JPH054169B2 - - Google Patents
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- JPH054169B2 JPH054169B2 JP63053459A JP5345988A JPH054169B2 JP H054169 B2 JPH054169 B2 JP H054169B2 JP 63053459 A JP63053459 A JP 63053459A JP 5345988 A JP5345988 A JP 5345988A JP H054169 B2 JPH054169 B2 JP H054169B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- slab
- continuous casting
- cooling
- cooling rate
- Prior art date
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Description
産業上の利用分野
本発明は含Ni低温用鋼の連続鋳造における表
面割れ防止方法に関するものである。 従来の技術 連続鋳造は、鉄鋼製造工程における造塊〜分塊
工程の省略に伴う歩留り向上、省エネルギー、省
力化等をもたらし、その適用分野は、板厚等の物
理的制限を除けば、ほぼ100％となりつつある。
９％Ni鋼に代表される一連の低温用Ni鋼（５〜
10％Ni）に対してもこの連続鋳造化が図られて
きた。 しかしながら、これら５％〜10％Niを含有す
る鋼は、一般の低合金鋼に比べて、600〜900℃に
おける靱性が著しく弱く（脆性を示し）また、組
織変態に伴う寸法変化が大きいことから、割れ感
受性が高い鋼種であり、連続鋳造時に鋳片の表面
割れや表面直下（表皮下）割れが生じやすく、次
工程の圧延の前に精整手入れを行う工程が必要と
なり、連続鋳造化のメリツトを充分に享受できて
いない。 連続鋳造におけるこれらの割れを引き起こす物
理的原因としては、(1)冷却帯における鋳片支持ロ
ール間での冷却水による冷却の際に、鋳片の幅方
向の温度不均一によつて生じる熱応力や、(2)ロー
ル間で鋳片が溶鋼の静圧によつてふくれることに
よる（バルジング）応力、また(3)弯曲型の連続鋳
造において、鋳片を弯曲部から水平部に曲げ戻す
際の矯正点における機械的な引つ張り応力（矯正
歪み）等が挙げられる。 そこで、従来から、これら含Ni鋼の連続鋳造
時の表面割れ発生を抑制、防止する対策として、
そもそも材料の靱性を高めるという点から、Ca
やTiを添加する方法（特開昭57−26141）等が報
告されている。しかし、これら材料の靱性を高め
る不純物元素の除去や微量元素の添加は鋳造前段
階の精錬工程で付加的な工程を必要とし、そのた
めの温度補償や精錬材、合金等精錬コストの増加
につながつている。 一方、特殊な微量元素等の添加は行わずに表面
割れを抑制するため、冷却帯での冷却水量を落と
し、かつ冷却スプレーの形状を水量密度が均一と
なるオーバルタイプノズルを用いる（鉄と鋼、67
（1980）、Ｓ−738）、ないしは気水ノズルを用いて
鋳片温度の均一化を図る方法や、また弯曲型連鋳
機においては、先述の矯正点を鋳片が通過する際
の鋳片表面温度を靱性が弱い温度領域にかからぬ
よう高温側に回避するために二次冷却帯において
950℃以下の領域を20℃／分以下の冷却速度で冷
却する緩冷の冷却パターンをとる方法（特開昭57
−32862）といつた鋳造条件側の改善が報告され
ている。 発明が解決しようとする課題 以上述べた各種の対策により、含Ni鋼の連続
鋳造時の表面割れは大幅に改善されてはきたが、
実際の連続鋳造過程においては、例えば弯曲連鋳
機の矯正点を高温で通過させるために、緩冷却パ
ターンを採用しても、鋳片幅方向エツジ部は、セ
ンター部に比べると鋳片内部からの復熱が少な
く、かつ放熱しやすいために、表面を靱性の弱い
