JPS5913556A - 高マンガン鋼の製造方法 - Google Patents
高マンガン鋼の製造方法Info
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- JPS5913556A JPS5913556A JP12125682A JP12125682A JPS5913556A JP S5913556 A JPS5913556 A JP S5913556A JP 12125682 A JP12125682 A JP 12125682A JP 12125682 A JP12125682 A JP 12125682A JP S5913556 A JPS5913556 A JP S5913556A
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- JP
- Japan
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- slab
- steel
- soaking
- high manganese
- secondary cooling
- Prior art date
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- Granted
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
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Continuous Casting (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
【発明の詳細な説明】
本発明は、高マンガン鋼の製造方法に関するものであり
、とくにP含有量の調整と連続鋳造時二次冷却の制御に
より、またそれらの操作に加えて′□適宜水靭処理を施
すことにより耐割れ性に優れる高マンガン鋼を有利に製
造する方法について提案する。
、とくにP含有量の調整と連続鋳造時二次冷却の制御に
より、またそれらの操作に加えて′□適宜水靭処理を施
すことにより耐割れ性に優れる高マンガン鋼を有利に製
造する方法について提案する。
JIS−G51131のSOMnHとして規定されてい
る高MnfiA(18%In)は、いわゆるハツトフィ
ールド鋼の名称で知られる耐摩耗性鋼であり、ショツト
ブラストの内張容器、レールクロッシング、クラ゛ノシ
ャ歯板、キャタピラ、インペラーブレード、ライナなど
に使用される鋼種である。また、非磁性鋼としての高M
n構造用鋼はリフティングマグネツトカバーや核融合炉
用等に使用される。その化学成分は、SOMnH2の例
で、重i%でOlo、90〜1.20% 、 Si/
<o、s o % 1Mn;/11.o 〜141.0
% 、 ”/<o、o7゜%・51(−0,、o4o
%であり、 (1)800°C以下での熱伝導率が著しく低い、(2
)熱膨張係数が普通鋼よりも約60%大きい、(s)s
oo°C以下になるとオーステナイト粒界に炭化物が析
出するので脆化が生じ易い などの特性があるために、連続鋳造を経る製造方法では
スラブの割れが多発するという欠点があった。
る高MnfiA(18%In)は、いわゆるハツトフィ
ールド鋼の名称で知られる耐摩耗性鋼であり、ショツト
ブラストの内張容器、レールクロッシング、クラ゛ノシ
ャ歯板、キャタピラ、インペラーブレード、ライナなど
に使用される鋼種である。また、非磁性鋼としての高M
n構造用鋼はリフティングマグネツトカバーや核融合炉
用等に使用される。その化学成分は、SOMnH2の例
で、重i%でOlo、90〜1.20% 、 Si/
<o、s o % 1Mn;/11.o 〜141.0
% 、 ”/<o、o7゜%・51(−0,、o4o
%であり、 (1)800°C以下での熱伝導率が著しく低い、(2
)熱膨張係数が普通鋼よりも約60%大きい、(s)s
oo°C以下になるとオーステナイト粒界に炭化物が析
出するので脆化が生じ易い などの特性があるために、連続鋳造を経る製造方法では
スラブの割れが多発するという欠点があった。
最近のこうした高In鋼板の一般的な製造工程は、転炉
−説ガス(Arバブリング)一連続鋳造一均熱炉一子備
圧延一水靭処理−スラブ手入−加熱炉−厚板圧延である
