JPH0360572B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0360572B2 JPH0360572B2 JP59274351A JP27435184A JPH0360572B2 JP H0360572 B2 JPH0360572 B2 JP H0360572B2 JP 59274351 A JP59274351 A JP 59274351A JP 27435184 A JP27435184 A JP 27435184A JP H0360572 B2 JPH0360572 B2 JP H0360572B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- segregation
- phase
- weight
- less
- 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
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
- B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
- B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/84—Controlled slow cooling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、鋼の凝固偏析制御法に係り、更に詳
しくは連続鋳造によつて得られる炭素鋼成品鋼材
の材質欠陥の原因となる凝固偏析を軽減する方法
に関し、特に鋼の凝固時の樹間の重複偏析を効果
的に制御する方法に関する。
しくは連続鋳造によつて得られる炭素鋼成品鋼材
の材質欠陥の原因となる凝固偏析を軽減する方法
に関し、特に鋼の凝固時の樹間の重複偏析を効果
的に制御する方法に関する。
従来の技術
従来より連続鋳造や造塊においては、凝固時溶
質の偏析によつて、鋳片の表面疵や割れが生ずる
だけでなく、さらに、厚板等の製品板に加工した
際、低温靭性の劣化、溶接部の割れの増加など成
品の品質が悪化するため、その改善が望まれてい
た。
質の偏析によつて、鋳片の表面疵や割れが生ずる
だけでなく、さらに、厚板等の製品板に加工した
際、低温靭性の劣化、溶接部の割れの増加など成
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
する方法、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
ロール間隙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。
する方法、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
ロール間隙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、連続鋳造
片を室温まで冷やすことなく、熱間圧延する直接
圧延ないしは加熱炉に装入した後圧延するホツト
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）。
片を室温まで冷やすことなく、熱間圧延する直接
圧延ないしは加熱炉に装入した後圧延するホツト
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等の元素の偏析により、非金属介在物として析
出を生じる特定の温度域でシミユレーシヨン実験
を行い、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。
Ｎ等の元素の偏析により、非金属介在物として析
出を生じる特定の温度域でシミユレーシヨン実験
を行い、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、同様に連続鋳造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。
おいても、同様に連続鋳造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。
一方、特公昭49−6074号公報においては連続鋳
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。
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。
さらに、Mo添加による大型鋼塊の逆Ｖ偏析抑
制方法も開示されている（日本製鋼所枝報、40
（1980）p.1）。この方法は固液共存層においては、
密度の低い溶質が液相に富化しているため、バル
クの液相に比べてこの部分の液相の密度が低下
し、そのため上昇方向の対流が生じ、この上昇線
