JPS63210257A - 耐熱鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐熱鋼及びその製造方法Info
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- JPS63210257A JPS63210257A JP4014287A JP4014287A JPS63210257A JP S63210257 A JPS63210257 A JP S63210257A JP 4014287 A JP4014287 A JP 4014287A JP 4014287 A JP4014287 A JP 4014287A JP S63210257 A JPS63210257 A JP S63210257A
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- 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】
(産業上の利用分野)
本発明は、車両エンジンの排気弁などの素材として使用
されるオーステナイト系耐熱鋼及び連続鋳造法を使用し
て該耐熱鋼を製造する方法に関する。
されるオーステナイト系耐熱鋼及び連続鋳造法を使用し
て該耐熱鋼を製造する方法に関する。
(従来技術及び発明が解決しようとする問題点)従来、
エンジンの排気弁などの素材としては、例えば、2l−
4N、212Nなどに代表されるオーステナイト系耐熱
鋼が重用されている。かかる耐熱鋼から各種部品を加工
する場合、先ず、当該耐熱鋼のインゴットを鋳造し、し
かるのち、このインゴットに圧延加工を施して所定の外
径の線材とすることが一般的である。
エンジンの排気弁などの素材としては、例えば、2l−
4N、212Nなどに代表されるオーステナイト系耐熱
鋼が重用されている。かかる耐熱鋼から各種部品を加工
する場合、先ず、当該耐熱鋼のインゴットを鋳造し、し
かるのち、このインゴットに圧延加工を施して所定の外
径の線材とすることが一般的である。
ところが、上記のオーステナイト系耐熱鋼は熱間加工性
例えば絞り値が低く、圧延加工時の加工率を大きくとる
ことが困難であるため、多段の圧延工程を必要とし、製
造歩留まり低下の原因となっていた。
例えば絞り値が低く、圧延加工時の加工率を大きくとる
ことが困難であるため、多段の圧延工程を必要とし、製
造歩留まり低下の原因となっていた。
従って、上記オーステナイト系耐熱鋼を例えば連続鋳造
法により直接小断面ビレットとして製造できれば極めて
好都合である。この連続鋳造法としては、第1図に示す
ような浸漬ノズルと鋳造パウダとを組み合わせた連続鋳
造装置を使用したものが知られている。すなわち、図に
おいて、溶鋼を満たしたタンディツシュlの下面に浸漬
ノズル2が取り付けられており、この浸漬ノズル2から
鋳型3に溶鋼が注入される。鋳型3は冷却水で冷却され
ているため、注入された溶鋼は鋳型3の壁面で冷却され
て一部凝固して凝固層(シェル)5aとなり、この凝固
層5aとその内部の液相5bとからなる鋳片5はガイド
ロール4に保持されながら図示しないピンチロールで連
続的に引き抜かれる。鋳型3から引き抜かれた鋳片5は
スプレ6により冷却水を吹きつけられて冷却し、凝固が
完了する。
法により直接小断面ビレットとして製造できれば極めて
好都合である。この連続鋳造法としては、第1図に示す
ような浸漬ノズルと鋳造パウダとを組み合わせた連続鋳
造装置を使用したものが知られている。すなわち、図に
おいて、溶鋼を満たしたタンディツシュlの下面に浸漬
ノズル2が取り付けられており、この浸漬ノズル2から
鋳型3に溶鋼が注入される。鋳型3は冷却水で冷却され
ているため、注入された溶鋼は鋳型3の壁面で冷却され