。次に各プロセスの概要を説明する。
−説ガス(Arバブリング)一連続鋳造一均熱炉一子備
圧延一水靭処理−スラブ手入−加熱炉−厚板圧延である
。次に各プロセスの概要を説明する。
(1)k炉i 7 :r−ロマンガンあるいは金属マン
ガンを溶解する工程である。この場合(Mn)含有製が
高くなると、熱力学的に脱Pができないので、予め溶銑
を脱P処理した後、フェロマンガンあるいは金属マンガ
ンなどの原料を、脱P溶銑または脱P溶鋼に投入し、酸
素精錬を行なう。
ガンを溶解する工程である。この場合(Mn)含有製が
高くなると、熱力学的に脱Pができないので、予め溶銑
を脱P処理した後、フェロマンガンあるいは金属マンガ
ンなどの原料を、脱P溶銑または脱P溶鋼に投入し、酸
素精錬を行なう。
(2)脱ガス;成分調整が目的であるが、Mnの蒸気圧
が極めて高いので、50 Torr程度の低真空度で処
理する。ただし、このプロセスは成分調整が目的である
ので、Arバブリング処理でもかまわない。
が極めて高いので、50 Torr程度の低真空度で処
理する。ただし、このプロセスは成分調整が目的である
ので、Arバブリング処理でもかまわない。
(8)連続鋳造i2.ooms厚程度のスラブの鋳造を
行なう。
行なう。
(4)加工・熱処理:連続鋳造に引き続く均熱炉−子備
圧延一水靭処理と経る工程であり、スラブ手入のための
処理が主体であって手入前のスラブ表面層を強靭にして
おくことにある。スラブ手入はグラインダー研削法で行
なうが、結晶粒界に炭化物が析出していると、グライン
ダー研削中に表面に亀甲状の割れが発生するので、手入
前に水靭処理を行ない、スラブ表面層の炭化物の析出を
防止し、表面層を強靭にしておく必要がある。そのため
に、まず均熱炉ではスラブをペタ積みにして、約40″
C/hの速度で昇熱し、1200°cxahの均熱を実
施し、分塊圧延機で200鮨厚から180 am厚のス
ラブに予備圧延した後、表面が850°C以上のスラブ
を水槽に浸漬し、水靭処理を行なう。その後、前述した
ようにグラインダー研削法でスラブ手入を行なう。
圧延一水靭処理と経る工程であり、スラブ手入のための
処理が主体であって手入前のスラブ表面層を強靭にして
おくことにある。スラブ手入はグラインダー研削法で行
なうが、結晶粒界に炭化物が析出していると、グライン
ダー研削中に表面に亀甲状の割れが発生するので、手入
前に水靭処理を行ない、スラブ表面層の炭化物の析出を
防止し、表面層を強靭にしておく必要がある。そのため
に、まず均熱炉ではスラブをペタ積みにして、約40″
C/hの速度で昇熱し、1200°cxahの均熱を実
施し、分塊圧延機で200鮨厚から180 am厚のス
ラブに予備圧延した後、表面が850°C以上のスラブ
を水槽に浸漬し、水靭処理を行なう。その後、前述した
ようにグラインダー研削法でスラブ手入を行なう。
以上のような従来方法に従う工程で製造したスラブには
多数の割れ欠陥が発生した。その割れ欠陥は大別して、
横割れとコーナーカギ割れであるが、両者とも表面で開
口したものと表皮下に存在するものとがあった。実験に
よればその割れはアズキャストのままのスラブ(鋳造後
未処理)では、極めて小さく、またまだ発生個数も少な
い。しかし、連続鋳造後に均熱−予備圧延を経ると、割
れ発生が助長され、数が増加し、また大きさも拡大する
。割れの程度によってはスクラップに到るものちある。
多数の割れ欠陥が発生した。その割れ欠陥は大別して、
横割れとコーナーカギ割れであるが、両者とも表面で開
口したものと表皮下に存在するものとがあった。実験に
よればその割れはアズキャストのままのスラブ(鋳造後
未処理)では、極めて小さく、またまだ発生個数も少な
い。しかし、連続鋳造後に均熱−予備圧延を経ると、割
れ発生が助長され、数が増加し、また大きさも拡大する
。割れの程度によってはスクラップに到るものちある。
本発明は、上述したような高Mnv!4製造時の問題点
を有利に克服することを目的とした連続鋳造工程ならび
に水靭処理の工程とに特徴を有する新規な方法について
の提案であって、スラブの割れ欠陥を著しく減すること
ができる。以下にその構成の詳細を説明する。
を有利に克服することを目的とした連続鋳造工程ならび
に水靭処理の工程とに特徴を有する新規な方法について
の提案であって、スラブの割れ欠陥を著しく減すること