が凝固後もストリークとして残り、逆Ｖ偏析とな
つているため、Moを添加して上記液相の密度を
増加させ、上昇方向の対流を阻止することによつ
て逆Ｖ偏析を抑制しようとする方法である。
制方法も開示されている（日本製鋼所枝報、40
（1980）p.1）。この方法は固液共存層においては、
密度の低い溶質が液相に富化しているため、バル
クの液相に比べてこの部分の液相の密度が低下
し、そのため上昇方向の対流が生じ、この上昇線
が凝固後もストリークとして残り、逆Ｖ偏析とな
つているため、Moを添加して上記液相の密度を
増加させ、上昇方向の対流を阻止することによつ
て逆Ｖ偏析を抑制しようとする方法である。
発明が解決しようとする問題点
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
有効な方法を提供しようとするものである。
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
有効な方法を提供しようとするものである。
特に本発明が対象とする連鋳材においては、
鋳片寸法が小さく凝固時間が短かいこと、
冷却速度が大きいため、凝固時間が短かいこ
と、 浸漬ノズルから吐出した溶鋼流により、凝固
中の溶鋼の撹拌が促進され、濃縮した液相は均
一化しやすいこと、 から逆Ｖ偏析は殆んど発生せず、むしろ樹間偏析
とその集積によつて生じる中心偏析が主たる問題
点となつているため、本発明は、連続鋳造を行な
う際に鋼の凝固偏析における樹間偏析および中心
偏析について特に有効な抑制法を提供しようとす
るものである。
と、 浸漬ノズルから吐出した溶鋼流により、凝固
中の溶鋼の撹拌が促進され、濃縮した液相は均
一化しやすいこと、 から逆Ｖ偏析は殆んど発生せず、むしろ樹間偏析
とその集積によつて生じる中心偏析が主たる問題
点となつているため、本発明は、連続鋳造を行な
う際に鋼の凝固偏析における樹間偏析および中心
偏析について特に有効な抑制法を提供しようとす
るものである。
問題点を解決するための手段
本発明は、
(1) Ｃ濃度0.53重量％以下を含む炭素鋼の連続鋳
造において、溶鋼中に、Be、Cr、Nb、Sn、
Ti、又はＶを少なくとも１種または２種以上、
Beについては1.4重量％以下、Snについては0.5
重量％以下、Be、Sn以外についてはそれぞれ
２重量％以下添加したのち、融点直下（δ相初
晶発生時）からAr4変態あるいは包晶反応の終
了温度まで（γ相になるまで）の温度範囲を40
℃／分以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する連続鋳造における鋼の凝固偏析制御法、及
び (2) Ｃ濃度0.53重量％以下を含む炭素鋼の連続鋳
造において、溶鋼中に、Be、Cr、Nb、Sn、
Ti、又はＶを少なくとも１種または２種以上、
Beについては1.4重量％以下、Snについては0.5
重量％以下、Be、Sn以外についてはそれぞれ
２重量％以下添加し、さらにMo2重量％以下
を添加したのち、融点直下（δ相初晶発生時）
からAr4変態あるいは包晶反応の終了温度まで
（γ相になるまで）の温度範囲を40℃／分以下
の冷却速度で冷却することを特徴とする連続鋳
造における鋼の凝固偏析制御法、である。
造において、溶鋼中に、Be、Cr、Nb、Sn、
Ti、又はＶを少なくとも１種または２種以上、
Beについては1.4重量％以下、Snについては0.5
重量％以下、Be、Sn以外についてはそれぞれ
２重量％以下添加したのち、融点直下（δ相初
晶発生時）からAr4変態あるいは包晶反応の終
了温度まで（γ相になるまで）の温度範囲を40
℃／分以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する連続鋳造における鋼の凝固偏析制御法、及
び (2) Ｃ濃度0.53重量％以下を含む炭素鋼の連続鋳
造において、溶鋼中に、Be、Cr、Nb、Sn、
Ti、又はＶを少なくとも１種または２種以上、
Beについては1.4重量％以下、Snについては0.5
重量％以下、Be、Sn以外についてはそれぞれ
２重量％以下添加し、さらにMo2重量％以下
を添加したのち、融点直下（δ相初晶発生時）
からAr4変態あるいは包晶反応の終了温度まで
（γ相になるまで）の温度範囲を40℃／分以下
の冷却速度で冷却することを特徴とする連続鋳
造における鋼の凝固偏析制御法、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
温度との関係を第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）→（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とを溶解度の高い
δ相中に取りこみ、γ安定化元素であるＣ、
