JPS608134B2 - 含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法 - Google Patents
含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法Info
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- JPS608134B2 JPS608134B2 JP55099833A JP9983380A JPS608134B2 JP S608134 B2 JPS608134 B2 JP S608134B2 JP 55099833 A JP55099833 A JP 55099833A JP 9983380 A JP9983380 A JP 9983380A JP S608134 B2 JPS608134 B2 JP S608134B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面癖防止
方法に関するものである。
方法に関するものである。
連続鋳造は鉄鋼製造工程のなかで造塊〜分塊圧延工程の
省略、省エネルギー、省力化、歩蟹り向上などをもたら
すことから技術的発展がめざましく、質的量的にその適
用分野が拡大し、９％Ｎｉ鋼をはじめとする一連の低温
用含Ｎｉ鋼（５．５〜１０％Ｎｉ）もこの連続鋳造が通
用されつつある。
省略、省エネルギー、省力化、歩蟹り向上などをもたら
すことから技術的発展がめざましく、質的量的にその適
用分野が拡大し、９％Ｎｉ鋼をはじめとする一連の低温
用含Ｎｉ鋼（５．５〜１０％Ｎｉ）もこの連続鋳造が通
用されつつある。
しかしながら低温用含Ｎｉ鋼の連続鋳造による製造にお
いてはひとつの重要な問題がある。その問題とは５．５
〜１０％Ｎｉを含有する鋼は低合金鋼に比べて鏡片の表
面癖や表面下ワレの発生が激しく、圧延の前工程として
煩雑な手入れや軽分塊を必要とするということであり、
これがネックとなって蓮鏡化による上記のごときメリッ
トが十分に得られていないのが現状である。ところで、
表面癖の発生原因は、ｙ粒界に析出した第２相（硫化物
、窒化物）によって粒界が脆弱になった状態において、
ある限界値を越えた引張応力が表面近傍に負荷されたと
きに、第２相をとりかこむ形でボィドの核生成が生じ、
これらのボィドが凝集一連結して最終的な割れに至るこ
とによるものであることが一般に知られており、連続鋳
造においては冷却ゾーンにおけるロール間での応力ある
いは冷却−復熱の繰返し‘こ伴なう熱応力が発生してい
るため、普通造塊における鋳込み条件に比べて表面癖が
生じやすい条件にある。
いてはひとつの重要な問題がある。その問題とは５．５
〜１０％Ｎｉを含有する鋼は低合金鋼に比べて鏡片の表
面癖や表面下ワレの発生が激しく、圧延の前工程として
煩雑な手入れや軽分塊を必要とするということであり、
これがネックとなって蓮鏡化による上記のごときメリッ
トが十分に得られていないのが現状である。ところで、
表面癖の発生原因は、ｙ粒界に析出した第２相（硫化物
、窒化物）によって粒界が脆弱になった状態において、
ある限界値を越えた引張応力が表面近傍に負荷されたと
きに、第２相をとりかこむ形でボィドの核生成が生じ、
これらのボィドが凝集一連結して最終的な割れに至るこ
とによるものであることが一般に知られており、連続鋳
造においては冷却ゾーンにおけるロール間での応力ある
いは冷却−復熱の繰返し‘こ伴なう熱応力が発生してい
るため、普通造塊における鋳込み条件に比べて表面癖が
生じやすい条件にある。
このような連続鋳造における表面癖の発生防止対策とし
て、従来では、鋳込み温度や鋳込み速度などの鋳込み条
件をコントロールしたり、冷却帯での冷却水量などの冷
却条件を制御したりあるいは電磁縄梓を探用するなどの
方法がとられ、これで適用鋼種の拡大を図つているが、
前記含Ｎｉ鋼においては、上記のように鋳込み条件ある
いは冷却条件について制限を加えても、依然として表面
癖の発生をさげられなかったものである。本発明は前記
のような事情に鑑み研究を重ねて創案されたもので、そ
の目的とするところは、含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造によ
る製造に際して、銭込みあるいは冷却条件について何ら
制限を加えることなく含Ｎｉ低温用鋼銭片の表面庇や表
層下ワレの発生を適切に軽減ないし解消し、次工程の圧
延工程前における銭片の手入れを省略することができる
方法を提供することにある。
て、従来では、鋳込み温度や鋳込み速度などの鋳込み条