ができる。以下にその構成の詳細を説明する。
スラブの割れ欠陥に関する本発明者らの研究によれば、
次のことが判った。
次のことが判った。
■オージェ分析の結果、アズキャストスラブでは、オー
ステナイト粒界に大量のP 、 O、SiおよびInの
濃化が認められるが、とくにPの濃化が著しい。ところ
が予備圧延を経たものでは、オーステナイト粒界のP濃
度は著しく軽減する。、(第1表) ■高温延性(絞り)は、鋼中〔P″ll濃度少するほど
向上する。(第1図) これらのことから、高Mn鋼の割れは〔P〕濃度の影響
が明らかであり、前述したようにアズキャストスラブに
おいても割れが見られるところから、割れ発生の機構は
次のように推察された。すなわち、連続鋳造での凝固過
程においてPがオーステナイト粒界に析出し、二次冷却
の不均一あるいは冷却−復熱に伴なう熱応力によって割
れが発生すると考えられた。したがって、連続鋳造時の
割れ発生を防止方法としては、■鋼中CP)濃度の低下
、@二次冷却帯における緩冷却が有効と考えられた。
ステナイト粒界に大量のP 、 O、SiおよびInの
濃化が認められるが、とくにPの濃化が著しい。ところ
が予備圧延を経たものでは、オーステナイト粒界のP濃
度は著しく軽減する。、(第1表) ■高温延性(絞り)は、鋼中〔P″ll濃度少するほど
向上する。(第1図) これらのことから、高Mn鋼の割れは〔P〕濃度の影響
が明らかであり、前述したようにアズキャストスラブに
おいても割れが見られるところから、割れ発生の機構は
次のように推察された。すなわち、連続鋳造での凝固過
程においてPがオーステナイト粒界に析出し、二次冷却
の不均一あるいは冷却−復熱に伴なう熱応力によって割
れが発生すると考えられた。したがって、連続鋳造時の
割れ発生を防止方法としては、■鋼中CP)濃度の低下
、@二次冷却帯における緩冷却が有効と考えられた。
そこで本発明者らは鋼中のCP)濃度と二次冷却帯の冷
却速度を変えて、連続鋳造実験を行なった。
却速度を変えて、連続鋳造実験を行なった。
その結果は第2表に示すように、p<o、oao%で、
しかも下記式; 二次冷却水比C1/に、)= で表わされる二次冷却水比が少ないほど、また鋼中〔P
〕濃度が低いほどスラブの割れ発生は少ないことを知見
した。尚、上記二次冷却水比の式中スプレー幅とはスラ
ブ表面に対してスーツブローしてし)るスプレー水幅で
ある。
しかも下記式; 二次冷却水比C1/に、)= で表わされる二次冷却水比が少ないほど、また鋼中〔P
〕濃度が低いほどスラブの割れ発生は少ないことを知見
した。尚、上記二次冷却水比の式中スプレー幅とはスラ
ブ表面に対してスーツブローしてし)るスプレー水幅で
ある。
第2・表 割れ発生におよぼす鋼中CP)濃度と二次冷
却パターンの影響 割れ指数 0←−−→10 (良) (悪) 第2表に示した結果より、18%Mnの割れを防止する
には、鋼中CP)濃度<0.080%、二次冷却水比0
.7〜1.11Acgの範囲で鋳造することが有効であ
る。二次冷却水比がo、7/A9未満では、ノくルジン
グ応力による内部割れが発生し、1.1 ’/rcg
。
却パターンの影響 割れ指数 0←−−→10 (良) (悪) 第2表に示した結果より、18%Mnの割れを防止する
には、鋼中CP)濃度<0.080%、二次冷却水比0
.7〜1.11Acgの範囲で鋳造することが有効であ
る。二次冷却水比がo、7/A9未満では、ノくルジン
グ応力による内部割れが発生し、1.1 ’/rcg
。
超では熱応力による表面割れおよび表皮下割れが発生ず
るので、二次冷却水比は0.7〜1.1 ’A9の範囲
に限定した。
るので、二次冷却水比は0.7〜1.1 ’A9の範囲
に限定した。
本発明者らは次に連続鋳造に引き続く均熱−スラブ予備
圧延−水靭処理についても調査研究を行なった。この工
程では; (1)均熱炉内での割れ発生および割れの拡大を助長さ
せないよう昇熱過程における熱応力を緩和するために緩
徐加熱する。
圧延−水靭処理についても調査研究を行なった。この工
程では; (1)均熱炉内での割れ発生および割れの拡大を助長さ
せないよう昇熱過程における熱応力を緩和するために緩
徐加熱する。
(2)スラブの予備圧延で割れ発生および割れの拡大を
助長させないよう、スラブの表層部と内部を均一な温度
に焼き上げる。また水靭処理において炭化物の析出防止