て一部凝固して凝固層(シェル)5aとなり、この凝固
層5aとその内部の液相5bとからなる鋳片5はガイド
ロール4に保持されながら図示しないピンチロールで連
続的に引き抜かれる。鋳型3から引き抜かれた鋳片5は
スプレ6により冷却水を吹きつけられて冷却し、凝固が
完了する。
なお、第1図において、タンディツシュ1の溶鋼5内に
はストッパ7が挿入されていて、当該タンディツシュ1
から浸漬ノズル2を通って、鋳型3内への溶湯の注入速
度を調節する。一方、浸漬ノズル2は、その下部開口を
鋳型3に注入した溶湯の湯面5C下に浸漬されて溶鋼が
タンディツシュ1から鋳型3に注入される際に大気によ
って酸化され、そのために介在物が生成することを防止
している。また、湯面5Cには鋳造パウダ8が投与され
、鋳型3と鋳片5との間の潤滑剤として機能し、鋳片5
表面の微細なひび割れ、ピンホール等の表面欠陥の発生
を抑制する。
はストッパ7が挿入されていて、当該タンディツシュ1
から浸漬ノズル2を通って、鋳型3内への溶湯の注入速
度を調節する。一方、浸漬ノズル2は、その下部開口を
鋳型3に注入した溶湯の湯面5C下に浸漬されて溶鋼が
タンディツシュ1から鋳型3に注入される際に大気によ
って酸化され、そのために介在物が生成することを防止
している。また、湯面5Cには鋳造パウダ8が投与され
、鋳型3と鋳片5との間の潤滑剤として機能し、鋳片5
表面の微細なひび割れ、ピンホール等の表面欠陥の発生
を抑制する。
ところが、上記したオーステナイト系耐熱鋼には、次の
ような問題がある。つまり、この耐熱鋼に上述の連続鋳
造法を適用しようとすると、鋳型3から出た鋳片5の凝
固層5aの強度つまりシェル強度が弱く、内部の液相5
bの静圧に耐えられずブレークアウト(凝固層が破れ、
中の溶鋼が流出すること)が発生する。本発明者らは、
このようなブレークアウトの発生を防止するためには、
タンディツシュ温度、引き抜き速度及び鋳造パウダの粘
度を制御すればよいとの知見を得た。
ような問題がある。つまり、この耐熱鋼に上述の連続鋳
造法を適用しようとすると、鋳型3から出た鋳片5の凝
固層5aの強度つまりシェル強度が弱く、内部の液相5
bの静圧に耐えられずブレークアウト(凝固層が破れ、
中の溶鋼が流出すること)が発生する。本発明者らは、
このようなブレークアウトの発生を防止するためには、
タンディツシュ温度、引き抜き速度及び鋳造パウダの粘
度を制御すればよいとの知見を得た。
ところで、従来より、オーステナイト系ステンレス鋼に
おいては、鋼中の不可避不純物であるSが粒界に析出す
るために熱間加工性が低下することが知られており、そ
のため、Sの極微量化、更にはCaを添加してSをCa
Sとして粒内に固定することが一般に行われていた。一
方、本発明者らは、オーステナイト系耐熱鋼における熱
間加工性の悪化の原因は、上述のオーステナイト系ステ
ンレス鋼の場合とは異なり、炭化物の生成によるもので
有ることを見出した。更に、Caを添加することで炭化
物の形態を変化(粒状化)させ、これによりオーステナ
イト系耐熱鋼の熱間加工性を大幅に改善し得るという知
見を得た。又、Caの効果を安定化するためにはAj2
を添加して脱酸を行うことが必要であるとの認識を得た
。
おいては、鋼中の不可避不純物であるSが粒界に析出す
るために熱間加工性が低下することが知られており、そ
のため、Sの極微量化、更にはCaを添加してSをCa
Sとして粒内に固定することが一般に行われていた。一
方、本発明者らは、オーステナイト系耐熱鋼における熱
間加工性の悪化の原因は、上述のオーステナイト系ステ
ンレス鋼の場合とは異なり、炭化物の生成によるもので
有ることを見出した。更に、Caを添加することで炭化
物の形態を変化(粒状化)させ、これによりオーステナ
イト系耐熱鋼の熱間加工性を大幅に改善し得るという知
見を得た。又、Caの効果を安定化するためにはAj2