Mn、Ni、特にMnを溶解度の高い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。
に従つて固相が晶出するが、その状態変化と炭素
温度との関係を第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）→（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とを溶解度の高い
δ相中に取りこみ、γ安定化元素であるＣ、
Mn、Ni、特にMnを溶解度の高い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０〜0.08％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分離
させる。例えばδ相にＰを、γ相にMnを移行さ
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。
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分離
させる。例えばδ相にＰを、γ相にMnを移行さ
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。
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。
ここで、本発明者はα安定化元素であるBe、
Cr、Mo、Nb、Sn、Ti又はＶの１種又は２種以
上を溶鋼中に添加すると、第１図の状態図におけ
るδ相（＝α相）領域が拡大することを見出し
た。
Cr、Mo、Nb、Sn、Ti又はＶの１種又は２種以
上を溶鋼中に添加すると、第１図の状態図におけ
るδ相（＝α相）領域が拡大することを見出し
た。
一般に、固体鉄中の不純物あるいは添加元素の
拡散速度は、δ相内においては、γ相内における
よりも10〜100倍も大である（及川 洪；鉄と鋼
Vol.68（1982）、p.1489）。そのため、鋼の凝固過
程においてδ相の量と存在時間が増すと、それだ
け高濃度の偏析部から周辺の低濃度部への拡散速
度が増し偏析を軽減できる。
拡散速度は、δ相内においては、γ相内における
よりも10〜100倍も大である（及川 洪；鉄と鋼
Vol.68（1982）、p.1489）。そのため、鋼の凝固過
程においてδ相の量と存在時間が増すと、それだ
け高濃度の偏析部から周辺の低濃度部への拡散速
度が増し偏析を軽減できる。
さらに、第２図に示すごとくα安定化元素を添
加すると、無添加の場合に比し、樹枝状晶部分に
おけるδ相領域が増加する結果、δ相とγ相とが
共存する領域が拡がり、包晶反応率あるいはAr4
変態率（あわせてδ→γ変態率と呼ぶ）が増大
し、δ相とγ相への溶解度の差によつて生じるα
安定化元素（例、Ｐ）とγ安定化元素（例、
Mn）の分離が促進されるため、樹間２１におけ
る重複偏析を軽減することができる。
加すると、無添加の場合に比し、樹枝状晶部分に
おけるδ相領域が増加する結果、δ相とγ相とが
共存する領域が拡がり、包晶反応率あるいはAr4
変態率（あわせてδ→γ変態率と呼ぶ）が増大
し、δ相とγ相への溶解度の差によつて生じるα
安定化元素（例、Ｐ）とγ安定化元素（例、
Mn）の分離が促進されるため、樹間２１におけ
る重複偏析を軽減することができる。
すなわち第２図１，２は溶鋼の凝固中の樹枝状
晶内のδ相とγ相の存在領域を示す模式図で、１
はα安定化元素無添加の場合、２はα安定化元素
を添加した場合である。図においてδ→γ変態率
は式 f〓＝（Ｂ／Ａ）2 で表わされ、α安定化元素添加においてδ→γ変
態率が増大することが明らかである。
晶内のδ相とγ相の存在領域を示す模式図で、１
はα安定化元素無添加の場合、２はα安定化元素
を添加した場合である。図においてδ→γ変態率
は式 f〓＝（Ｂ／Ａ）2 で表わされ、α安定化元素添加においてδ→γ変
態率が増大することが明らかである。
本発明において、Be、Cr、Nb、Sn、Ti、Ｖ、
又はMoの１種又は２種以上を溶鋼中に、Beにつ
いては1.4重量％以下、Snについては0.5重量％以
下、Be、Sn以外については２重量％以下添加す
る。Be及びSnの場合の限定理由は実施例で説明
する。Be、Sn以外については２重量％を超えた
場合でも偏析軽減には有効であるが、コスト高に
なる。又、下限は特に限定するものではないが、
0.005％ですでに有効なことを本発明者は確認し
ている。
又はMoの１種又は２種以上を溶鋼中に、Beにつ
いては1.4重量％以下、Snについては0.5重量％以
下、Be、Sn以外については２重量％以下添加す
る。Be及びSnの場合の限定理由は実施例で説明
する。Be、Sn以外については２重量％を超えた
場合でも偏析軽減には有効であるが、コスト高に
なる。又、下限は特に限定するものではないが、
0.005％ですでに有効なことを本発明者は確認し
ている。