のためには、水靭処理前のスラブ表面温度が850°C
以上になるように焼き上げる。
助長させないよう、スラブの表層部と内部を均一な温度
に焼き上げる。また水靭処理において炭化物の析出防止
のためには、水靭処理前のスラブ表面温度が850°C
以上になるように焼き上げる。
という処理が有効であることが判り、この点に着目して
特に均熱作業に関し、第2図に示すような従来法に代え
て第8図に示すような方法を採用した。
特に均熱作業に関し、第2図に示すような従来法に代え
て第8図に示すような方法を採用した。
均熱炉内のスラブのパイリングをベタ積み法からスラブ
間にレンガスペーサーを挿入し、スラブ間隔をあける。
間にレンガスペーサーを挿入し、スラブ間隔をあける。
(第8図)′
次に、昇熱速度に関し、従来の40°C/hから80〜
85°C/hとゆるくし、保持時間を1180〜128
0℃、8時間とする。
85°C/hとゆるくし、保持時間を1180〜128
0℃、8時間とする。
第8表 割れ発生におよぼず均熱法の影響二次冷却水比
: 1.1tA、、〔%p) : o、oao%この結
果より、本発明法は均熱炉の割れ発生を軽減する方法と
して、昇熱速度80〜35°C/h以上、1180〜1
280°CX8h以上の均熱を限定する。以下にその限
定理由を説明゛する。昇熱速度は熱応力を緩和させ、割
れの発生拡大を軽減するには遅い方が有効であるが、均
熱炉での焼き減りの軽減および燃料庫単位の削減のため
に昇熱速度の下限を80℃/hに限定した。均熱温度は
1230°Cを超えやと粒界酸化により、粒界割れが発
生し、1180°Cよりも低いと水靭処理前にスラブ表
面′ 層に炭化物の析出が起こり、水靭処理後のスラブ
手入時に割れ発生の原因となるので、均熱温度は118
0〜1.230°Cの範囲に限定した。また均熱時間は
8時間より短かいと均熱が不十分になって割れを誘うお
それがある。さらに、スラブ表面層の炭化物の析出を防
止するには、該スラブ表面温度は850’C以上必要で
あるが、この表面温度を安定して確保するには、均熱炉
抽出〜水靭処理を20分以内に行なう必要がある。
: 1.1tA、、〔%p) : o、oao%この結
果より、本発明法は均熱炉の割れ発生を軽減する方法と
して、昇熱速度80〜35°C/h以上、1180〜1
280°CX8h以上の均熱を限定する。以下にその限
定理由を説明゛する。昇熱速度は熱応力を緩和させ、割
れの発生拡大を軽減するには遅い方が有効であるが、均
熱炉での焼き減りの軽減および燃料庫単位の削減のため
に昇熱速度の下限を80℃/hに限定した。均熱温度は
1230°Cを超えやと粒界酸化により、粒界割れが発
生し、1180°Cよりも低いと水靭処理前にスラブ表
面′ 層に炭化物の析出が起こり、水靭処理後のスラブ
手入時に割れ発生の原因となるので、均熱温度は118
0〜1.230°Cの範囲に限定した。また均熱時間は
8時間より短かいと均熱が不十分になって割れを誘うお
それがある。さらに、スラブ表面層の炭化物の析出を防
止するには、該スラブ表面温度は850’C以上必要で
あるが、この表面温度を安定して確保するには、均熱炉
抽出〜水靭処理を20分以内に行なう必要がある。
以下に本発明の詳細な説明する。
実施例1
85tの上吹き転炉に97tの溶銑を装入し、割れ防止
を図るためにP<0.020%とする脱P予イS1精錬
を行ない、その後取鍋に出鋼して除滓(炉内は完全に排
滓する)した。その後、Mnの溶解を目的とした二次精
錬では、金属Mn 13.Oton90%フェロマンガ
ン4.o tonを先ず装入し、次いで予備精錬で脱P
した溶6tを装入し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤
として生石灰を3.3 tonを投入し、190ONm
’の酸素吹錬を行ない、1680°Cで出鋼した。その
後RH脱ガスにおいて50 TOrrの真空下で22分
間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整をして、連続鋳
造を行なった。
を図るためにP<0.020%とする脱P予イS1精錬
を行ない、その後取鍋に出鋼して除滓(炉内は完全に排
滓する)した。その後、Mnの溶解を目的とした二次精
錬では、金属Mn 13.Oton90%フェロマンガ