を添加して脱酸を行うことが必要であるとの認識を得た
。
しかしながら、A7!の添加により次のような新たな問
題が生じる。即ち、Al添加時に生成したクラスター状
のA7!zOa9が、第2図に示すようにタンディツシ
ュ1底部の浸漬ノズル2の開口部1a周縁に次第に堆積
し、ある程度堆積したのちその一部が剥離する。前述し
たように、タンディツシュ1から浸漬ノズル2を通って
鋳型3内に注入される溶鋼の注入速度は、前記開口部1
aとストッパ7との間隙を調整することにより制御され
ているため、上記のようにクラスター状のAh03が堆
積するとこの注入速度を正確に制御することが困難とな
ってしまう。この注入速度は当然のことながら、引き抜
き速度に影響を与えるため、結果として引き抜き速度の
制御が困難となり、ひいては前述したように連続鋳造時
のシェル強度を高めることができないという不具合が生
じる。
題が生じる。即ち、Al添加時に生成したクラスター状
のA7!zOa9が、第2図に示すようにタンディツシ
ュ1底部の浸漬ノズル2の開口部1a周縁に次第に堆積
し、ある程度堆積したのちその一部が剥離する。前述し
たように、タンディツシュ1から浸漬ノズル2を通って
鋳型3内に注入される溶鋼の注入速度は、前記開口部1
aとストッパ7との間隙を調整することにより制御され
ているため、上記のようにクラスター状のAh03が堆
積するとこの注入速度を正確に制御することが困難とな
ってしまう。この注入速度は当然のことながら、引き抜
き速度に影響を与えるため、結果として引き抜き速度の
制御が困難となり、ひいては前述したように連続鋳造時
のシェル強度を高めることができないという不具合が生
じる。
更に、例え連続鋳造法によりビレットを製造することが
できたとしても、該オーステナイト系耐熱鋼自体の特性
は依然として解決されてはおらず、熱間加工性が低いた
め、得られたビレットを圧延する際に線材に割れが生し
たりするという不都合がある。
できたとしても、該オーステナイト系耐熱鋼自体の特性
は依然として解決されてはおらず、熱間加工性が低いた
め、得られたビレットを圧延する際に線材に割れが生し
たりするという不都合がある。
本発明は上記従来の問題点に鑑みてなされたもので、圧
延などの熱間加工性に優れたオーステナイト系耐熱鋼及
びかかる耐熱鋼を連続鋳造法により製造する際に、ブレ
ークアウトなどが生じることが防止され、且つ、溶鋼の
注入速度を正確に制御しろる耐熱鋼の製造方法を提供す
ることを目的とする。
延などの熱間加工性に優れたオーステナイト系耐熱鋼及
びかかる耐熱鋼を連続鋳造法により製造する際に、ブレ
ークアウトなどが生じることが防止され、且つ、溶鋼の
注入速度を正確に制御しろる耐熱鋼の製造方法を提供す
ることを目的とする。
(問題点を解決するための手段および作用)本発明は、
先ずCa及びAlの両元素を添加することにより耐熱鋼
の熱間加工性を向上させ、しかも連続鋳造時に、クンデ
ィツシュ温度、引き抜き速度及び鋳造パウダの粘度を所
定の値に制御することにより、シェル強度を高め、且つ
、上記のCa1lを生成するA1203Mから決定して
、クラスター状の/1203が生成しないようにして引
き抜き速度の制御性を向上させたものである。
先ずCa及びAlの両元素を添加することにより耐熱鋼
の熱間加工性を向上させ、しかも連続鋳造時に、クンデ
ィツシュ温度、引き抜き速度及び鋳造パウダの粘度を所
定の値に制御することにより、シェル強度を高め、且つ
、上記のCa1lを生成するA1203Mから決定して
、クラスター状の/1203が生成しないようにして引
き抜き速度の制御性を向上させたものである。
即ち、第1の本発明である耐熱鋼は、重量%で、C:
0.20〜0.60%、Si:0.50%以下、Mn:
6.70−16.00%、Nr:1.50〜4.50%