又、本発明はＣ濃度が０、又は限りなく０に近
い場合、たとえば0.001％程度においても有効で
ある。
い場合、たとえば0.001％程度においても有効で
ある。
添加方法は特に限定するものではなく、従来の
合金元素添加の方法、たとえば合金鉄投下法、イ
ンジエクシヨン法、弾発射法、ワイヤー添加法な
どが使用可能である。
合金元素添加の方法、たとえば合金鉄投下法、イ
ンジエクシヨン法、弾発射法、ワイヤー添加法な
どが使用可能である。
本発明方法では融点直下（δ相初晶発生時）か
らAr4変態あるいは包晶反応の終了温度まで（γ
相になるまで）の温度範囲での冷却速度を40℃／
分以下とすることにより、偏析軽減および重複偏
析の分離促進の面でさらに優れた効果が得られ
る。γ相になれば直ちに30℃／分以上で約1000℃
まで冷却すると、δ→γ変態時に生じた偏析ピー
クの分離状態を常温まで保持できる（特願昭59−
21940号）。
らAr4変態あるいは包晶反応の終了温度まで（γ
相になるまで）の温度範囲での冷却速度を40℃／
分以下とすることにより、偏析軽減および重複偏
析の分離促進の面でさらに優れた効果が得られ
る。γ相になれば直ちに30℃／分以上で約1000℃
まで冷却すると、δ→γ変態時に生じた偏析ピー
クの分離状態を常温まで保持できる（特願昭59−
21940号）。
実施例
次に、本発明の実施例を第３〜４図により説明
する。第３図は合金元素濃度（重量％）と1300℃
まで冷却したときの樹間のMn偏析度のグラフで
あり、第４図は合金元素濃度（重量％）と1300℃
まで冷却したときの樹間のＰ偏析度のグラフであ
る。
する。第３図は合金元素濃度（重量％）と1300℃
まで冷却したときの樹間のMn偏析度のグラフで
あり、第４図は合金元素濃度（重量％）と1300℃
まで冷却したときの樹間のＰ偏析度のグラフであ
る。
鋼の成分はC0.15％、Si0.2％、Mn1.0％、
P0.012％であり、連続鋳造における凝固偏析をシ
ミユレートするため、27℃／分の冷却速度で一方
向凝固実験を行い、EPMAで二次元（面）分析
を行つた結果を示したものである。
P0.012％であり、連続鋳造における凝固偏析をシ
ミユレートするため、27℃／分の冷却速度で一方
向凝固実験を行い、EPMAで二次元（面）分析
を行つた結果を示したものである。
Mn0及びP0は夫々MnとＰの平均濃度を示し、
樹間偏析度は樹間におけるMnとＰの濃度をMN0
及びP0で割つた値である。
樹間偏析度は樹間におけるMnとＰの濃度をMN0
及びP0で割つた値である。
ここで、Beは他の合金元素と異なつた傾向を
示す。すなわち、その添加とともにMn及びＰの
樹間における偏析は低下するが、濃度0.2重量％
でMn、Ｐともに偏析度が最少となり、Ｐの場合
は負偏析となる。さらに添加すると、MnもＰも
また樹間に偏析する傾向が強くなる。最初溶鋼に
添加したときの平均濃度を偏析度１とすると、偏
析度が１を越えることは特にＰの場合好ましくな
い。Ｐと比べてMnの樹間偏析による悪影響は許
容し得るが、それでも樹間偏析度1.05以下が許容
範囲である。第３図よりMn偏析度1.05に対する
Be濃度が1.7重量％、第４図よりＰ偏析度1.0に対
するBe濃度が1.4重量％であることから、Be添加
量は1.4％以下とするのが好ましい。
示す。すなわち、その添加とともにMn及びＰの
樹間における偏析は低下するが、濃度0.2重量％
でMn、Ｐともに偏析度が最少となり、Ｐの場合
は負偏析となる。さらに添加すると、MnもＰも
また樹間に偏析する傾向が強くなる。最初溶鋼に
添加したときの平均濃度を偏析度１とすると、偏
析度が１を越えることは特にＰの場合好ましくな
い。Ｐと比べてMnの樹間偏析による悪影響は許
容し得るが、それでも樹間偏析度1.05以下が許容
範囲である。第３図よりMn偏析度1.05に対する
Be濃度が1.7重量％、第４図よりＰ偏析度1.0に対
するBe濃度が1.4重量％であることから、Be添加
量は1.4％以下とするのが好ましい。
一方、Snは、第３図及び第４図からもわかる
ように、その添加とともに炭素鋼の凝固偏析が軽
減され、この点では十分な効果が期待できる。し
かし、その濃度が0.5％を越えると、一般によく
知られたSn自身の粒界偏析によるマイナス効果
の方が優勢となり、逆に材質が損なわれて、割れ
等が発生しやすくなる。従つて、Snの濃度を0.5
％以下に限定する必要がある。
ように、その添加とともに炭素鋼の凝固偏析が軽
減され、この点では十分な効果が期待できる。し
かし、その濃度が0.5％を越えると、一般によく
知られたSn自身の粒界偏析によるマイナス効果
の方が優勢となり、逆に材質が損なわれて、割れ
等が発生しやすくなる。従つて、Snの濃度を0.5
％以下に限定する必要がある。
発明の効果
実施例から、炭素鋼にBeを約1.4重量％以下、
Snを約0.5重量％以下、Cr、Nb、Ti、Ｖ、Moの
各元素を約２重量％以下添加したのち、この溶鋼