ン4.o tonを先ず装入し、次いで予備精錬で脱P
した溶6tを装入し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤
として生石灰を3.3 tonを投入し、190ONm
’の酸素吹錬を行ない、1680°Cで出鋼した。その
後RH脱ガスにおいて50 TOrrの真空下で22分
間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整をして、連続鋳
造を行なった。
この間の化学成分の推移は第4表に示すとおりであった
。
。
連続鋳造のスラブサイズは、200X1240mmで、
鋳造速度0−70−/min二次冷却水比0 、7 ’
Agで鋳造した。このときのタンディツシュ内溶鋼温度
は1440℃であった。
鋳造速度0−70−/min二次冷却水比0 、7 ’
Agで鋳造した。このときのタンディツシュ内溶鋼温度
は1440℃であった。
上記連鋳スラブは、その後直ちに均熱炉を搬送し、第8
図に示すようにスラブ1間にレンガスペーサー8を挟ん
でスキッド2上にパイリングし、82°C/hの昇熱速
度で1200°Cまで昇温し、8hの均熱を行なった。
図に示すようにスラブ1間にレンガスペーサー8を挟ん
でスキッド2上にパイリングし、82°C/hの昇熱速
度で1200°Cまで昇温し、8hの均熱を行なった。
均熱後、taomm厚までスラブを予備圧延し、スラブ
表面温度が860〜870°Cでスラブを水槽に20分
間浸漬し、水靭処理を行なった。
表面温度が860〜870°Cでスラブを水槽に20分
間浸漬し、水靭処理を行なった。
上記工程で製造したスラブの割れ発生は全くなく、割れ
指数0.1であった。
指数0.1であった。
実施例2
85tの上吹転炉を使い実施例1と同じ方法で13%I
n鋼の精錬を行なった。ただし、予備精錬での溶銑装入
量は85.fltonであり、二次精神では金属1シn
s、o ton 、高炭素フェロマンガン7.8to
nを使用した。二次精錬中、造滓剤を3.5ton投入
し、1.950 Nm3の酸素吹錬を行ない、1670
°Cで出鋼した。次いでRH脱ガスにおいて、50 t
orrの低真空下で20分間真空処理を行ない、脱ガス
、成分調整して連続鋳造を行なった。この間の化学成分
の推移は第6表に示すとおりであった。
n鋼の精錬を行なった。ただし、予備精錬での溶銑装入
量は85.fltonであり、二次精神では金属1シn
s、o ton 、高炭素フェロマンガン7.8to
nを使用した。二次精錬中、造滓剤を3.5ton投入
し、1.950 Nm3の酸素吹錬を行ない、1670
°Cで出鋼した。次いでRH脱ガスにおいて、50 t
orrの低真空下で20分間真空処理を行ない、脱ガス
、成分調整して連続鋳造を行なった。この間の化学成分
の推移は第6表に示すとおりであった。
連M鋳造のスラブサイズは、200×1240門で、鋳
造速度0.70 rIL//min %二次冷却水比1
.1 ’/Icyで鋳造した。このときのタンディツシ
ュ溶鋼温度は1435℃であった。
造速度0.70 rIL//min %二次冷却水比1
.1 ’/Icyで鋳造した。このときのタンディツシ
ュ溶鋼温度は1435℃であった。
その後、直ちに均熱炉に装入し、均熱条件を4水準とり
、スラブの均熱を行なった。その水準を第6表に示す。
、スラブの均熱を行なった。その水準を第6表に示す。
第6表
である。均熱後、すべてのスラブを18Qtnrnまで
予備圧延を行ない、その後スラブの表面温度が855〜
870°Cでスラブを水槽に20分間浸漬しN、。
予備圧延を行ない、その後スラブの表面温度が855〜
870°Cでスラブを水槽に20分間浸漬しN、。
水靭処理を行なった。
上記工程で製造したスラブの割れ発生状況を第7表に示
す。
す。
第7表 実施例2の割れ指数
上述の結果より、緩徐加熱により割れを減少させること
ができるとともに、均熱炉内でのスラブバイリング状態
を、レンガスペーサー8を介して平均的な均熱を行なう
ことが、前述の連続鋳造時の配慮にあわせて、本発明の
場合極めて有効であることが判明した。
ができるとともに、均熱炉内でのスラブバイリング状態
を、レンガスペーサー8を介して平均的な均熱を行なう
ことが、前述の連続鋳造時の配慮にあわせて、本発明の
場合極めて有効であることが判明した。