、Cr : 16.50〜22.00%、N :
0.30〜0.50%、Ca : 0.001〜0
. 020%、Aj! : 0.005〜o、io
o%、及び残部実質的にFeよりなるものであり、この
耐熱鋼を製造するための第2の本発明は、タンディツシ
ュから冷却鋳型に耐熱鋼の溶湯を注入し、凝固した鋳片
を連続的に引き抜く耐熱鋼ビレットの製造方法において
、前記耐熱鋼として、重置%で、C:0.20〜0.6
0%、3i:0.50%以下、Mn : 6.70〜1
6.00%、N i : 1.50〜4.50%、Cr
: 16.50〜22.00%、N : 0.30〜
0.50%、Ca: 0.001〜0.020%、A1
:0.005〜0.100%、及び残部実質的にFeよ
りなる鋼を用い、前記タンディツシュ内の温度を前記耐
熱鋼の融点より35°C以下の範囲で高い温度とし、引
き抜き速度を1.6m/分以下として引き抜きを行うと
ともに、前記溶湯の湯面に粘度2.0ポアズ以上となる
鋳造パウダを投入することとしたものである。
0.20〜0.60%、Si:0.50%以下、Mn:
6.70−16.00%、Nr:1.50〜4.50%
、Cr : 16.50〜22.00%、N :
0.30〜0.50%、Ca : 0.001〜0
. 020%、Aj! : 0.005〜o、io
o%、及び残部実質的にFeよりなるものであり、この
耐熱鋼を製造するための第2の本発明は、タンディツシ
ュから冷却鋳型に耐熱鋼の溶湯を注入し、凝固した鋳片
を連続的に引き抜く耐熱鋼ビレットの製造方法において
、前記耐熱鋼として、重置%で、C:0.20〜0.6
0%、3i:0.50%以下、Mn : 6.70〜1
6.00%、N i : 1.50〜4.50%、Cr
: 16.50〜22.00%、N : 0.30〜
0.50%、Ca: 0.001〜0.020%、A1
:0.005〜0.100%、及び残部実質的にFeよ
りなる鋼を用い、前記タンディツシュ内の温度を前記耐
熱鋼の融点より35°C以下の範囲で高い温度とし、引
き抜き速度を1.6m/分以下として引き抜きを行うと
ともに、前記溶湯の湯面に粘度2.0ポアズ以上となる
鋳造パウダを投入することとしたものである。
先ず、第1の本発明である耐熱鋼ビレ7)における各成
分範囲(重量%)の限定理由を述べる。
分範囲(重量%)の限定理由を述べる。
c:o、2o〜0.60%
Cは本発明鋼の強度向上に資する成分元素であり、充分
な強度向上効果を発現させるためには少なくとも0.2
0%必要であるが、過度に増量すると粒界腐食の原因と
なるので、上限を0.60%とした。
な強度向上効果を発現させるためには少なくとも0.2
0%必要であるが、過度に増量すると粒界腐食の原因と
なるので、上限を0.60%とした。
Si:0.50%以下
Siは脱酸剤として有効な成分元素であるが、過度に添
加すると靭性を劣化させるので、上限を0.50%とし
た。
加すると靭性を劣化させるので、上限を0.50%とし
た。
Mn:6.70〜16.00%
Mnはオーステナイト組織の安定化に寄与する元素であ
り、高価なNiを補うために添加される。
り、高価なNiを補うために添加される。
Mnの添加量は少なくとも6.70%必要である。
しかし、余り多いと冷間加工時に加工硬化を生じるので
、上限を16.00%とした。
、上限を16.00%とした。
Ni:1.50〜4.50%
NrはMnと同様、オーステナイト組織]織の安定化に
資する成分であり、また、耐食性の向上にも有効である
。そのため、少なくとも1.50%必要であるが、Ni
は高価な元素であるため、上限を4.50%とした。
資する成分であり、また、耐食性の向上にも有効である
。そのため、少なくとも1.50%必要であるが、Ni
は高価な元素であるため、上限を4.50%とした。
Cr:16.50〜22.00%