温度以上に常に安定に確保することが難しいとい
う問題点が残つていた。 本発明は上述のような問題点に鑑み、研究を進
めてきた結果見出されたもので、その目的とする
ところは、含Ni鋼の連続鋳造に際して、鋳片表
面の温度履歴を制御することにより、従来靱性が
低下すると言われてきた温度領域においても、靱
性を向上させ、表面割れや表面下割れの発生を軽
減せしめ、次工程圧延前の鋳片手入れ工程を緩
和、省略することにある。 課題を解決するための手段 本発明は、特殊な微量元素を添加することな
く、Ni含有鋼を連続鋳造する際に、鋳片表面温
度の熱履歴を制御することにより、表面割れや表
面下割れを抑制する方法を提供するものであり、
その方法はNiを５〜10％含有する低温用鋼の連
続鋳造において、鋳片表面温度が1150℃から950
℃の領域において、鋳片表面の冷却速度を20℃／
分以下とすることを特徴とするものである。 作 用 以下、本発明を図面に基づき、詳細に説明す
る。 連続鋳造における表面割れの発生は、熱間延在
（靱性）の低下によるものであることは一般的に
知られたところである。表面割れが生じた場合、
その鋳片は次工程圧延前に表面の手入れを施す必
要があるが、この表面手入れ率と熱間延性の関係
についてはこれまでにも報告があり、高温引つ張
り試験で得られる断面の収縮率を表す絞り値
（RA）が60％以上であれば、手入れが非常に低
減するといわれている。 そこで、第１図に示すような連続鋳造の鋳片表
面が受けると考えられる熱履歴の中で、冷却速度
の影響をシミユレートした高温引つ張り試験を行
つた。こうの試験に供した材料の成分は第１表に
示すものである。また、この600〜900℃の温度領
域で靱性が低下する現象は、歪み速度が非常に遅
い場合に著しいことが報告されているため、歪み
速度としては１×10-3／秒という遅いもので試験
を行つた。
面割れ防止方法に関するものである。 従来の技術 連続鋳造は、鉄鋼製造工程における造塊〜分塊
工程の省略に伴う歩留り向上、省エネルギー、省
力化等をもたらし、その適用分野は、板厚等の物
理的制限を除けば、ほぼ100％となりつつある。
９％Ni鋼に代表される一連の低温用Ni鋼（５〜
10％Ni）に対してもこの連続鋳造化が図られて
きた。 しかしながら、これら５％〜10％Niを含有す
る鋼は、一般の低合金鋼に比べて、600〜900℃に
おける靱性が著しく弱く（脆性を示し）また、組
織変態に伴う寸法変化が大きいことから、割れ感
受性が高い鋼種であり、連続鋳造時に鋳片の表面
割れや表面直下（表皮下）割れが生じやすく、次
工程の圧延の前に精整手入れを行う工程が必要と
なり、連続鋳造化のメリツトを充分に享受できて
いない。 連続鋳造におけるこれらの割れを引き起こす物
理的原因としては、(1)冷却帯における鋳片支持ロ
ール間での冷却水による冷却の際に、鋳片の幅方
向の温度不均一によつて生じる熱応力や、(2)ロー
ル間で鋳片が溶鋼の静圧によつてふくれることに
よる（バルジング）応力、また(3)弯曲型の連続鋳
造において、鋳片を弯曲部から水平部に曲げ戻す
際の矯正点における機械的な引つ張り応力（矯正
歪み）等が挙げられる。 そこで、従来から、これら含Ni鋼の連続鋳造
時の表面割れ発生を抑制、防止する対策として、
そもそも材料の靱性を高めるという点から、Ca
やTiを添加する方法（特開昭57−26141）等が報
告されている。しかし、これら材料の靱性を高め
る不純物元素の除去や微量元素の添加は鋳造前段
階の精錬工程で付加的な工程を必要とし、そのた
めの温度補償や精錬材、合金等精錬コストの増加
につながつている。 一方、特殊な微量元素等の添加は行わずに表面
割れを抑制するため、冷却帯での冷却水量を落と
し、かつ冷却スプレーの形状を水量密度が均一と
なるオーバルタイプノズルを用いる（鉄と鋼、67
（1980）、Ｓ−738）、ないしは気水ノズルを用いて
鋳片温度の均一化を図る方法や、また弯曲型連鋳