件をコントロールしたり、冷却帯での冷却水量などの冷
却条件を制御したりあるいは電磁縄梓を探用するなどの
方法がとられ、これで適用鋼種の拡大を図つているが、
前記含Ｎｉ鋼においては、上記のように鋳込み条件ある
いは冷却条件について制限を加えても、依然として表面
癖の発生をさげられなかったものである。本発明は前記
のような事情に鑑み研究を重ねて創案されたもので、そ
の目的とするところは、含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造によ
る製造に際して、銭込みあるいは冷却条件について何ら
制限を加えることなく含Ｎｉ低温用鋼銭片の表面庇や表
層下ワレの発生を適切に軽減ないし解消し、次工程の圧
延工程前における銭片の手入れを省略することができる
方法を提供することにある。
この目的を達成するため本発明は、含Ｎｉ低温用鋼の連
続鋳造における表面癖の発生原因とその解消策を長期に
わたり検討し、連続鋳造する含Ｎｉ低温用鋼の化学的成
分組成を特定することにより、表面庇や表層下ワレが生
じずまたそれに伴う手入れを必要としない良好な錆片を
得ることに成功したものである。
続鋳造における表面癖の発生原因とその解消策を長期に
わたり検討し、連続鋳造する含Ｎｉ低温用鋼の化学的成
分組成を特定することにより、表面庇や表層下ワレが生
じずまたそれに伴う手入れを必要としない良好な錆片を
得ることに成功したものである。
すなわち本発明は、Ｎｉ：５．５〜１０％を含有する低
温用鋼の連続鋳造において、前記鋼のＳ含有量、Ｎ含有
量およびＣａ含有量を夫々Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ
：０．００４５％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．００
７０％とし、これを連続鋳造することを特徴とするもの
であり、また上記において、さらにＴｉ含有量を０．０
０５〜０．０１５％とし連続鋳造することも特徴とする
ものである。
温用鋼の連続鋳造において、前記鋼のＳ含有量、Ｎ含有
量およびＣａ含有量を夫々Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ
：０．００４５％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．００
７０％とし、これを連続鋳造することを特徴とするもの
であり、また上記において、さらにＴｉ含有量を０．０
０５〜０．０１５％とし連続鋳造することも特徴とする
ものである。
以下本発明を添付図面に塞き詳細に説明する。
連続鋳造における表面癖の発生は、さきに述べたように
凝固したｙ温度域での熱間延性の低下と密接に関係して
いることはよく知られたところであり、表面癖の生じた
鏡片は手入れを行うことが必要であって、その表面庇の
発生率の大きい場合には鏡片の手入れ率も必然的に高く
なる。そこで本発明者らは前記銭片手入れ率と高温での
熱間延性の関係を定量的に得るため、まず、Ｓｉ−Ｍｎ
鋼およびこれに少量のＮｂ、Ｖを添加した鋼について高
温引張試験を行い、絞り値（ＲＡ）と手入れ率との関係
を調べた。
凝固したｙ温度域での熱間延性の低下と密接に関係して
いることはよく知られたところであり、表面癖の生じた
鏡片は手入れを行うことが必要であって、その表面庇の
発生率の大きい場合には鏡片の手入れ率も必然的に高く
なる。そこで本発明者らは前記銭片手入れ率と高温での
熱間延性の関係を定量的に得るため、まず、Ｓｉ−Ｍｎ
鋼およびこれに少量のＮｂ、Ｖを添加した鋼について高
温引張試験を行い、絞り値（ＲＡ）と手入れ率との関係
を調べた。
その結果を第１図に示す。図中１は手入れがほとんど不
要な範囲、０は手入れにより使用可能な範囲、ｍは重手
入れのため使用不可能な範囲である。なお、ここでの高
温引張試験で用いた熱履歴は、第２図で示すように、連
続鋳造において銭片表面が受けるであろうと考えられる
数多〈の熱履歴をシュミレーションしたもので、第２図
ａは凝固後表面が冷却されたままの状態で温度で熱応力
またはロールによって応力を受ける場合、第２図ｂは表
面がいったん冷却されるが復熱して温度が上がった状態
で応力を受ける場合に夫々相当するものである。上記第
１図から明らかなように、絞り値 （ＲＡ）の低いものは手入れ率が高く、かつ重手入れを
要するため使用不可能となる銭片もある。
要な範囲、０は手入れにより使用可能な範囲、ｍは重手
入れのため使用不可能な範囲である。なお、ここでの高
温引張試験で用いた熱履歴は、第２図で示すように、連