Crは耐食性及び耐酸化性の向上に特に有効な元素であ
る。かかる特性を充分に発揮させるためには、少なくと
も16.50%必要である。しがし、Cr量を徒に多く
すると、オーステナイト組織を維持することが困難にな
り、−上記したオーステナイト生成元素つまりMn、N
iなどの添加量が増大し高価格化を招くので、上限を2
2.00%とした。
る。かかる特性を充分に発揮させるためには、少なくと
も16.50%必要である。しがし、Cr量を徒に多く
すると、オーステナイト組織を維持することが困難にな
り、−上記したオーステナイト生成元素つまりMn、N
iなどの添加量が増大し高価格化を招くので、上限を2
2.00%とした。
N1.30〜0.50%
Nはオーステナイト組織を安定化させる元素であり、そ
のためには少なくとも0.30%必要であるが、含有量
が余り増大すると、熱間加工性が ゛低下するの
で上限を0.50%とした。
のためには少なくとも0.30%必要であるが、含有量
が余り増大すると、熱間加工性が ゛低下するの
で上限を0.50%とした。
Ca:0.001〜0.02%
Caは鋼中の炭化物を粒状、分断化させ、熱間加工性を
改善するための添加元素である。この熱間加工性の向上
という観点からすると少なくとも0.001%以上は必
要である。但し、C,a量が増大すると連続鋳造時に、
析出したCaOがタンディツシュ内の浸漬ノズル開口部
を閉塞する虞れがあるため、上限を0.02%とした。
改善するための添加元素である。この熱間加工性の向上
という観点からすると少なくとも0.001%以上は必
要である。但し、C,a量が増大すると連続鋳造時に、
析出したCaOがタンディツシュ内の浸漬ノズル開口部
を閉塞する虞れがあるため、上限を0.02%とした。
A7!:0.005〜0.100%
Allは脱酸力の強い元素であり、例えば、5inHの
脱酸を行うためには少なくとも0.005%必要である
。しかし、余り多いと前述のCaと同様AI!zO3が
生成して浸漬ノズルを閉塞するという問題が生じるので
、上限を0.100%とした。
脱酸を行うためには少なくとも0.005%必要である
。しかし、余り多いと前述のCaと同様AI!zO3が
生成して浸漬ノズルを閉塞するという問題が生じるので
、上限を0.100%とした。
また、本発明の耐熱鋼は上記した成分元素の他に、0.
0005〜0.002%のBを含有していてもよい。B
は熱間加工性の向上に寄与する成分であり、充分な効果
を得るためには少なくとも0.0005%必要であるが
、余り多いとボロンナイトライドの生成に起因して、溶
体化処理後のミクロMi織の悪化を招くので、上限を0
.002%とした。
0005〜0.002%のBを含有していてもよい。B
は熱間加工性の向上に寄与する成分であり、充分な効果
を得るためには少なくとも0.0005%必要であるが
、余り多いとボロンナイトライドの生成に起因して、溶
体化処理後のミクロMi織の悪化を招くので、上限を0
.002%とした。
更に、本発明の耐熱鋼には、不純物元素として、0.0
4%以下のP、0.01%以下のS、0.70%以下の
Cu、0.60%以下のMo、0.0067%以下の0
.0.001%以下のpb、o、so%以下のW及び0
.50%以下のVなどの各元素が含有されていてもよい
。
4%以下のP、0.01%以下のS、0.70%以下の
Cu、0.60%以下のMo、0.0067%以下の0
.0.001%以下のpb、o、so%以下のW及び0
.50%以下のVなどの各元素が含有されていてもよい
。
本発明の耐熱鋼においては、Ca含有量を決定するため
に以下に述べる「有効Ca量」という考え方を導入した
。即ち、次式: 有効Ca量−トータルCa量−0,9×トータル01
・・・・・・・・・(1)この有効Ca量
がゼロのときには、Caは12Ca 0−7A120.