を融点直下（δ相初晶発生時）からAr4変態ある
いは包晶反応の終了温度まで（γ相になるまで）
の温度範囲を40℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことにより、有害元素であるＰの偏析度は大巾に
低下することが明らかである。一方、Mnは偏析
度の低下はＰに比べて少ないが、その有効性は明
らかである。また、樹間のＰ偏析度が１以下で樹
間のMn偏析度が１以上である場合は、ＰとMn
の偏析ピークが完全に分離していることを表わし
ている。このように、α安定化元素を添加し、冷
却速度を規制することによつてＰとMnの拡散と
分離を促進し、重複偏析を軽減すると共に偏析ピ
ーク値を減少させることができる。
Snを約0.5重量％以下、Cr、Nb、Ti、Ｖ、Moの
各元素を約２重量％以下添加したのち、この溶鋼
を融点直下（δ相初晶発生時）からAr4変態ある
いは包晶反応の終了温度まで（γ相になるまで）
の温度範囲を40℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことにより、有害元素であるＰの偏析度は大巾に
低下することが明らかである。一方、Mnは偏析
度の低下はＰに比べて少ないが、その有効性は明
らかである。また、樹間のＰ偏析度が１以下で樹
間のMn偏析度が１以上である場合は、ＰとMn
の偏析ピークが完全に分離していることを表わし
ている。このように、α安定化元素を添加し、冷
却速度を規制することによつてＰとMnの拡散と
分離を促進し、重複偏析を軽減すると共に偏析ピ
ーク値を減少させることができる。
以上、合金添加による樹間偏析の低下について
述べたが、合金添加によつて同時に中心偏析も軽
減する。
述べたが、合金添加によつて同時に中心偏析も軽
減する。
第１図は炭素鋼の状態図、第２図１及び第２図
２はα安定化元素添加による樹枝状晶内δ相安定
化の原理図、第３〜４図は本発明の実施例として
合金元素添加による偏析度変化を示すグラフであ
る。 ２０…樹芯、２１…樹間。
２はα安定化元素添加による樹枝状晶内δ相安定
化の原理図、第３〜４図は本発明の実施例として
合金元素添加による偏析度変化を示すグラフであ
る。 ２０…樹芯、２１…樹間。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ濃度0.53重量％以下を含む炭素鋼の連続鋳
造において、溶鋼中に、Be、Cr、Nb、Sn、Ti、
又はＶを少なくとも１種または２種以上、Beに
ついては1.4重量％以下、Snについては0.5重量％
以下、Be、Sn以外についてはそれぞれ２重量％
以下添加したのち、融点直下（δ相初晶発生時）
からAr4変態あるいは包晶反応の終了温度まで
（γ相になるまで）の温度範囲を40℃／分以下の
冷却速度で冷却することを特徴とする連続鋳造に
おける鋼の凝固偏析制御法。 ２ Ｃ濃度0.53重量％以下を含む炭素鋼の連続鋳
造において、溶鋼中に、Be、Cr、Nb、Sn、Ti、
又はＶを少なくとも１種または２種以上、Beに
ついては1.4重量％以下、Snについては0.5重量％
以下、Be、Sn以外についてはそれぞれ２重量％
以下添加し、さらにMo2重量％以下を添加した
のち、融点直下（δ相初晶発生時）からAr4変態
あるいは包晶反応の終了温度まで（γ相になるま
で）の温度範囲を40℃／分以下の冷却速度で冷却
することを特徴とする連続鋳造における鋼の凝固
偏析制御法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27435184A JPS61157612A (ja) | 1984-12-28 | 1984-12-28 | 鋼の凝固偏析制御法 |
| EP85309473A EP0186512B1 (en) | 1984-12-28 | 1985-12-24 | Method for controlling solidification segregation of steel |
| DE8585309473T DE3579138D1 (de) | 1984-12-28 | 1985-12-24 | Verfahren zum regeln der erstarrungsseigerung von stahl. |
| US07/201,370 US4809765A (en) | 1984-12-28 | 1988-05-27 | Method for controlling solidification segregation of steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27435184A JPS61157612A (ja) | 1984-12-28 | 1984-12-28 | 鋼の凝固偏析制御法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61157612A JPS61157612A (ja) | 1986-07-17 |