続鋳造において銭片表面が受けるであろうと考えられる
数多〈の熱履歴をシュミレーションしたもので、第２図
ａは凝固後表面が冷却されたままの状態で温度で熱応力
またはロールによって応力を受ける場合、第２図ｂは表
面がいったん冷却されるが復熱して温度が上がった状態
で応力を受ける場合に夫々相当するものである。上記第
１図から明らかなように、絞り値 （ＲＡ）の低いものは手入れ率が高く、かつ重手入れを
要するため使用不可能となる銭片もある。
そして絞り値（ＲＡ）の上昇に伴い銭片の手入れ率が減
少し、７０％以上の絞り値（ＲＡ）では手入れ率は５％
以下となり、かつ手入れのやり方も軽くて済んでいる。
そこで次に、低合金鋼の代表的鋼種であるＳｉ−Ｍｎ鋼
と含Ｎｉ抵温用鋼の代表的鋼と含Ｎｉ抵溢用鋼種である
９％Ｎｉ鋼との熱間延性の違いを前記した第２図ａのよ
うな熱履歴で比較してみると第３図のごとくである。
少し、７０％以上の絞り値（ＲＡ）では手入れ率は５％
以下となり、かつ手入れのやり方も軽くて済んでいる。
そこで次に、低合金鋼の代表的鋼種であるＳｉ−Ｍｎ鋼
と含Ｎｉ抵温用鋼の代表的鋼と含Ｎｉ抵溢用鋼種である
９％Ｎｉ鋼との熱間延性の違いを前記した第２図ａのよ
うな熱履歴で比較してみると第３図のごとくである。
第３図において、１は表面癖発生の危険が小さいかまた
はなく、従って軽い手入れまたは全く手入れが不要な範
囲であり、０‘ま表面庇発生の危険性があり従って手入
れを要する範囲であり、ｍは表面癖発生の危険性が大で
、重手入れを要するかまたは使用不可能な範囲である。
なお、上記試験に用いた２種の銅の化学的組成を下記第
１表に示す。第１表 この第３図からＳｉ−Ｍｎ鋼と９％Ｎｉ鋼においては絞
り値（ＲＡ）に著しい差があることがわかる。
はなく、従って軽い手入れまたは全く手入れが不要な範
囲であり、０‘ま表面庇発生の危険性があり従って手入
れを要する範囲であり、ｍは表面癖発生の危険性が大で
、重手入れを要するかまたは使用不可能な範囲である。
なお、上記試験に用いた２種の銅の化学的組成を下記第
１表に示す。第１表 この第３図からＳｉ−Ｍｎ鋼と９％Ｎｉ鋼においては絞
り値（ＲＡ）に著しい差があることがわかる。
このような違いの生ずる原因は次のとおりである。すな
わち、そのひとつは、Ｓｉ−Ｍｎ鋼などの低合金鋼では
オーステナィト温度城が７００℃以上であるのに対し、
含Ｎｉ鋼では凝固温度から４５０〜６００００付近の低
い温度まで著しく広い範囲で存在するため、前記したｙ
粒界析出第２相によるｙ粒界の脆弱化を基因とする割れ
発生危険性の温度範囲が広いということである。
わち、そのひとつは、Ｓｉ−Ｍｎ鋼などの低合金鋼では
オーステナィト温度城が７００℃以上であるのに対し、
含Ｎｉ鋼では凝固温度から４５０〜６００００付近の低
い温度まで著しく広い範囲で存在するため、前記したｙ
粒界析出第２相によるｙ粒界の脆弱化を基因とする割れ
発生危険性の温度範囲が広いということである。
これを敷千行すると、第３図の９％Ｎｊ鋼およびＳｉ−
Ｍｎ鋼両鋼にみられるように、オーステナィトがフェラ
イトに変態しはじめ、フェライト量が増すにつれ絞り値
（ＲＡ）が急激に改善されてくる。
Ｍｎ鋼両鋼にみられるように、オーステナィトがフェラ
イトに変態しはじめ、フェライト量が増すにつれ絞り値
（ＲＡ）が急激に改善されてくる。
これは、フェライトとオーステナィト両者の性質が相違
するということのほかに、オーステナィト→フェライト
変態はまずオーステナィト粒界から開始するものである
から、オーステナイトのときに粒界に存在し絞り値（Ｒ
Ａ）を低下せしめていた粒界析出物は、変態開始ととも
にこの変態が最初に起る個所に存在するのでフェライト
粒内にとり込まれ、新たに生ずるフェライトーオーステ
ナイト粒界にはこれら析出物が存在しなくなることも大
きな理由のひとつとなっているものと考えられる。また
ｙ粒界に析出物の存在することが熱間延性に悪影響を及
ぼしていることは、第３図および後述する第４図におい
て試験温度Ｔが一定温度を超え前記析出物が溶け込むと
、オーステナィトという組織状態には変りがないのに絞
り値（ＲＡ）が急激に回復することから明らかであろう
。また、Ｓｉ−Ｍｎ鋼と９％Ｎｉ鋼で絞り値（ＲＡ）に
大きな差が現われる理由としては凝固組織の相違がある
。
するということのほかに、オーステナィト→フェライト
変態はまずオーステナィト粒界から開始するものである
から、オーステナイトのときに粒界に存在し絞り値（Ｒ
Ａ）を低下せしめていた粒界析出物は、変態開始ととも
にこの変態が最初に起る個所に存在するのでフェライト
粒内にとり込まれ、新たに生ずるフェライトーオーステ
ナイト粒界にはこれら析出物が存在しなくなることも大
きな理由のひとつとなっているものと考えられる。また
ｙ粒界に析出物の存在することが熱間延性に悪影響を及
ぼしていることは、第３図および後述する第４図におい
て試験温度Ｔが一定温度を超え前記析出物が溶け込むと
、オーステナィトという組織状態には変りがないのに絞
り値（ＲＡ）が急激に回復することから明らかであろう
。また、Ｓｉ−Ｍｎ鋼と９％Ｎｉ鋼で絞り値（ＲＡ）に
大きな差が現われる理由としては凝固組織の相違がある
。
すなわち、Ｓｉ−Ｍｎ鋼などの低合金鋼では溶鋼から６
凝固しｙへと変態するので、連続鋳造冷却過程での凝固
表層部の冷却−復熱に従って６日ッの変態が繰返され、
そのため表面癖あるいは表面下ワレの出やすし、表層お
よびその近傍の凝固組織は等鞠晶となり、一定深さ以上
に内部に入ってから柱状晶となる。これに対し、Ｎｉ鋼
では、漆鋼から直ちにｙ凝固するので、連続鋳造冷却過
程で凝固後の冷却−復熱の繰返しが行われても変態せず
、表層または表層値下から柱状晶が内部に何かつて発達
する。このような組織は長手方向の応力によって割れの
発生の危険性が大きい。さらにＮｊ鋼では一定応力に対
する割れ感受性が低合金鋼に比べて高いこともその理由
である。以上の結果として、第３図に示されたように、
Ｎｉ鋼では低い熱間延性領域が広範囲の温度領域にわた
って存在し、かつ、延性値（ＲＡ）そのものも低くなる
。しかも、Ｎｉ鋼ではＭｎ量を各種の規定で０．５％前
後程度と低くしているが、このためにＭｎＳは復熱−冷
却に従って園溶一ｙ粒界再析出し、Ｓによる悪影響の感
受性が強い特徴がある。以上のようなことから、Ｎｉ鋼
において表面癖を防止するには、上記のＮｉ鋼の特殊性
を認めつつ、あらゆる熱履歴において絞り値（ＲＡ）を
高める必要があり、具体的には、第１図からわかるよう
に、絞り値（ＲＡ）を７０％以上に改善することが冶金
的指標であるといえる。
凝固しｙへと変態するので、連続鋳造冷却過程での凝固
表層部の冷却−復熱に従って６日ッの変態が繰返され、
そのため表面癖あるいは表面下ワレの出やすし、表層お
よびその近傍の凝固組織は等鞠晶となり、一定深さ以上
に内部に入ってから柱状晶となる。これに対し、Ｎｉ鋼
では、漆鋼から直ちにｙ凝固するので、連続鋳造冷却過
程で凝固後の冷却−復熱の繰返しが行われても変態せず
、表層または表層値下から柱状晶が内部に何かつて発達
する。このような組織は長手方向の応力によって割れの
発生の危険性が大きい。さらにＮｊ鋼では一定応力に対
する割れ感受性が低合金鋼に比べて高いこともその理由
である。以上の結果として、第３図に示されたように、
Ｎｉ鋼では低い熱間延性領域が広範囲の温度領域にわた
って存在し、かつ、延性値（ＲＡ）そのものも低くなる
。しかも、Ｎｉ鋼ではＭｎ量を各種の規定で０．５％前
後程度と低くしているが、このためにＭｎＳは復熱−冷
却に従って園溶一ｙ粒界再析出し、Ｓによる悪影響の感
受性が強い特徴がある。以上のようなことから、Ｎｉ鋼
において表面癖を防止するには、上記のＮｉ鋼の特殊性
を認めつつ、あらゆる熱履歴において絞り値（ＲＡ）を
高める必要があり、具体的には、第１図からわかるよう
に、絞り値（ＲＡ）を７０％以上に改善することが冶金
的指標であるといえる。
本発明はこのような知見から、従来低温用Ｎｉ鋼におい
て不可能であった７０％以上の絞り値（ＲＡ）を、連続
鋳造での鋳込みあるいは冷却条件を何ら制限することな
く、化学成分の調整という手法で解決したもので、その
基本的な考えは、前述したｙ粒界析出第２相（硫化物、
窒化物）を完全に制御すること、つまり、ＭｎＳなどの
硫化物およびＡそＮなどの窒化物の析出を防ぐことによ
り絞り値（ＲＡ）７０％以上を得ることにある。すなわ
ち、具体的には、ｙ凝固するＮｉ鋼を連続鋳造するに際
して、用鋼に、｛１１ 鋼中不純物としてＮ量およびＳ
量をそれぞれ０．００４５％以下、０．００２０％以下
とし、Ｃａを０．００２０〜０．００７０％の範囲で含
有させる。
て不可能であった７０％以上の絞り値（ＲＡ）を、連続
鋳造での鋳込みあるいは冷却条件を何ら制限することな
く、化学成分の調整という手法で解決したもので、その
基本的な考えは、前述したｙ粒界析出第２相（硫化物、
窒化物）を完全に制御すること、つまり、ＭｎＳなどの
硫化物およびＡそＮなどの窒化物の析出を防ぐことによ
り絞り値（ＲＡ）７０％以上を得ることにある。すなわ
ち、具体的には、ｙ凝固するＮｉ鋼を連続鋳造するに際
して、用鋼に、｛１１ 鋼中不純物としてＮ量およびＳ
量をそれぞれ０．００４５％以下、０．００２０％以下
とし、Ｃａを０．００２０〜０．００７０％の範囲で含
有させる。
■‘１’での成分調整に加えて、Ｔｉを０．００５〜０
．０１５％の範囲で添加する。
．０１５％の範囲で添加する。
ものであり、｛２｝によればさらに絞り値（ＲＡ）を向
上させることが可能である。
上させることが可能である。
本発明において上記成分を限定した理由は次のとおり
である。まず、Ｎ量については、これが０．００４５％
を超えると固溶Ａそ、Ｎがｙ低温城においてＡクＮとし
て粒界を脆弱とし、ＲＡ値７０％以上を得ることができ
ない。次にＳ量は、これが０．００２０％を超えると、
Ｃａを添加しても連続鋳造冷却過程においてＭｎＳが固
溶−ｙ粒界再析出してｙ粒界を脆弱とし、ＲＡ値７０％
を得ることができない。Ｃａはオキシサルフアィドとし
てＭｎＳの形態を変化させ、冷却過程におてＭｎＳの固
溶再析出を防いでマトリックス中に分散させたままとし
、粒界への再析出を防止する役割をはたすものであるが
、その量が０．００２０％未満では前記効果がなく、ま
た０．００７０％を超えると鋼の清浄性が悪くなり、製
品の材質を害する。この理由からＣａ量を限定したので
ある。次いで【汎こおけるＴｉは、凝固過程においてｙ
の高温城でＮをＴＩＮとしてマトリックス中に分散させ
、ッ低温城での固溶ＡＺ、ＮがＡ〆Ｎとして粒界析出す
るのを防ぐ。
である。まず、Ｎ量については、これが０．００４５％
を超えると固溶Ａそ、Ｎがｙ低温城においてＡクＮとし
て粒界を脆弱とし、ＲＡ値７０％以上を得ることができ
ない。次にＳ量は、これが０．００２０％を超えると、
Ｃａを添加しても連続鋳造冷却過程においてＭｎＳが固
溶−ｙ粒界再析出してｙ粒界を脆弱とし、ＲＡ値７０％
を得ることができない。Ｃａはオキシサルフアィドとし
てＭｎＳの形態を変化させ、冷却過程におてＭｎＳの固
溶再析出を防いでマトリックス中に分散させたままとし
、粒界への再析出を防止する役割をはたすものであるが
、その量が０．００２０％未満では前記効果がなく、ま
た０．００７０％を超えると鋼の清浄性が悪くなり、製
品の材質を害する。この理由からＣａ量を限定したので
ある。次いで【汎こおけるＴｉは、凝固過程においてｙ
の高温城でＮをＴＩＮとしてマトリックス中に分散させ
、ッ低温城での固溶ＡＺ、ＮがＡ〆Ｎとして粒界析出す
るのを防ぐ。
ただその添加量が０．００５％未満では前記効果がなく
、７０％以上のＲＡ値が得られない。しかし０．０１５
％を超えて添加することは不必要であり、かつＴＩＣの
ような微細析出物により製品の強度が大幅に上昇して鞠
性の劣化を招く恐れがあるので好ましくない。本発明が
適用される組成は、Ｎｊ：５．５〜１０．０％を含むこ
とが必須条件であるだけであって、上記以外の他の成分
については特に限定する必要はない。
、７０％以上のＲＡ値が得られない。しかし０．０１５
％を超えて添加することは不必要であり、かつＴＩＣの
ような微細析出物により製品の強度が大幅に上昇して鞠
性の劣化を招く恐れがあるので好ましくない。本発明が
適用される組成は、Ｎｊ：５．５〜１０．０％を含むこ
とが必須条件であるだけであって、上記以外の他の成分
については特に限定する必要はない。
ただし公知の含Ｎｉ低温用鋼と同様Ｎｉ以外は、Ｃ：○
‐０２〜０‐１０％、Ｓｊ；○‐０２〜０‐０５％、Ｍ
ｎ：０．３５〜０．８５％、ＳｏそＡそ：０．００５〜
０．０５０％、残部鉄および不可避的不純物からなる銅
、または上記の他にＣｕ：０．５％以下、Ｃｙ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下の一種又は２種以上を含有
する鋼であることが好ましいことはいうまでもない。な
お、Ｎｉ：５．５％未満では液相−６一ｙの凝固過程を
とるため本発明の適用範囲外であり「Ｎｉ：１０％を超
えて含有させてもそのＮｊ増加に見合う低温鰯性の改善
がみられないのでやはり本発明の適用範園外である。そ
して、あとは上記のような成分調整した含Ｎｉ低温用鋼
を連続鋳造するものであって、その連続鋳造に際しては
、特別な条件の制限（鋳込み条件、冷却条件）は何も必
要とせず、常法に従い連続鋳造を行うだけでよい。
‐０２〜０‐１０％、Ｓｊ；○‐０２〜０‐０５％、Ｍ
ｎ：０．３５〜０．８５％、ＳｏそＡそ：０．００５〜
０．０５０％、残部鉄および不可避的不純物からなる銅
、または上記の他にＣｕ：０．５％以下、Ｃｙ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下の一種又は２種以上を含有
する鋼であることが好ましいことはいうまでもない。な
お、Ｎｉ：５．５％未満では液相−６一ｙの凝固過程を
とるため本発明の適用範囲外であり「Ｎｉ：１０％を超
えて含有させてもそのＮｊ増加に見合う低温鰯性の改善
がみられないのでやはり本発明の適用範園外である。そ
して、あとは上記のような成分調整した含Ｎｉ低温用鋼
を連続鋳造するものであって、その連続鋳造に際しては
、特別な条件の制限（鋳込み条件、冷却条件）は何も必
要とせず、常法に従い連続鋳造を行うだけでよい。
以上の方法で絞り値（ＲＡ）が７０％以上に達し、表面
癖や表層下ワレの防止された良好な蓮銭片が得られる。
次に本発明の具体的な実施例を示すと下記のごとくであ
る。
癖や表層下ワレの防止された良好な蓮銭片が得られる。
次に本発明の具体的な実施例を示すと下記のごとくであ
る。
実施例
本発明を適用しｙ凝固Ｎｉ鋼の代表的鋼種である９％Ｎ
ｉ鋼を連続鋳造した、第２表に供試鋼の化学成分を示す
。
ｉ鋼を連続鋳造した、第２表に供試鋼の化学成分を示す
。
各供試鋼の連続鋳造での熱履歴をこれに対する熱間延性
試験結果を第４図ないし第６図に示す。第２ 上記第２表および第４図ないし第６図から明らかなよう
に、従来鋼（１：通常鋼、２：Ｓ量を低めた鋼、３：Ｔ
ｉ添加鋼）に比べ、本発明鋼（４：低Ｓ−Ｃａ、５．６
：低Ｓ−Ｃａ−Ｔｉ）では熱間延性が大幅に優れ、いず
れの熱履歴でも７０％以上の絞り値（ＲＡ）を示してい
る。
試験結果を第４図ないし第６図に示す。第２ 上記第２表および第４図ないし第６図から明らかなよう
に、従来鋼（１：通常鋼、２：Ｓ量を低めた鋼、３：Ｔ
ｉ添加鋼）に比べ、本発明鋼（４：低Ｓ−Ｃａ、５．６
：低Ｓ−Ｃａ−Ｔｉ）では熱間延性が大幅に優れ、いず
れの熱履歴でも７０％以上の絞り値（ＲＡ）を示してい
る。
このことからさきの第１図や第３図に照らして明らかな
ように銭片の表面庇や表層下ワレの発生を効果的に防止
し得るもろである。次に、前記した各成分の限定範囲を
明確にするため、すべての熱履歴での最も低い絞り値（
ＲＡ）とＳ量、Ｎ量の関係およびＣａ添加、Ｔｉ添加の
効果を、第２表に示した鋼以外のＮｊ鋼での多くのデー
タを含めて検討した。
ように銭片の表面庇や表層下ワレの発生を効果的に防止
し得るもろである。次に、前記した各成分の限定範囲を
明確にするため、すべての熱履歴での最も低い絞り値（
ＲＡ）とＳ量、Ｎ量の関係およびＣａ添加、Ｔｉ添加の
効果を、第２表に示した鋼以外のＮｊ鋼での多くのデー
タを含めて検討した。
その結果を第７図に示す。第７図の｛ａ）欄において、
白印はＣａなし、黒色はＣａ添加鋼、黒印に横線を引い
た印はＣａ−Ｔｉ鋼である。
白印はＣａなし、黒色はＣａ添加鋼、黒印に横線を引い
た印はＣａ−Ｔｉ鋼である。
この図から斜線の領域つまりＳを０．００２０％以下、
Ｎを０．００４５％以下としかつＣａを添加した鋼にお
いてのみ絞り値（ＲＡ）７０％以上が得られることがわ
かる。また第７図｛ｂー欄において、白印はＴｉ添加鋼
、黒印はＴｉ−Ｃａ鋼を示すものであるが、この図から
、斜線の領域すなわちＳを０．００２０％以下、Ｎを０
．００４５％以下にしてＴｉとＣａを同時添加した鋼に
おいて絞り値（ＲＡ）７０％以上が得られ、しかもこの
場合には、Ｃａ単独添加鋼よりも一段と良好な絞り値が
得られていることがわかる。
Ｎを０．００４５％以下としかつＣａを添加した鋼にお
いてのみ絞り値（ＲＡ）７０％以上が得られることがわ
かる。また第７図｛ｂー欄において、白印はＴｉ添加鋼
、黒印はＴｉ−Ｃａ鋼を示すものであるが、この図から
、斜線の領域すなわちＳを０．００２０％以下、Ｎを０
．００４５％以下にしてＴｉとＣａを同時添加した鋼に
おいて絞り値（ＲＡ）７０％以上が得られ、しかもこの
場合には、Ｃａ単独添加鋼よりも一段と良好な絞り値が
得られていることがわかる。
なお、本発明鋼を連続鋳造後一方向圧延し、鋼板として
９％Ｎｉ鋼の通常の熱処理を行い強度・靭性を確認した
結果によると従来鋼に比べて特に延性値が高くかつ異万
性が少ないという良好な性能が得られた。
９％Ｎｉ鋼の通常の熱処理を行い強度・靭性を確認した
結果によると従来鋼に比べて特に延性値が高くかつ異万
性が少ないという良好な性能が得られた。
以上説明した本発明によるときには、Ｎｉ：５．５〜１
０％を含有する低温用鋼の連続鋳造において、鋳込みあ
るいは冷却条件について何ら制限を加えることなく、連
続鋳造する鋼そのものの組成を特定することにより、連
続鋳造上問題となる銭片の表面癖や表層下ワレの発生を
効果的に防止でき、これにより、次行程の圧延工程前に
おける銭片の手入れという煩雑な作業を省略して蓮鋳化
によるメリットを十分に生かした含Ｎｉ低温用鋼の製造
を行うことが可能になるというすぐれた効果が得られる
。
０％を含有する低温用鋼の連続鋳造において、鋳込みあ