となって過不足なく存在する。12Ca□−7Aρ20
3は融点が低く、タンディツシュ内の温度で、充分溶融
するため、Al1203が単独で生成する場合のように
、浸漬ノズルを閉塞することが防止される。したがって
、有効Ca量≧0の場合に炭化物を粒状化させるCaが
存在することとなる。
に以下に述べる「有効Ca量」という考え方を導入した
。即ち、次式: 有効Ca量−トータルCa量−0,9×トータル01
・・・・・・・・・(1)この有効Ca量
がゼロのときには、Caは12Ca 0−7A120.
となって過不足なく存在する。12Ca□−7Aρ20
3は融点が低く、タンディツシュ内の温度で、充分溶融
するため、Al1203が単独で生成する場合のように
、浸漬ノズルを閉塞することが防止される。したがって
、有効Ca量≧0の場合に炭化物を粒状化させるCaが
存在することとなる。
次いで、第2の本発明である耐熱鋼の製造方法について
説明する。
説明する。
この製造方法は、第1図に示したような連続鋳造装置を
使用した連続鋳造法により耐熱鋼ビレットを製造する方
法であり、この時の条件、即ち、タンディツシュ温度、
引き抜き速度及び鋳造パウダの粘度を規定したものであ
る。
使用した連続鋳造法により耐熱鋼ビレットを製造する方
法であり、この時の条件、即ち、タンディツシュ温度、
引き抜き速度及び鋳造パウダの粘度を規定したものであ
る。
先ず、タンディツシュ温度は上記耐熱鋼の融点より35
℃以下の範囲で高い温度とする。そして、鋳片の引呑抜
き速度を1.6m/分以下とする。
℃以下の範囲で高い温度とする。そして、鋳片の引呑抜
き速度を1.6m/分以下とする。
更に、鋳造パウダとして、粘度が2.0ポアズ以上とな
るものを使用する。これらの各条件は、上記した耐熱鋼
ビレットを連続鋳造法により製造する際のシェル強度を
高めるために必須となるものであり、何れか1つでも上
記範囲を外れると、ブレークアウトが発生する虞れがあ
る。
るものを使用する。これらの各条件は、上記した耐熱鋼
ビレットを連続鋳造法により製造する際のシェル強度を
高めるために必須となるものであり、何れか1つでも上
記範囲を外れると、ブレークアウトが発生する虞れがあ
る。
なお、本発明の耐熱鋼は凝固収縮率が小さいので、連続
鋳造装置における鋳型としては、テーパ付きのもの、所
謂テーパモールドではなく、第1図のようなストレート
のモールドを使用することが好ましい。
鋳造装置における鋳型としては、テーパ付きのもの、所
謂テーパモールドではなく、第1図のようなストレート
のモールドを使用することが好ましい。
(実施例)
第1表に示した成分組成及び上記(1)式から算出され
た有効Ca量を有する各耐熱鋼A〜■を用意し、第1図
の連続鋳造装置を使用して、第2表に示した各条件で連
続鋳造を行い1451■×1451重のビレットを製造
した。この連続鋳造工程におけるブレークアウトの発生
の有無を第2表に示した。
た有効Ca量を有する各耐熱鋼A〜■を用意し、第1図
の連続鋳造装置を使用して、第2表に示した各条件で連
続鋳造を行い1451■×1451重のビレットを製造
した。この連続鋳造工程におけるブレークアウトの発生
の有無を第2表に示した。
ついで、得られた各ビレットを夫々6パスで95璽■×
95額となるまで熱間圧延し、線材表面のキズを観察す
ることにより、加工性を評価した。具体的には、キズ無
し・・・◎、キズ深さl mm以下・・・○、キズ深さ
1〜2fl・・・Δ、キズ深さ3mm以上・・・Xとし
て、夫々の結果を第2表中に示した。
