JPH04313449A - 内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法 - Google Patents
内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法Info
- Publication number
- JPH04313449A JPH04313449A JP10659691A JP10659691A JPH04313449A JP H04313449 A JPH04313449 A JP H04313449A JP 10659691 A JP10659691 A JP 10659691A JP 10659691 A JP10659691 A JP 10659691A JP H04313449 A JPH04313449 A JP H04313449A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- interface
- steel
- continuous casting
- steel material
- internal quality
- 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.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 33
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 33
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 15
- 238000005266 casting Methods 0.000 title description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 27
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims abstract description 20
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 claims abstract description 7
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 14
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 12
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 230000004907 flux Effects 0.000 claims description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 3
- 230000003068 static effect Effects 0.000 claims description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 abstract description 11
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 27
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 6
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 6
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 5
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 4
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 3
- JZQOJFLIJNRDHK-CMDGGOBGSA-N alpha-irone Chemical compound CC1CC=C(C)C(\C=C\C(C)=O)C1(C)C JZQOJFLIJNRDHK-CMDGGOBGSA-N 0.000 description 3
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 2
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 2
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 230000008602 contraction Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、連続鋳造で直接複合鋼
材を製造し、それを圧延して複層鋼板とする際に、連続
鋳造段階での内部欠陥の発生を防止する方法に関するも
のである。
材を製造し、それを圧延して複層鋼板とする際に、連続
鋳造段階での内部欠陥の発生を防止する方法に関するも
のである。
【0002】
【従来の技術】すでに、連鋳鋳型内に鋳片の厚みを横切
る方向の直流磁束を全幅に亙って付与し、該直流磁束に
よって鋳型上下方向に形成される静磁場帯を境界として
その上下に組成の異なる溶融金属を供給する複合金属材
の連続鋳造方法が特開昭63―108947号公報に開
示されている。
る方向の直流磁束を全幅に亙って付与し、該直流磁束に
よって鋳型上下方向に形成される静磁場帯を境界として
その上下に組成の異なる溶融金属を供給する複合金属材
の連続鋳造方法が特開昭63―108947号公報に開
示されている。
【0003】このように鋳型内に異なる組成の溶融金属
を供給する方法において、注湯量制御バランスの乱れ等
が生じた場合、静磁場帯内で両溶融金属が混合した領域
が形成され、鋳片凝固組織において内外層界面近傍に異
層を形成する(これを以下遷移層と呼ぶ)。
を供給する方法において、注湯量制御バランスの乱れ等
が生じた場合、静磁場帯内で両溶融金属が混合した領域
が形成され、鋳片凝固組織において内外層界面近傍に異