るいは冷却条件について何ら制限を加えることなく、連
続鋳造する鋼そのものの組成を特定することにより、連
続鋳造上問題となる銭片の表面癖や表層下ワレの発生を
効果的に防止でき、これにより、次行程の圧延工程前に
おける銭片の手入れという煩雑な作業を省略して蓮鋳化
によるメリットを十分に生かした含Ｎｉ低温用鋼の製造
を行うことが可能になるというすぐれた効果が得られる
。
第１図はＳｉ−Ｍｎ鋼およびこれに少量のＮｂ、Ｖを添
加した鋼を高温引張試験し熱間延性と鋼片手入れ率との
関係を求めた結果を示すグラフ、第２図ａ，ｂは第１図
の高温引張試験で用いた熱履歴を示すグラフ、第３図は
９％Ｎｉ鋼とＳｉ−Ｍｎ鋼の熱間延性の違いを試験した
結果を示すグラフ、第４図ないし第６図は本発明法と従
釆法による各熱履歴での熱間延性試験結果を示すグラフ
、第７図は熱間延性（ＲＡ値）７０％以上を得るための
Ｓ量、Ｎ量、Ｃａ量、Ｔｉ量の最適範囲を示すグラフで
ある。 第１図 第２図 第３図 第４図 第５図 第６図 第７図
加した鋼を高温引張試験し熱間延性と鋼片手入れ率との
関係を求めた結果を示すグラフ、第２図ａ，ｂは第１図
の高温引張試験で用いた熱履歴を示すグラフ、第３図は
９％Ｎｉ鋼とＳｉ−Ｍｎ鋼の熱間延性の違いを試験した
結果を示すグラフ、第４図ないし第６図は本発明法と従
釆法による各熱履歴での熱間延性試験結果を示すグラフ
、第７図は熱間延性（ＲＡ値）７０％以上を得るための
Ｓ量、Ｎ量、Ｃａ量、Ｔｉ量の最適範囲を示すグラフで
ある。 第１図 第２図 第３図 第４図 第５図 第６図 第７図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｎｉ：５．５〜１０％を含有する低温用鋼の連続鋳
造において、前記鋼のＳ含有量とＮ含有量およびＣａ含
有量を夫々Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ：０．０４５％
以下、Ｃａ：０．００２０〜０．００７０％とし、これ
を連続鋳造することを特徴とする含Ｎｉ低温用鋼の連続
鋳造における表面疵防止方法。 ２ Ｎｉ：５．５〜１０％を含有する低温用鋼の連続鋳
造において、前記鋼のＳ含有量とＮ含有量およびＣａ含
有量を夫々Ｓ；０．００２０％以下、Ｎ：０．００４５
％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．００７０％とし、さ
らにＴｉ含有量を０．００５〜０．０１５％とし、これ
を連続鋳造することを特徴とする含Ｎｉ低温用鋼の連続
鋳造における表面疵防止方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55099833A JPS608134B2 (ja) | 1980-07-23 | 1980-07-23 | 含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法 |
| US06/286,032 US4408652A (en) | 1980-07-23 | 1981-07-22 | Method of continuously casting nickel containing steel wherein surface cracks are prevented |
| GB8122579A GB2080333B (en) | 1980-07-23 | 1981-07-22 | A method of preventing surface cracks on ni-containing continuously cast steel products |
| DE3129154A DE3129154C2 (de) | 1980-07-23 | 1981-07-23 | Verfahren zur Verhinderung der Rißbildung der Oberfläche beim Stranggießen eines 9%-Ni-Stahls |
| CA000382310A CA1168480A (en) | 1980-07-23 | 1981-07-23 | Prevention method of surface crackings on ni- containing, continuously cast steel products |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55099833A JPS608134B2 (ja) | 1980-07-23 | 1980-07-23 | 含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5726141A JPS5726141A (en) | 1982-02-12 |