| JPH0360572B2 true JPH0360572B2 (ja) | 1991-09-17 |
Family
ID=17540443
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27435184A Granted JPS61157612A (ja) | 1984-12-28 | 1984-12-28 | 鋼の凝固偏析制御法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61157612A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0761537B2 (ja) * | 1986-12-15 | 1995-07-05 | 忠義 高橋 | 金属凝固組織の微細化方法 |
| JP5408585B2 (ja) * | 2009-07-03 | 2014-02-05 | 国立大学法人大阪大学 | 鉄鋼製品の結晶粒の微細化方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5115489B2 (ja) * | 1971-11-29 | 1976-05-17 | ||
| JPS53100121A (en) * | 1977-02-14 | 1978-09-01 | Kawasaki Steel Co | Low alloy steel providing electric resistance welding part with good groove corrosion resistance |
-
1984
- 1984-12-28 JP JP27435184A patent/JPS61157612A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61157612A (ja) | 1986-07-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0027510B1 (en) | Bismuth containing steel | |
| US4247326A (en) | Free machining steel with bismuth | |
| JPS61103654A (ja) | 連続鋳造の条件を制御する方法 | |
| CN1183064A (zh) | 带钢连铸 | |
| US4738301A (en) | Method for mitigating solidification segregation of steel | |
| JPH0360572B2 (ja) | ||
| JPS61154748A (ja) | 連続鋳造鋳片の凝固偏析制御法 | |
| EP0186512B1 (en) | Method for controlling solidification segregation of steel | |
| JP7572601B2 (ja) | 双ロール式連続鋳造用ダミーシート、及び、薄肉鋳片の製造方法 | |
| JP2747708B2 (ja) | 快削鋼の連続鋳造方法 | |
| CN115889713A (zh) | 一种提高超高碳钢铸坯质量的连铸工艺 | |
| JPH01262048A (ja) | 熱間加工性が優れ、偏析を軽減した高耐食性高合金の製造方法 | |
| CN114433807A (zh) | 一种转炉生产易切削钢的连铸工艺 | |
| JPH10211546A (ja) | ホットトップ鋳造法 | |
| JP3158233B2 (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
| JPH03210950A (ja) | 連続鋳造用パウダー | |
| JPS5911381B2 (ja) | ＡｌおよびＡｌ合金の連続鋳造法 | |
| RU2077969C1 (ru) | Способ получения слитков кремния | |
| JPH0751822A (ja) | 溶鋼表面保温剤 | |
| JPH05228589A (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
| JPH06170507A (ja) | 溶鋼表面保温剤 | |
| KR100544430B1 (ko) | 고 Ｎｉ합금의 연속주조 스라브의 제조방법 | |
| JPS60166151A (ja) | 鋼の連続鋳造機 | |
| JPH0245536B2 (ja) | ||
| JP3030596B2 (ja) | 連続鋳造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |