含有するマンガン含有
鋼、0.02wt.％以上の燐を含有する燐含有鋼、ま
たは、0.002wt.％以上のボロンを含有するボロン
含有鋼の溶鋼を急冷して薄板状の鋳片を連続的に
鋳造する薄板状鋳片の製造方法において、前記溶
鋼の急冷を10℃／秒以上、105℃／秒未満の範囲
内の冷却速度によつて行ない、次いでこのように
して急冷凝固した鋳片を0.3Tn（但し、Tnは絶対
温度で表わした融点）以上の温度で30秒以上保持
することによつて、組成および組織が均質化され
た鋳片を製造し、または、低炭素、極低炭素アル
ミキルド鋼の場合には、上記の急冷凝固した鋳片
を、0.3から0.9Tnの範囲内の温度で変態点を通過
するように再加熱することにより、細粒化された
組織を有する鋳片を製造することに特徴を有する
ものである。 〔発明の構成〕 この発明において、溶融金属の急冷を、10℃／
秒以上、105℃／秒未満の範囲内の冷却速度で行
なう理由は、次の通りである。即ち、上記急冷が
10℃／秒未満では、通常の方法で鋳造された鋳片
の組織と同じ組織になり、組成、組織の均質化ま
たは組織の細粒化をはかることができない。一
方、上記急冷が105℃／秒以上になると、鋳片の
厚さを200μｍ程度以下まで薄くせざるを得ず、
従つて鋳片の幅も短くなつて、その製品が特殊な
用途のもののみに限定される問題が生ずる。 この発明において、溶融金属を上記範囲内の温
度まで急冷し凝固させた後、室温まで冷却せず、
0.3Tn以上の温度で冷却を止め、30秒以上その温
度に保持する理由は、これによつて、組織中のミ
クロな偏析を、実用上問題にならない程度まで減
少させ、組成および組織を均質化するためであ
る。 上記保持温度が0.3Tn未満では偏析の減少に長
時間を必要とするため実用的ではなく、また、上
記保持時間が30秒未満では、所望の効果が得られ
ない。 上述した処理を施すことによつて効果が得られ
る鋼種は、炭素含有量が0.05wt.％以上の炭素鋼、
マンガン含有量が0.3wt.％以上の高Mo鋼、燐含
有量が0.02wt.％以上の燐添加鋼、ボロン含有量
が0.002wt.％以上のボロン含有鋼等の偏析を起し
やすい元素を含む鋼種である。 また、この発明において、溶融金属を急冷し凝
固させた後、0.3から0.9Tnの範囲内の温度で変態
点を通過するように再加熱する理由は、これによ
つて組織の細粒化を図るためである。 即ち、溶融金属を、前述したように、10℃／秒
以上、105℃／秒未満の範囲内の速度で急冷凝固
させただけでは、圧延熱処理材と同等の細粒化を
図ることはできず、また、上記急冷凝固させた鋳
片を圧延によつて組織の細粒化を図ろうとして
も、板厚が薄いので圧下比を大きくとることがで
きないため、所期の細粒効果は得られない。 しかしながら、0.3から0.9Tnの範囲内の温度に
おいて、固相−固相変態点を有する鋼種は、前記
範囲内の速度で急冷凝固させた後、変態点未満の
温度まで一旦冷却し、次いで変態点を超える温度
に再加熱し、冷却することからなる変態点を通る
加熱処理を施すことによつて、圧延加工を行なわ
なくても、ある程度の細粒化を達成することがで
きる。 このような、冷却途中に施す再加熱および冷却
処理は、何回行なつてもよく、この処理に加えて
更に圧延加工を施せば、従来の圧延熱処理材と同
等の細粒組織にすることができる。 上記において、再加熱温度が0.3Tn未満では、
変態点を通る加熱処理を施しても変態に長時間を
要して実用的ではなく、一方、再加熱温度が
0.9Tnを超えると、逆に結晶粒が成長して、細粒
化効果が得られない。 上述した処理を施すことによつて効果が得られ
る鋼種は、例えば低炭素アルミキルド鋼、極低炭
素アルミキルド鋼等の0.3Tnから0.9Tnの温度範
囲に変態点をもつ鋼種である。 〔発明の実施例〕 次に、この発明を更に実施例により詳述する。 実施例 １ 第１表に示す成分組成のSi−Mn鋼の溶鋼を、
急冷凝固法によつて、冷却速度即ち鋳片の厚さが
異なる数種類の試験材を調製し、各々の成分偏析
を調べた。
【表】
成分偏析の調査は、Ｘ線マイクロアナライザー
によつて行ない、板巾中央部の板厚方向を線分析
することによりMnのプロフアイルを得、下記(1)
式によつてMnの偏析度（Pc）を算出した。 Pc＝Ｃ（Mn）nax−Ｃ（Mn）nio／Ｃ（Mn）Ave……