機においては、先述の矯正点を鋳片が通過する際
の鋳片表面温度を靱性が弱い温度領域にかからぬ
よう高温側に回避するために二次冷却帯において
950℃以下の領域を20℃／分以下の冷却速度で冷
却する緩冷の冷却パターンをとる方法（特開昭57
−32862）といつた鋳造条件側の改善が報告され
ている。 発明が解決しようとする課題 以上述べた各種の対策により、含Ni鋼の連続
鋳造時の表面割れは大幅に改善されてはきたが、
実際の連続鋳造過程においては、例えば弯曲連鋳
機の矯正点を高温で通過させるために、緩冷却パ
ターンを採用しても、鋳片幅方向エツジ部は、セ
ンター部に比べると鋳片内部からの復熱が少な
く、かつ放熱しやすいために、表面を靱性の弱い
温度以上に常に安定に確保することが難しいとい
う問題点が残つていた。 本発明は上述のような問題点に鑑み、研究を進
めてきた結果見出されたもので、その目的とする
ところは、含Ni鋼の連続鋳造に際して、鋳片表
面の温度履歴を制御することにより、従来靱性が
低下すると言われてきた温度領域においても、靱
性を向上させ、表面割れや表面下割れの発生を軽
減せしめ、次工程圧延前の鋳片手入れ工程を緩
和、省略することにある。 課題を解決するための手段 本発明は、特殊な微量元素を添加することな
く、Ni含有鋼を連続鋳造する際に、鋳片表面温
度の熱履歴を制御することにより、表面割れや表
面下割れを抑制する方法を提供するものであり、
その方法はNiを５〜10％含有する低温用鋼の連
続鋳造において、鋳片表面温度が1150℃から950
℃の領域において、鋳片表面の冷却速度を20℃／
分以下とすることを特徴とするものである。 作 用 以下、本発明を図面に基づき、詳細に説明す
る。 連続鋳造における表面割れの発生は、熱間延在
（靱性）の低下によるものであることは一般的に
知られたところである。表面割れが生じた場合、
その鋳片は次工程圧延前に表面の手入れを施す必
要があるが、この表面手入れ率と熱間延性の関係
についてはこれまでにも報告があり、高温引つ張
り試験で得られる断面の収縮率を表す絞り値
（RA）が60％以上であれば、手入れが非常に低
減するといわれている。 そこで、第１図に示すような連続鋳造の鋳片表
面が受けると考えられる熱履歴の中で、冷却速度
の影響をシミユレートした高温引つ張り試験を行
つた。こうの試験に供した材料の成分は第１表に
示すものである。また、この600〜900℃の温度領
域で靱性が低下する現象は、歪み速度が非常に遅
い場合に著しいことが報告されているため、歪み
速度としては１×10-3／秒という遅いもので試験
を行つた。
【表】
この試験で得られた引つ張り温度と絞り値
（RA）の関係を第２図に示す。第２図において、
冷却速度が大きい場合には、従来から報告されて
いるように、600〜900℃の温度領域で靱性の低下
が見られるが、冷却速度を小さくしていくと徐々
に延性が回復している。第２図をもとに、800℃
で引つ張り試験を行つた際の1300℃から800℃ま
での冷却速度と絞り値（RA）の関係を第３図に
示す。第３図から、冷却速度20℃／分以下であれ
ば、最も靱性低下が見られる800℃の温度におけ
る絞り値（RA）が60％以上に確保できることが
わかつた。 この冷却速度を小さくすることにより延性が回
復する機構としては、従来この含Ni鋼が600〜
900℃の温度領域で靱性の低下を示す原因とて報
告されてきた、初晶のオーステナイト相の粒内
変形が生じにくくなり粒界すべり変形が生じる、
硫化物や酸化物、窒化物等の析出物が粒界に存
在すると、ボイドの核発生場所となり変形を助長
する、オーステナイトからフエライトへの相変
態時に、初期オーステナイトの粒界に沿つて生成
する変形応力の小さい初析フエイトに変形応力が
集中する、等の諸説に対して、靱性低下温度領域
よりも高温側での熱履歴が大きく影響しているこ
とから、冷却速度を小さくすることにより当初粒
界に存在していた析出物が成長し、もはや粒界の