層を形成する(これを以下遷移層と呼ぶ)。
【0004】ステンレス普通鋼クラッドを鋳造する場合
、鋳造条件によっては遷移層に多数の割れが発生して圧
延特性を著しく悪化させ、場合によっては圧延中に界面
から裂断するなどの問題が生じる。
、鋳造条件によっては遷移層に多数の割れが発生して圧
延特性を著しく悪化させ、場合によっては圧延中に界面
から裂断するなどの問題が生じる。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上に述べた
ような従来技術の問題点を解決し、内部品質に優れた複
合鋼材を製造する方法を提示することを目的としてなさ
れた。
ような従来技術の問題点を解決し、内部品質に優れた複
合鋼材を製造する方法を提示することを目的としてなさ
れた。
【0006】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記目的を達
成するために、特開昭63―108947号公報に開示
された複合金属材の連続鋳造方法において、鋳型内でス
テンレス鋼と普通鋼からなる複合鋼材を製造する際に、
内外層界面の冷却速度を1200℃から 500℃まで
の範囲で10℃/分以下とすることを特徴とする、内外
層界面近傍での割れの無い、内部品質に優れた複合鋼材
の連続鋳造方法である。
成するために、特開昭63―108947号公報に開示
された複合金属材の連続鋳造方法において、鋳型内でス
テンレス鋼と普通鋼からなる複合鋼材を製造する際に、
内外層界面の冷却速度を1200℃から 500℃まで
の範囲で10℃/分以下とすることを特徴とする、内外
層界面近傍での割れの無い、内部品質に優れた複合鋼材
の連続鋳造方法である。
【0007】また、上記方法において普通鋼中の水素濃
度を5ppm 以下とするか、もしくは内外層界面の冷
却速度を 500℃以下で10℃/分以上とすることで
遷移層の割れの発生をさらに抑えることも可能である。
度を5ppm 以下とするか、もしくは内外層界面の冷
却速度を 500℃以下で10℃/分以上とすることで
遷移層の割れの発生をさらに抑えることも可能である。
【0008】
【作用】以下に、本発明を作用とともに詳細に説明する
。
。
【0009】本発明者らは従来の技術における前記問題
点を解決すべく詳細な研究を重ねた結果、遷移層での割
れ発生原因が次の2点によるものであることを明らかに
した。すなわち、 1) 冷却中にステンレス鋼と普通鋼の熱収縮量の差に
伴って発生する応力が遷移層に集中する。
点を解決すべく詳細な研究を重ねた結果、遷移層での割
れ発生原因が次の2点によるものであることを明らかに
した。すなわち、 1) 冷却中にステンレス鋼と普通鋼の熱収縮量の差に
伴って発生する応力が遷移層に集中する。
【0010】2) 冷却中に内層側から外層側への水素
の拡散が起こり、特に表層にオーステナイト系ステンレ
ス鋼を用いた場合に水素の拡散速度の差によって水素が
界面に集積し、遷移層を脆化させる。
の拡散が起こり、特に表層にオーステナイト系ステンレ
ス鋼を用いた場合に水素の拡散速度の差によって水素が
界面に集積し、遷移層を脆化させる。
【0011】応力集中については、線膨張係数の差で評
価できる。すなわち、炭素鋼が8.8〜14.4×10
−6/℃であるのに対して、代表的なステンレス鋼であ
る18Cr8Ni鋼では16.4×10−6/℃となっ
ており (鉄鋼便覧第3版;日本鉄鋼協会編、丸善、p
.302)、表層にステンレス鋼を用いる場合、その熱
収縮量が内層の炭素鋼のそれに比べて大きいため界面に
は圧縮応力が働く。
価できる。すなわち、炭素鋼が8.8〜14.4×10
−6/℃であるのに対して、代表的なステンレス鋼であ
る18Cr8Ni鋼では16.4×10−6/℃となっ
ており (鉄鋼便覧第3版;日本鉄鋼協会編、丸善、p
.302)、表層にステンレス鋼を用いる場合、その熱
収縮量が内層の炭素鋼のそれに比べて大きいため界面に
は圧縮応力が働く。
【0012】さらに、遷移層は表層と内層の成分が混合
しているため、冷却中にマルテンサイト変態することを
凝固組織写真の解析より明らかにした。従って、冷却中
に遷移層に応力が集中し、そこがマルテンサイト組織の
ように脆い場合割れが生成しやすい。
しているため、冷却中にマルテンサイト変態することを
凝固組織写真の解析より明らかにした。従って、冷却中
に遷移層に応力が集中し、そこがマルテンサイト組織の
ように脆い場合割れが生成しやすい。
【0013】以上の知見をもとに、凝固後の冷却速度を
下げることで急激な応力の集中が防止でき、割れが減少
すること、その条件は10℃/分以下の冷却速度で冷却
することを確認した。
下げることで急激な応力の集中が防止でき、割れが減少
すること、その条件は10℃/分以下の冷却速度で冷却
することを確認した。
【0014】水素の界面への集積に関しては、以下の機
構で発生することを明らかにした。水素溶解度はγ鉄中
に比べてα鉄中の方が小さいことが知られている。
構で発生することを明らかにした。水素溶解度はγ鉄中
に比べてα鉄中の方が小さいことが知られている。
【0015】従って、内層がα鉄、表層がγ鉄の場合、
固相内で水素が内層から外層に向かって拡散する。
固相内で水素が内層から外層に向かって拡散する。
【0016】また、神戸製鋼技報、Vol.32、No
.3、p61に示されているように、γ鉄中の水素の拡
散速度はα鉄中に比べて、数オーダー小さいためγ/α
界面に水素が集積し、界面を脆化させる。この現象は例
えば表層にオーステナイト系ステンレス鋼、内層に炭素
鋼を用いた場合に顕著に起こる。
.3、p61に示されているように、γ鉄中の水素の拡
散速度はα鉄中に比べて、数オーダー小さいためγ/α
界面に水素が集積し、界面を脆化させる。この現象は例
えば表層にオーステナイト系ステンレス鋼、内層に炭素
鋼を用いた場合に顕著に起こる。
【0017】水素が界面に集積する結果、界面は脆化し
冷却時の応力集中によって割れが容易に発生する。従っ
て、割れを防止する方法としては、水素の界面への集積
を防止することが重要で、内層の炭素鋼溶鋼の初期水素
濃度を精錬段階で下げておくことが効果的である。その
限界成分値は集積度を考慮して5ppm である。
冷却時の応力集中によって割れが容易に発生する。従っ
て、割れを防止する方法としては、水素の界面への集積