…(1) 但し、 Ｃ（Mn）nax：板厚方向でMn量が最大になつたと
きのカウント数 Ｃ（Mn）nio：板厚方向でMn量が最小になつたと
きのカウント数 Ｃ（Mn）Ave：平均カウント数 第１図は上記によつて求められたMnの偏析度
（Pc）と、冷却速度および鋳片の厚さとの関係を
示すグラフで、〇印は本発明方法により、10℃／
秒以上、105℃／秒未満の範囲内の冷却速度によ
つて急冷した後、900℃で30秒間保持した場合の
Mnの偏析度を示し、×印は上記によつて急冷凝
固後そのまま連続的に空冷した場合のMnの偏析
度を示す。 第１図から明らかなように、冷却速度が早くな
るほど、即ち鋳片の厚さが薄くなるほど偏析度は
小さくなるが、本発明の方法により、急冷凝固後
の冷却途中において、900℃で30秒間保持した場
合には、急冷凝固後、そのまま連続的に空冷した
場合と比較して偏析度が低下している。特に、冷
却速度を102℃／秒以上とすれば、偏析度は非常
に小さくなり、組成および組織の均質化を図るこ
とができる。 実施例 ２ 第２表に示す成分組成の低炭素アルミキルド鋼
の溶鋼を、急冷凝固法によつて、冷却速度即ち鋳
片の厚さが異なる数種類の試験材を調製し、鋳片
断面のフエライト粒径を測定した。
によつて行ない、板巾中央部の板厚方向を線分析
することによりMnのプロフアイルを得、下記(1)
式によつてMnの偏析度（Pc）を算出した。 Pc＝Ｃ（Mn）nax−Ｃ（Mn）nio／Ｃ（Mn）Ave……
…(1) 但し、 Ｃ（Mn）nax：板厚方向でMn量が最大になつたと
きのカウント数 Ｃ（Mn）nio：板厚方向でMn量が最小になつたと
きのカウント数 Ｃ（Mn）Ave：平均カウント数 第１図は上記によつて求められたMnの偏析度
（Pc）と、冷却速度および鋳片の厚さとの関係を
示すグラフで、〇印は本発明方法により、10℃／
秒以上、105℃／秒未満の範囲内の冷却速度によ
つて急冷した後、900℃で30秒間保持した場合の
Mnの偏析度を示し、×印は上記によつて急冷凝
固後そのまま連続的に空冷した場合のMnの偏析
度を示す。 第１図から明らかなように、冷却速度が早くな
るほど、即ち鋳片の厚さが薄くなるほど偏析度は
小さくなるが、本発明の方法により、急冷凝固後
の冷却途中において、900℃で30秒間保持した場
合には、急冷凝固後、そのまま連続的に空冷した
場合と比較して偏析度が低下している。特に、冷
却速度を102℃／秒以上とすれば、偏析度は非常
に小さくなり、組成および組織の均質化を図るこ
とができる。 実施例 ２ 第２表に示す成分組成の低炭素アルミキルド鋼
の溶鋼を、急冷凝固法によつて、冷却速度即ち鋳
片の厚さが異なる数種類の試験材を調製し、鋳片
断面のフエライト粒径を測定した。
【表】
フエライト粒径の測定は切断法によつて行な
い、板厚中央部と板厚表層部との平均値を、フエ
ライト粒径とした。 第２図は上記によつて求められた平均フエライ
ト粒径と、冷却速度および鋳片の厚さとの関係を
示すグラフである。第２図から明らかなように、
冷却速度が早くなるに従つて、フエライト粒径は
微細化する。 第３図は上記により約102℃／秒（鋳片厚さ10
mm）の冷却速度で急冷凝固させた試験材に対し、
本発明の方法によつて再加熱した場合と、比較の
ために再加熱しない場合のヒートパターンの一例
である。第３図において、(a)、(b)および(c)は本発
明の実施例で、(a)は850℃まで急冷後920℃の温度
に再加熱した場合、(b)は850℃までの急冷とその
後の920℃への再加熱とを３回繰り返した場合、
(c)は800℃まで急冷後1150℃の温度に再加熱し、
更に900℃の仕上温度で70％の圧延を行なつた場
合である。また、(d)および(e)は比較例で、(d)は上
記により急冷凝固させた試験材を900℃の仕上温
度で70％の圧延を行なつた場合、(e)は上記により
急冷凝固させた試験材をそのまま常温まで冷却し
た場合である。 第４図は、上記第３図に示す処理を施した試験
材の平均フエライト粒径を示すグラフである。比
較例(e)のように急冷凝固後常温まで冷却した試験
材の平均フエライト粒径は約63μｍであるが、実
施例(a)のように、920℃の温度に再加熱した場合
の平均フエライト粒径は約20μｍになり、このよ
うな急冷再加熱をくり返した(b)の場合には約15μ