次に本発明の比較例を示す。
(比較例1)
85tの上吹転炉に89.8tの溶銑を装入し、脱Pの
ための予備精錬を行ない、取鍋に出鋼し、錬では、低P
のフェロマンガン12.5t、高炭素フェロマンガン8
.Otを装入し、次いで予備精錬テ脱Pした溶鋼を装入
し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤として、4.6t
の生石灰を投入し、199ONm8の酸素吹錬を行ない
、1680°Cで出鋼した。
ための予備精錬を行ない、取鍋に出鋼し、錬では、低P
のフェロマンガン12.5t、高炭素フェロマンガン8
.Otを装入し、次いで予備精錬テ脱Pした溶鋼を装入
し、吹錬を行なった。吹錬中に造滓剤として、4.6t
の生石灰を投入し、199ONm8の酸素吹錬を行ない
、1680°Cで出鋼した。
次いで、RH脱ガスにおいて40 torrの真空下で
22分間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整後に連続
鋳造を行なった。
22分間真空処理を行ない、脱ガス、成分調整後に連続
鋳造を行なった。
本比較例の化学成分の変化を第8表に示した。
連続鋳造のスラブサイズは、200X1240siで、
鋳造速度0−7rrL7/m1nN二次冷却水比1.1
7A9で鋳造した。このときのタンディツシュ溶鋼温度
は1442℃であった。
鋳造速度0−7rrL7/m1nN二次冷却水比1.1
7A9で鋳造した。このときのタンディツシュ溶鋼温度
は1442℃であった。
その後、均熱炉にレンガスペーサーを挾んで装入し、昇
熱速度88’C/h、 11.90°C×ahの均熱を
行なった。均熱後、180m5厚までスラブを予備圧延
し、スラブ表面温度が860〜870°Cで、スラブを
水槽に20分間浸漬し、水靭処理を行なった。
熱速度88’C/h、 11.90°C×ahの均熱を
行なった。均熱後、180m5厚までスラブを予備圧延
し、スラブ表面温度が860〜870°Cで、スラブを
水槽に20分間浸漬し、水靭処理を行なった。
上記工程で製造したスラブには表面微小割れ、表皮下割
れが多発した。割れ指数ではIOであった。
れが多発した。割れ指数ではIOであった。
この点より、実施例1や実施例2と比較すると18%M
n鋼のスラブの割れ発生に対して、鋼中CP、 )濃度
の影響が顕著であり、割れ発生を防止するために鋼中C
P) 1度を下げる必要性が明白である。
n鋼のスラブの割れ発生に対して、鋼中CP、 )濃度
の影響が顕著であり、割れ発生を防止するために鋼中C
P) 1度を下げる必要性が明白である。
(比較例2)
実施例2と全く同じ原料配合、吹帥方法で精錬を実施し
た。出mi度は1685°Cで出鋼し、次いでRH脱ガ
スにおいて50 Torrの真空下で26分間の処理を
行ない、脱ガス、成分調整して連続鋳造を行なった。こ
の間の化学成分の推移は第9表に示すとおりであった。
た。出mi度は1685°Cで出鋼し、次いでRH脱ガ
スにおいて50 Torrの真空下で26分間の処理を
行ない、脱ガス、成分調整して連続鋳造を行なった。こ
の間の化学成分の推移は第9表に示すとおりであった。
連続鋳造のスラブサイズは、200X1240°Cで、
鋳造速度0.701n7/m土nに軟冷却水比1 、
a ’/rcgで鋳造した。このときのタンディツシュ
溶鋼温度は1380°Cであった。
鋳造速度0.701n7/m土nに軟冷却水比1 、
a ’/rcgで鋳造した。このときのタンディツシュ
溶鋼温度は1380°Cであった。
均熱炉におけるスラブのパイリングは、スラブ間にレン
ガスペーサーを挿入し1、スラブ間隔をあける積み方で ■昇熱速度 32°C/h 1190’C均熱■昇熱
速度 88℃/h 1190°C均熱の2水準で行な
った。均熱後スラブ厚を180 fill+まで予備圧
延し、スラブ表面温度が860〜880°Cでスラブを
水槽に20分間浸faシ、水靭処理を行なった。
ガスペーサーを挿入し1、スラブ間隔をあける積み方で ■昇熱速度 32°C/h 1190’C均熱■昇熱
速度 88℃/h 1190°C均熱の2水準で行な
った。均熱後スラブ厚を180 fill+まで予備圧
延し、スラブ表面温度が860〜880°Cでスラブを
水槽に20分間浸faシ、水靭処理を行なった。
上記工稈で製造したスラブには、均熱条件を問わず、表