を防止することが重要で、内層の炭素鋼溶鋼の初期水素
濃度を精錬段階で下げておくことが効果的である。その
限界成分値は集積度を考慮して5ppm である。
【0018】また、内層が炭素鋼の場合、Ac3変態温
度でα相からγ相に変態するため水素の拡散速度の差は
大きくなり、水素集積が顕著になる。従って、Ac3変
態温度以下での冷却速度を大きくすることで水素の拡散
を阻害し、水素の集積量を減らすことができる。
度でα相からγ相に変態するため水素の拡散速度の差は
大きくなり、水素集積が顕著になる。従って、Ac3変
態温度以下での冷却速度を大きくすることで水素の拡散
を阻害し、水素の集積量を減らすことができる。
【0019】前述した収縮による応力集中を考慮して、
Ac3変態温度以下の領域である 500℃以下で冷却
速度を10℃/分以上とすれば水素集積防止の効果は増
大し、割れを減少させることができる。
Ac3変態温度以下の領域である 500℃以下で冷却
速度を10℃/分以上とすれば水素集積防止の効果は増
大し、割れを減少させることができる。
【0020】
【0021】
【実施例1】表1に示す組成の溶鋼を用いてステンレス
クラッド鋼を前述の特開昭63―108947号公報に
よる連続鋳造方法にて鋳造した。鋳片は厚み250 m
m×幅1200mmである。
クラッド鋼を前述の特開昭63―108947号公報に
よる連続鋳造方法にて鋳造した。鋳片は厚み250 m
m×幅1200mmである。
【0022】二次冷却スプレー水量を変え、鋳片の冷却
速度を変化させた。鋳片の表面温度を放射温度計で測定
し、伝熱計算をもとに界面の冷却速度を求めた。
速度を変化させた。鋳片の表面温度を放射温度計で測定
し、伝熱計算をもとに界面の冷却速度を求めた。
【0023】得られた鋳片の鋳造方向の垂直断面を観察
し、界面における長さ1mm以上の割れ個数を測定した
。 図1はそのときの界面での冷却速度と単位面積あたりの
割れ個数の関係を示した図である。
し、界面における長さ1mm以上の割れ個数を測定した
。 図1はそのときの界面での冷却速度と単位面積あたりの
割れ個数の関係を示した図である。
【0024】この結果から、本発明の条件である120
0℃から 500℃までの冷却速度を10℃/分以下と
することで界面での割れ個数を問題ないレベルにまで抑
えることができた。
0℃から 500℃までの冷却速度を10℃/分以下と
することで界面での割れ個数を問題ないレベルにまで抑
えることができた。
【0025】
【実施例2】表2に示す組成の溶鋼を用いて6種類のス
テンレスクラッド鋼を前述の特開昭63―108947
号公報による連続鋳造方法にて鋳造した。鋳片は厚み2
50 mm×幅1200mmである。
テンレスクラッド鋼を前述の特開昭63―108947
号公報による連続鋳造方法にて鋳造した。鋳片は厚み2
50 mm×幅1200mmである。
【0026】得られた鋳片の鋳造方向の垂直断面を観察
し、界面における長さ1mm以上の割れ個数を測定した
。 一方、鋳片の表面温度を放射温度計で測定し、伝熱計算
をもとに界面の冷却速度を求めた。500 ℃になった
時点で二次冷却スプレー水量を調整し、冷却速度を変化
させた。
し、界面における長さ1mm以上の割れ個数を測定した
。 一方、鋳片の表面温度を放射温度計で測定し、伝熱計算
をもとに界面の冷却速度を求めた。500 ℃になった
時点で二次冷却スプレー水量を調整し、冷却速度を変化
させた。
【0027】なお、いずれの鋼材も1200℃から 5
00℃までの冷却速度は10℃/分以下である。鋼材A
および鋼材Bは脱ガス処理を行ない、内層の炭素鋼溶鋼
の水素濃度を5ppm 以下にした。
00℃までの冷却速度は10℃/分以下である。鋼材A
および鋼材Bは脱ガス処理を行ない、内層の炭素鋼溶鋼
の水素濃度を5ppm 以下にした。
【0028】鋼材Bから鋼材Dは二次冷却スプレー水量
を調整し、 500℃以下の冷却速度を10℃/分以上
とした。
を調整し、 500℃以下の冷却速度を10℃/分以上
とした。
【0029】表2からわかるように本発明材である鋼材
Aから鋼材Dは界面での割れ個数は問題のないレベルで
あるのに対し、比較材である鋼材E、Fは多数の割れが
発生した。
Aから鋼材Dは界面での割れ個数は問題のないレベルで
あるのに対し、比較材である鋼材E、Fは多数の割れが
発生した。
【0030】
【表1】
【0031】
【表2】
【0032】
【0033】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかなごとく本発
明によれば表層と内層の界面に割れのない複合鋼材を得
ることが可能になる。
明によれば表層と内層の界面に割れのない複合鋼材を得
ることが可能になる。
【図1】1200℃から 500℃までの内外層界面の
冷却速度と割れ個数の関係を示した図である。
冷却速度と割れ個数の関係を示した図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 連鋳鋳型内に鋳片の厚みを横切る方向
の直流磁束を全幅に亙って付与し、該直流磁束によって
鋳型上下方向に形成される静磁場帯を境界としてその上
下に組成の異なる溶鋼を供給する複合鋼材の連続鋳造方
法において、ステンレス鋼と普通鋼からなる複合鋼材を
製造する際に、内外層界面の冷却速度を1200℃から
500℃までの範囲で10℃/分以下とすることを特
徴とする、内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法。 - 【請求項2】 普通鋼中の水素濃度を5ppm 以下
とする、請求項1記載の内部品質に優れた複合鋼材の連
続鋳造方法。 - 【請求項3】 内外層界面の冷却速度を 500℃以
下で10℃/分以上とする、請求項1記載の内部品質に
優れた複合鋼材の連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10659691A JPH07115129B2 (ja) | 1991-04-12 | 1991-04-12 | 内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10659691A JPH07115129B2 (ja) | 1991-04-12 | 1991-04-12 | 内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04313449A true JPH04313449A (ja) | 1992-11-05 |