みには存在しえない状態になつているためと推定
される。 よつて、例えば弯曲連鋳機で含Ni鋼を鋳造す
る場合に、従来報告されている矯正点を通過する
際の鋳片表面温度を靱性が低下する温度領域より
も高温側に回避する方法に対して、本発明である
鋳片表面温度が1150℃から950℃の領域での鋳片
表面の冷却速度を20℃／分以下とすれば、従来法
で割れの発生があつた鋳片表面温度で矯正点を通
過しても表面割れの発生を軽減、抑制できること
になる。 試験結果に基づけば鋳片表面温度が1300℃以下
の領域で20℃／分以下の冷却速度をとることが理
想的であるが、一般の連続鋳造機においては、水
冷鋳型による一次冷却帯を通過し、冷却水により
鋳片が直接冷却される、いわゆる二次冷却帯が始
まる際の鋳片表面温度は、鋳造速度や水冷鋳型の
冷却能力にもよるが1200℃程度であり、鋳型直下
で急激に冷却速度を低下させることは操業の定性
にも欠ける。よつて少なくとも1150℃以下での領
域の鋳片表面の冷却速度を20℃／分以下に維持し
なければならない。 また、弯曲連鋳機の矯正点を鋳片が通過する際
の表面温度を高く設定することが好ましいのは特
開昭57−32862で提案されている通りであるが、
特開昭57−32862の条件において鋳片センター部
に較べて放熱の大きい鋳片幅方向エツジ部の温度
を950℃以上に高く保つことは難しく、ここに本
発明は有効に作用する。すなわち、950℃以上の
高温を安定に確保できない部分について、靱性の
低下が生じ始める950℃までの冷却速度を20℃／
分以下に維持することが極めて重要となる。 ここで、鋳片表面温度が1150℃から950℃の領
域での冷却速度を制御する方法としては、種々の
連続鋳造機の冷却能力に適した方法を用いるわけ
であるが、この際に、冷却水による部分的な冷却
は可能な限り避け、例えば鋳片幅方向の水量密度
は極力均一に保ち温度分布の不均一を生じないよ
うに設定するのが好ましい。また、従来から鋼の
靱性低下に影響をおよぼすことが報告されてい
る、硫黄やりん、窒素等の不純物元素に関して、
これらの含有量を極力低下することが有効なこと
は言うまでもなく、本発明下においても、従来報
告されているように、硫黄0.003％以下、りん
0.010％いか、窒素0.004％如何に高純化を施すこ
とにより、その効果をより安定に得ることができ
好ましいものである。 実施例 溶銑予備処理〜転炉〜二次精錬により溶製し
た、第２表に示す９％Ni鋼を、弯曲半径
10.5mR、鋳込み点から矯正点までの距離17mの
１レードル２ストランドの弯曲型連続鋳造機の片
側のストランドで、本発明方法を用いて鋳造を行
つた。
（RA）の関係を第２図に示す。第２図において、
冷却速度が大きい場合には、従来から報告されて
いるように、600〜900℃の温度領域で靱性の低下
が見られるが、冷却速度を小さくしていくと徐々
に延性が回復している。第２図をもとに、800℃
で引つ張り試験を行つた際の1300℃から800℃ま
での冷却速度と絞り値（RA）の関係を第３図に
示す。第３図から、冷却速度20℃／分以下であれ
ば、最も靱性低下が見られる800℃の温度におけ
る絞り値（RA）が60％以上に確保できることが
わかつた。 この冷却速度を小さくすることにより延性が回
復する機構としては、従来この含Ni鋼が600〜
900℃の温度領域で靱性の低下を示す原因とて報
告されてきた、初晶のオーステナイト相の粒内
変形が生じにくくなり粒界すべり変形が生じる、
硫化物や酸化物、窒化物等の析出物が粒界に存
在すると、ボイドの核発生場所となり変形を助長
する、オーステナイトからフエライトへの相変
態時に、初期オーステナイトの粒界に沿つて生成
する変形応力の小さい初析フエイトに変形応力が
集中する、等の諸説に対して、靱性低下温度領域
よりも高温側での熱履歴が大きく影響しているこ
とから、冷却速度を小さくすることにより当初粒
界に存在していた析出物が成長し、もはや粒界の
みには存在しえない状態になつているためと推定
される。 よつて、例えば弯曲連鋳機で含Ni鋼を鋳造す
る場合に、従来報告されている矯正点を通過する
際の鋳片表面温度を靱性が低下する温度領域より
も高温側に回避する方法に対して、本発明である
鋳片表面温度が1150℃から950℃の領域での鋳片
表面の冷却速度を20℃／分以下とすれば、従来法
で割れの発生があつた鋳片表面温度で矯正点を通
過しても表面割れの発生を軽減、抑制できること
になる。 試験結果に基づけば鋳片表面温度が1300℃以下
の領域で20℃／分以下の冷却速度をとることが理
想的であるが、一般の連続鋳造機においては、水
冷鋳型による一次冷却帯を通過し、冷却水により
鋳片が直接冷却される、いわゆる二次冷却帯が始
まる際の鋳片表面温度は、鋳造速度や水冷鋳型の
冷却能力にもよるが1200℃程度であり、鋳型直下
で急激に冷却速度を低下させることは操業の定性
にも欠ける。よつて少なくとも1150℃以下での領
域の鋳片表面の冷却速度を20℃／分以下に維持し
なければならない。 また、弯曲連鋳機の矯正点を鋳片が通過する際
の表面温度を高く設定することが好ましいのは特
開昭57−32862で提案されている通りであるが、
特開昭57−32862の条件において鋳片センター部
に較べて放熱の大きい鋳片幅方向エツジ部の温度
を950℃以上に高く保つことは難しく、ここに本
発明は有効に作用する。すなわち、950℃以上の
高温を安定に確保できない部分について、靱性の
低下が生じ始める950℃までの冷却速度を20℃／
分以下に維持することが極めて重要となる。 ここで、鋳片表面温度が1150℃から950℃の領
域での冷却速度を制御する方法としては、種々の
連続鋳造機の冷却能力に適した方法を用いるわけ
であるが、この際に、冷却水による部分的な冷却
は可能な限り避け、例えば鋳片幅方向の水量密度
は極力均一に保ち温度分布の不均一を生じないよ
うに設定するのが好ましい。また、従来から鋼の
靱性低下に影響をおよぼすことが報告されてい
る、硫黄やりん、窒素等の不純物元素に関して、
これらの含有量を極力低下することが有効なこと
は言うまでもなく、本発明下においても、従来報
告されているように、硫黄0.003％以下、りん
0.010％いか、窒素0.004％如何に高純化を施すこ
とにより、その効果をより安定に得ることができ
好ましいものである。 実施例 溶銑予備処理〜転炉〜二次精錬により溶製し
た、第２表に示す９％Ni鋼を、弯曲半径
10.5mR、鋳込み点から矯正点までの距離17mの
１レードル２ストランドの弯曲型連続鋳造機の片
側のストランドで、本発明方法を用いて鋳造を行
つた。
【表】
鋳造の条件は以下の通りである。
鋳造速度：0.5ｍ／分
冷却方法：オーバルタイプスプレーノズル
冷却条件：比水量07／Kg
鋳型から下部、機端までの水量密度を第３表に
示す。
示す。
【表】
上記の条件で鋳造を行つた際に、鋳片表面に熱
電対を設置し測定した鋳片表面温度の結果を第４
図に示す。この図から、鋳片幅方向センター部
は、1150℃から矯正点前までの冷却速度が0.1
℃／秒（６℃／分）、矯正点通過時の鋳片表面温
度が980℃である。一方、幅方向エツジ部は矯正
点通過時の鋳片表面温度が800℃と低下している
が、1150℃から950℃までの冷却速度は0.3℃／秒
（18℃／分）であつた。この鋳片を、自然放令後
表面から２mm切削して表面観察した結果、健全な
表面が得られた。すなわち、エツジ部はこれまで
靱製が低下する温度領域で矯正点を通過している
にもかかわらず、1150℃から960℃までの冷却速
度を制御することで表面割れが抑制された。 比較例 上記実施例の鋳造時に、もう一方のストランド
で、実施例と同じ第２表に示す９％Ni鋼を冷却
条件をかけて鋳造を行つた。鋳造条件は以下に示
す通りである。 鋳造速度：1.0ｍ／分 冷却方法：オーバルタイプスプレーノズル 冷却条件：比水量1.3／Kg 第４表に示すように、鋳型下部の水量密度を高
めに設定した。
電対を設置し測定した鋳片表面温度の結果を第４
図に示す。この図から、鋳片幅方向センター部
は、1150℃から矯正点前までの冷却速度が0.1
℃／秒（６℃／分）、矯正点通過時の鋳片表面温
度が980℃である。一方、幅方向エツジ部は矯正
点通過時の鋳片表面温度が800℃と低下している
が、1150℃から950℃までの冷却速度は0.3℃／秒
（18℃／分）であつた。この鋳片を、自然放令後
表面から２mm切削して表面観察した結果、健全な
表面が得られた。すなわち、エツジ部はこれまで
靱製が低下する温度領域で矯正点を通過している
にもかかわらず、1150℃から960℃までの冷却速
度を制御することで表面割れが抑制された。 比較例 上記実施例の鋳造時に、もう一方のストランド
で、実施例と同じ第２表に示す９％Ni鋼を冷却
条件をかけて鋳造を行つた。鋳造条件は以下に示
す通りである。 鋳造速度：1.0ｍ／分 冷却方法：オーバルタイプスプレーノズル 冷却条件：比水量1.3／Kg 第４表に示すように、鋳型下部の水量密度を高
めに設定した。
【表】
上記の条件で鋳造を行つた際に、鋳片表面に熱
電対を設置し測定した鋳片表面温度の結果を第５
図に示す。この図から、矯正点通過時の鋳片表面
温度は900℃を確保しているが、1150℃から950℃
までの冷却速度は0.67℃／秒（40℃／分）であつ
た。 この鋳片を、自然放冷後表面から２mm切削して
表面観察した結果、鋳片幅方向各所にオーステナ
イトの粒界に沿つた１mm程の浅い割れが、鋳片表
面に観察された。このように、矯正点を通過する
際の温度を高温に維持しても、1150℃から950℃
までの間の冷却速度が20℃／分以上であると、割
れの発生を完全には抑制できない。 発明の効果 以上、本発明によれば、Niを５〜10％含有す
る低温用鋼の連続鋳造において、材料の靱製を向
上させるために特殊元素を添加することなく、
1150℃から950℃の領域での鋳片冷却温度を制御
することにより、鋳片の表面割れや表面下割れの
発生を効果的に軽減、抑制でき、これにより次工
程での圧延前における鋳片精整手入れ工程を軽
減、省略でき、連続鋳造のメリツトを生かした含
Ni低温用鋼の製造を行うことが可能となる効果
が得られた。 尚、実施例は弯曲型連続鋳造機での例を示した
が、垂直型連続鋳造機に適用できることは自明で
ある。
電対を設置し測定した鋳片表面温度の結果を第５
図に示す。この図から、矯正点通過時の鋳片表面
温度は900℃を確保しているが、1150℃から950℃
までの冷却速度は0.67℃／秒（40℃／分）であつ
た。 この鋳片を、自然放冷後表面から２mm切削して
表面観察した結果、鋳片幅方向各所にオーステナ
イトの粒界に沿つた１mm程の浅い割れが、鋳片表
面に観察された。このように、矯正点を通過する
際の温度を高温に維持しても、1150℃から950℃
までの間の冷却速度が20℃／分以上であると、割
れの発生を完全には抑制できない。 発明の効果 以上、本発明によれば、Niを５〜10％含有す
る低温用鋼の連続鋳造において、材料の靱製を向
上させるために特殊元素を添加することなく、
1150℃から950℃の領域での鋳片冷却温度を制御
することにより、鋳片の表面割れや表面下割れの
発生を効果的に軽減、抑制でき、これにより次工
程での圧延前における鋳片精整手入れ工程を軽
減、省略でき、連続鋳造のメリツトを生かした含
Ni低温用鋼の製造を行うことが可能となる効果
が得られた。 尚、実施例は弯曲型連続鋳造機での例を示した
が、垂直型連続鋳造機に適用できることは自明で
ある。
第１図は９％Ni鋼の高温引つ張り試験を行つ
た際の熱履歴を示すグラフ、第２図は９％Ni鋼
の高温引つ張り試験時の引つ張り温度と絞り値
（RA）の関係におよぼす冷却速度の影響を示し
たグラフ、第３図は800℃における高温引つ張り
試験時の冷却速度と絞り値（RA）の関係を示し
たグラフ、第４図、第５図は連続鋳造機で９％