| JPS608134B2 true JPS608134B2 (ja) | 1985-03-01 |
Family
ID=14257809
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55099833A Expired JPS608134B2 (ja) | 1980-07-23 | 1980-07-23 | 含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4408652A (ja) |
| JP (1) | JPS608134B2 (ja) |
| CA (1) | CA1168480A (ja) |
| DE (1) | DE3129154C2 (ja) |
| GB (1) | GB2080333B (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4657066A (en) * | 1985-06-28 | 1987-04-14 | Allegheny Ludlum Corporation | Method of continuous casting slabs to produce good surface quality hot-rolled band |
| US4802436A (en) * | 1987-07-21 | 1989-02-07 | Williams Gold Refining Company | Continuous casting furnace and die system of modular design |
| 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 |
| JP7508018B2 (ja) * | 2021-05-25 | 2024-07-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｎｉ含有鋼鋳片の製造方法 |
| KR20250044342A (ko) * | 2022-09-09 | 2025-03-31 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강 주편, 연속 주조 방법 및 강 주편의 제조 방법 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU595418A1 (ru) * | 1976-07-06 | 1978-02-28 | Предприятие П/Я В-2869 | Сталь дл отливок |
| JPS5810444B2 (ja) * | 1979-03-28 | 1983-02-25 | 住友金属工業株式会社 | 耐水素誘起割れ性のすぐれた鋼板の製造法 |
-
1980
- 1980-07-23 JP JP55099833A patent/JPS608134B2/ja not_active Expired
-
1981
- 1981-07-22 US US06/286,032 patent/US4408652A/en not_active Expired - Fee Related
- 1981-07-22 GB GB8122579A patent/GB2080333B/en not_active Expired
- 1981-07-23 CA CA000382310A patent/CA1168480A/en not_active Expired
- 1981-07-23 DE DE3129154A patent/DE3129154C2/de not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4408652A (en) | 1983-10-11 |
| DE3129154A1 (de) | 1982-03-25 |
| GB2080333A (en) | 1982-02-03 |
| DE3129154C2 (de) | 1987-03-19 |
| GB2080333B (en) | 1984-04-18 |
| JPS5726141A (en) | 1982-02-12 |
| CA1168480A (en) | 1984-06-05 |
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