面に表面微小割れ、表皮下割れおよびコーナー割れが多
発した。割れ指数はいずれの均熱方法でも10であった
。
面に表面微小割れ、表皮下割れおよびコーナー割れが多
発した。割れ指数はいずれの均熱方法でも10であった
。
このことから、実施例2と比較すると、13%btn
′#の連続鋳造においては、二次冷却帯で緩冷却する方
法が有効であることは明らかである。
′#の連続鋳造においては、二次冷却帯で緩冷却する方
法が有効であることは明らかである。
以上説明したように本発明によれば、高マンガンオース
テナイト鋼を割れ欠シ1「1を生じさせない方法で好適
に製造できる。
テナイト鋼を割れ欠シ1「1を生じさせない方法で好適
に製造できる。
図面の第1図は鋼〔%P〕と高温延性(絞り)の関係を
示す特性図、 第2図は従来均熱法を示す正面図、 第3図は本発明均熱法を示す正面図である。 ■・・・スラブ 2・・・スキッド3・・・レ
ンガスペーサー 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 言残゛、馬安堰Δカ’t−(’C) 第2図 第3図
示す特性図、 第2図は従来均熱法を示す正面図、 第3図は本発明均熱法を示す正面図である。 ■・・・スラブ 2・・・スキッド3・・・レ
ンガスペーサー 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 言残゛、馬安堰Δカ’t−(’C) 第2図 第3図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 L !Iit%で、O+ 0.9〜1.20%、Mn
! 11.0〜14.0%含む高マンガン鋼のP含有
量を0.080%以下に溶製し、その溶製鋼を下記式で
表わされる二次冷却水比を0.7〜1.1jAC9の範
囲で連続鋳造し、その後常法に従う加工と熱処理を施す
ことを特徴とする高マンガン鋼の製造方法。 記 東 重量%で、O: 0.9〜1.20%、In :
11.0〜14,0%含む高マンガン鋼のP含有量を0
.080%以下に溶製し、その溶製鋼を下記式で表わさ
れる二次冷却水比を0.7〜1 、11AIの範囲で連
続鋳造し、その鋳造鋳片を80〜85°C/11の範囲
内の速度で昇熱してから1180〜1280°Cに8時
間以上均熱し、その後予備圧延を経てスラブを850°
C以上の温度に加熱して水靭処理を施すことを特徴とす
る高マンガン鋼の製造方法。 記
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12125682A JPS5913556A (ja) | 1982-07-14 | 1982-07-14 | 高マンガン鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12125682A JPS5913556A (ja) | 1982-07-14 | 1982-07-14 | 高マンガン鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5913556A true JPS5913556A (ja) | 1984-01-24 |
JPS6339336B2 JPS6339336B2 (ja) | 1988-08-04 |
Family
ID=14806750
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12125682A Granted JPS5913556A (ja) | 1982-07-14 | 1982-07-14 | 高マンガン鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5913556A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS638431A (ja) * | 1986-06-27 | 1988-01-14 | Uchiyama Mfg Corp | 表面処理液 |
JP2011230182A (ja) * | 2010-04-30 | 2011-11-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高マンガン含有鋼の製造方法 |