ｍに、更に、再加熱後圧延加工を施した(c)の場合
には約10μｍまで細粒化した。このようなフエラ
イト粒径の細粒化は、比較例(d)のように、900℃
の仕上温度で70％の圧延を行なつた場合に匹敵し
ており、その効果の優れていることがわかる。な
お、従来の連続鋳造によつて鋳造された鋳片の平
均フエライト粒径は、２〜５mmである。 第３表は、上述した本発明の実施例(a)、(b)、
(c)、比較例(d)、(e)による鋳片および従来の製造方
法即ち連続鋳造した鋳片を熱間圧延したノースキ
ンパス材(f)の機械的性質を示す。なお、比較例(f)
の熱延時の加熱温度は1150℃、仕上げ温度は921
℃、捲取り温度は500℃である。
い、板厚中央部と板厚表層部との平均値を、フエ
ライト粒径とした。 第２図は上記によつて求められた平均フエライ
ト粒径と、冷却速度および鋳片の厚さとの関係を
示すグラフである。第２図から明らかなように、
冷却速度が早くなるに従つて、フエライト粒径は
微細化する。 第３図は上記により約102℃／秒（鋳片厚さ10
mm）の冷却速度で急冷凝固させた試験材に対し、
本発明の方法によつて再加熱した場合と、比較の
ために再加熱しない場合のヒートパターンの一例
である。第３図において、(a)、(b)および(c)は本発
明の実施例で、(a)は850℃まで急冷後920℃の温度
に再加熱した場合、(b)は850℃までの急冷とその
後の920℃への再加熱とを３回繰り返した場合、
(c)は800℃まで急冷後1150℃の温度に再加熱し、
更に900℃の仕上温度で70％の圧延を行なつた場
合である。また、(d)および(e)は比較例で、(d)は上
記により急冷凝固させた試験材を900℃の仕上温
度で70％の圧延を行なつた場合、(e)は上記により
急冷凝固させた試験材をそのまま常温まで冷却し
た場合である。 第４図は、上記第３図に示す処理を施した試験
材の平均フエライト粒径を示すグラフである。比
較例(e)のように急冷凝固後常温まで冷却した試験
材の平均フエライト粒径は約63μｍであるが、実
施例(a)のように、920℃の温度に再加熱した場合
の平均フエライト粒径は約20μｍになり、このよ
うな急冷再加熱をくり返した(b)の場合には約15μ
ｍに、更に、再加熱後圧延加工を施した(c)の場合
には約10μｍまで細粒化した。このようなフエラ
イト粒径の細粒化は、比較例(d)のように、900℃
の仕上温度で70％の圧延を行なつた場合に匹敵し
ており、その効果の優れていることがわかる。な
お、従来の連続鋳造によつて鋳造された鋳片の平
均フエライト粒径は、２〜５mmである。 第３表は、上述した本発明の実施例(a)、(b)、
(c)、比較例(d)、(e)による鋳片および従来の製造方
法即ち連続鋳造した鋳片を熱間圧延したノースキ
ンパス材(f)の機械的性質を示す。なお、比較例(f)
の熱延時の加熱温度は1150℃、仕上げ温度は921
℃、捲取り温度は500℃である。
以上述べたように、この発明の方法によれば、
溶融金属を同期式連続鋳造法、双ロール式連続鋳
造法等によつて急冷凝固し薄板状の鋳片を連続鋳
造するに当り、急冷凝固後の鋳片を所定温度で保
持し、または、所定温度で再加熱することによ
り、組成および組織の均質化、または、圧延加工
を施さなくても組織の細粒化が図られる工業上優
れた効果がもたらされる。なお、上記実施例は鋼
について説明したが、この発明は鋼に限定される
ものではなく、鉄、非鉄合金等についても適用す
ることができる。
溶融金属を同期式連続鋳造法、双ロール式連続鋳
造法等によつて急冷凝固し薄板状の鋳片を連続鋳
造するに当り、急冷凝固後の鋳片を所定温度で保
持し、または、所定温度で再加熱することによ
り、組成および組織の均質化、または、圧延加工
を施さなくても組織の細粒化が図られる工業上優
れた効果がもたらされる。なお、上記実施例は鋼
について説明したが、この発明は鋼に限定される
ものではなく、鉄、非鉄合金等についても適用す
ることができる。
第１図はMnの偏析度と鋳片の厚さとの関係を
示すグラフ、第２図は平均フエライト粒径と冷却
速度および鋳片の厚さとの関係を示すグラフ、第
３図は所定冷却速度で急冷凝固させた試験材に対
し本発明方法によつて再加熱した場合と、比較の
ために再加熱しない場合のヒートパターンの一例