Ni鋼を鋳造した際の鋳片表面温度を示したグラ
フである。
た際の熱履歴を示すグラフ、第２図は９％Ni鋼
の高温引つ張り試験時の引つ張り温度と絞り値
（RA）の関係におよぼす冷却速度の影響を示し
たグラフ、第３図は800℃における高温引つ張り
試験時の冷却速度と絞り値（RA）の関係を示し
たグラフ、第４図、第５図は連続鋳造機で９％
Ni鋼を鋳造した際の鋳片表面温度を示したグラ
フである。
Claims (1)
- １ Niを５〜10％含有する低温用鋼の連続鋳造
において、鋳片表面温度が1150℃から950℃の領
域の鋳片表面の冷却速度を20℃／分以下とするこ
とを特徴とする、含Ni鋼の連続鋳造における表
面割れ防止方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5345988A JPH01228644A (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | 含Ｎｉ鋼の連続鋳造における表面割れ防止方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5345988A JPH01228644A (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | 含Ｎｉ鋼の連続鋳造における表面割れ防止方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01228644A JPH01228644A (ja) | 1989-09-12 |
| JPH054169B2 true JPH054169B2 (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=12943445
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5345988A Granted JPH01228644A (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | 含Ｎｉ鋼の連続鋳造における表面割れ防止方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01228644A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100897143B1 (ko) * | 2002-07-26 | 2009-05-14 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 고 니켈 합금의 연속주조방법 |
| JP6597313B2 (ja) * | 2016-01-04 | 2019-10-30 | 日本製鉄株式会社 | Ｎｉ含有鋼の連続鋳造方法 |
| WO2024053276A1 (ja) * | 2022-09-09 | 2024-03-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼鋳片、連続鋳造方法及び、鋼鋳片の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61195761A (ja) * | 1985-02-26 | 1986-08-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状の良好な連続鋳造鋳片の製造法 |
-
1988
- 1988-03-09 JP JP5345988A patent/JPH01228644A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01228644A (ja) | 1989-09-12 |
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