JP2012161820A (ja) * | 2011-02-08 | 2012-08-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非磁性鋼の連続鋳造を用いた製造方法 |
CN102773441A (zh) * | 2012-08-28 | 2012-11-14 | 无锡市东方环境工程设计研究所有限公司 | 连铸二冷段的余热回收利用装置 |
JP2013173159A (ja) * | 2012-02-24 | 2013-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高C高Mn非磁性鋼の連続鋳造方法 |
WO2020153407A1 (ja) | 2019-01-25 | 2020-07-30 | Jfeスチール株式会社 | 高マンガン鋼鋳片の製造方法、および、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102794423A (zh) * | 2011-05-25 | 2012-11-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高碳高锰耐磨钢板坯连铸的生产方法 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52106327A (en) * | 1976-03-04 | 1977-09-06 | Nippon Steel Corp | Cooling method of mould piece in continuous casting |
-
1982
- 1982-07-14 JP JP12125682A patent/JPS5913556A/ja active Granted
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52106327A (en) * | 1976-03-04 | 1977-09-06 | Nippon Steel Corp | Cooling method of mould piece in continuous casting |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS638431A (ja) * | 1986-06-27 | 1988-01-14 | Uchiyama Mfg Corp | 表面処理液 |
JPH0512380B2 (ja) * | 1986-06-27 | 1993-02-17 | Uchama Kogyo Kk | |
JP2011230182A (ja) * | 2010-04-30 | 2011-11-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高マンガン含有鋼の製造方法 |
JP2012161820A (ja) * | 2011-02-08 | 2012-08-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非磁性鋼の連続鋳造を用いた製造方法 |
JP2013173159A (ja) * | 2012-02-24 | 2013-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高C高Mn非磁性鋼の連続鋳造方法 |
CN102773441A (zh) * | 2012-08-28 | 2012-11-14 | 无锡市东方环境工程设计研究所有限公司 | 连铸二冷段的余热回收利用装置 |
CN102773441B (zh) * | 2012-08-28 | 2015-10-07 | 无锡市东方环境工程设计研究所有限公司 | 连铸二冷段的余热回收利用装置 |
WO2020153407A1 (ja) | 2019-01-25 | 2020-07-30 | Jfeスチール株式会社 | 高マンガン鋼鋳片の製造方法、および、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6339336B2 (ja) | 1988-08-04 |
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