を示すグラフ、第４図は第３図に示す処理を施し
た試験材の平均フエライト粒径を示すグラフであ
る。
示すグラフ、第２図は平均フエライト粒径と冷却
速度および鋳片の厚さとの関係を示すグラフ、第
３図は所定冷却速度で急冷凝固させた試験材に対
し本発明方法によつて再加熱した場合と、比較の
ために再加熱しない場合のヒートパターンの一例
を示すグラフ、第４図は第３図に示す処理を施し
た試験材の平均フエライト粒径を示すグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 0.05wt.％以上の炭素を含有する炭素鋼、
0.3wt.％以上のマンガンを含有するマンガン含有
鋼、0.02wt.％以上の燐を含有する燐含有鋼、ま
たは、0.002wt.％以上のボロンを含有するボロン
含有鋼の溶鋼を急冷して、薄板状の鋳片を連続的
に鋳造する薄板状鋳片の製造方法において、 前記溶鋼の急冷を、10℃／秒以上、105℃／秒
未満の範囲内の冷却速度によつて行い、次いで、
このようにして急冷凝固した鋳片を、0.3Tm（但
し、Tmは絶対温度で表した融点）以上の温度で
30秒以上保持することを特徴とする薄板状鋳片の
製造方法。 ２ 低炭素または極低炭素アルミキルド鋼の溶鋼
を急冷して、薄板状の鋳片を連続的に鋳造する薄
板状鋳片の製造方法において、 前記溶鋼の急冷を、10℃／秒以上、105℃／秒
未満の範囲内の冷却速度によつて行い、このよう
にして急冷凝固した鋳片を、0.3から0.9Tmの範
囲内の温度において、変態点を通り、前記変態点
未満の温度まで冷却し、次いで、前記変態点を通
り、前記変態点を超える温度まで再加熱すること
を特徴とする薄板状鋳片の製造方法。 ３ 10℃／秒以上、105℃／秒未満の範囲内の冷
却速度による急冷と、0.3から0.9Tmの範囲内の
温度による変態点通過再加熱処理とを複数回行う
ことを特徴とする特許請求の範囲第２項に記載の
薄板状鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26287484A JPS61143524A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26287484A JPS61143524A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4356312A Division JP2550848B2 (ja) | 1992-12-21 | 1992-12-21 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61143524A JPS61143524A (ja) | 1986-07-01 |
| JPH0338941B2 true JPH0338941B2 (ja) | 1991-06-12 |
Family
ID=17381827
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26287484A Granted JPS61143524A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | 薄板状鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61143524A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07113142B2 (ja) * | 1987-02-10 | 1995-12-06 | 三菱電機株式会社 | りん青銅薄板の製造方法 |
| JPH07113143B2 (ja) * | 1987-03-20 | 1995-12-06 | 三菱電機株式会社 | 高強度銅合金の製造方法 |
-
1984
- 1984-12-14 JP JP26287484A patent/JPS61143524A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61143524A (ja) | 1986-07-01 |
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