JPH07115129B2 JPH07115129B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=14437546
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10659691A Expired - Lifetime JPH07115129B2 (ja) | 1991-04-12 | 1991-04-12 | 内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07115129B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06235050A (ja) * | 1993-02-10 | 1994-08-23 | Nippon Steel Corp | 接合強度の高いステンレスクラッド鋼材 |
EP3862456A4 (en) * | 2018-10-01 | 2022-08-03 | NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation | CLAD AUSTENITIC STAINLESS STEEL SHEET, BASIC STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION OF CLAD STEEL SHEET |
-
1991
- 1991-04-12 JP JP10659691A patent/JPH07115129B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06235050A (ja) * | 1993-02-10 | 1994-08-23 | Nippon Steel Corp | 接合強度の高いステンレスクラッド鋼材 |
EP3862456A4 (en) * | 2018-10-01 | 2022-08-03 | NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation | CLAD AUSTENITIC STAINLESS STEEL SHEET, BASIC STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION OF CLAD STEEL SHEET |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH07115129B2 (ja) | 1995-12-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2018503741A (ja) | リーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JP2536685B2 (ja) | Agメッキ性に優れたリ―ドフレ―ム素材用Fe―Ni合金およびその製造方法 | |
JP4582916B2 (ja) | マイクロクラックのないフェライト系ステンレス鋼のツインロール連続鋳造のための方法 | |
JPH04313449A (ja) | 内部品質に優れた複合鋼材の連続鋳造方法 | |
KR100450611B1 (ko) | 표면품질이 우수한 마르텐사이트계 스테인레스강의 연주주편제조방법 | |
KR100963021B1 (ko) | 표면품질이 우수한 마르텐사이트계 스테인레스강의연주주편 제조방법 | |
JP3215573B2 (ja) | 含ニッケル鋼の連続鋳造方法 | |
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 | |
JPH0148337B2 (ja) | ||
KR100897143B1 (ko) | 표면품질이 우수한 고 니켈 합금의 연속주조방법 | |
JPH1058093A (ja) | 鋼の連続鋳造方法 | |
KR100450612B1 (ko) | 고 Si 함유 오스테나이트계 스테인레스강의 연속주조방법 | |
JPS6083756A (ja) | 連続鋳造法 | |
JPS58144418A (ja) | 高Mn鋼の製造方法 | |
KR100562659B1 (ko) | 자성 저감 오스테나이트계 스테인레스 후강판의 제조방법 | |
JPH09184013A (ja) | 耐硝酸腐食性に優れたMo含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 | |
KR100314851B1 (ko) | 열간압연시 선상결함이 적은 오스테나이트계 스테인레스 합금의연속주조방법 | |
KR20020040435A (ko) | 해수 강관용 스테인레스강의 표층결함 저감을 위한연속주조방법 | |
KR100340549B1 (ko) | 표면품질이우수한초정δ-페라이트스테인레스강의주편제조방법 | |
JPS61193757A (ja) | 表面性状の良好な連続鋳造鋳片の製造方法 | |
JPH02141561A (ja) | 鋼の連続鋳造鋳片 | |
JPH06304607A (ja) | 熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス合金の製造方法 | |
JPH0339420A (ja) | 溶接部の粗粒化を防止したγ―α2相ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
KR20010073236A (ko) | 텅스텐 함유 듀플렉스 스테인레스강 연속주조방법 | |
JPS5910861B2 (ja) | 圧延による疵発生の少ないオ−ステナイト系ステンレス鋼の製造法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960604 |