95額となるまで熱間圧延し、線材表面のキズを観察す
ることにより、加工性を評価した。具体的には、キズ無
し・・・◎、キズ深さl mm以下・・・○、キズ深さ
1〜2fl・・・Δ、キズ深さ3mm以上・・・Xとし
て、夫々の結果を第2表中に示した。
(以下余白)
第2表からも明らかなように、第1の本発明の組成の耐
熱鋼を用いて、第2の本発明の製造方法により耐熱鋼ビ
レットを製造すると、製造時、即ち連続鋳造工程におけ
るブレークアウトの発生が有効に防止され、しかも、得
られたビレットの熱間加工性も大幅に改善されることが
確認された。
熱鋼を用いて、第2の本発明の製造方法により耐熱鋼ビ
レットを製造すると、製造時、即ち連続鋳造工程におけ
るブレークアウトの発生が有効に防止され、しかも、得
られたビレットの熱間加工性も大幅に改善されることが
確認された。
(発明の効果)
以上説明したように第1の本発明の面1熱鋼によれば、
重量%で、c : 0.20〜0.60%、Si二0.
50%以下、Mn : 6.70〜16.00%、Ni
;1.50〜4.50%、Cr : 16.50〜22
.00%、N : 0.30〜0.50%、Ca :
0.001〜0.020%、A7!:0.005〜0.
100%、及び残部実質的にFeよりなることとしたの
で、熱間圧延などの熱間加工性が向上し、しかも、この
ビレットを製造するための連続鋳造時にクラスター状の
AI。03の生成に起因する注入速度の制御性低下が防
止されるので、引き抜き速度を正確に制御することが可
能となりシェル強度が高められ従来オーステナイト系耐
熱鋼には適用することが困難であった連続鋳造法を適用
することが可能となった。
重量%で、c : 0.20〜0.60%、Si二0.
50%以下、Mn : 6.70〜16.00%、Ni
;1.50〜4.50%、Cr : 16.50〜22
.00%、N : 0.30〜0.50%、Ca :
0.001〜0.020%、A7!:0.005〜0.
100%、及び残部実質的にFeよりなることとしたの
で、熱間圧延などの熱間加工性が向上し、しかも、この
ビレットを製造するための連続鋳造時にクラスター状の
AI。03の生成に起因する注入速度の制御性低下が防
止されるので、引き抜き速度を正確に制御することが可
能となりシェル強度が高められ従来オーステナイト系耐
熱鋼には適用することが困難であった連続鋳造法を適用
することが可能となった。
更に、第2の本発明の耐熱鋼の製造方法によれば、タン
ディツシュから冷却鋳型に耐熱鋼の溶湯を注入し、凝固
した鋳片を連続的に引き抜く耐熱鋼ビレットの製造方法
において、前記耐熱鋼として、重量%で、c:o、2o
〜0.60%、Si:0.50%以下、Mn : 6.
70〜16.00%、Ni:1.50〜4.50%、C
r : l 6.50〜22.00%、N : 0.3
0〜0.50%、Ca : 0.001〜0.020%
、AI:0.005〜0.100%、及び残部実質的に
Feよりなる鋼を用い、前記タンディツシュ内の温度を
前記耐熱鋼の融点より35℃以下の範囲で高い温度とし
、引き抜き速度を1.6m/分以下として引き抜きを行
うとともに、前記溶湯の湯面に粘度2.0ポアズ以上と
なる鋳造パウダを投入することとしたので、シェル強度
が高められて連続鋳造時にブレークアウトが発生するこ
とが防止され、連続鋳造法の適用が可能となるとともに
、製造歩留まりが向上するという利点がある。
ディツシュから冷却鋳型に耐熱鋼の溶湯を注入し、凝固
した鋳片を連続的に引き抜く耐熱鋼ビレットの製造方法
において、前記耐熱鋼として、重量%で、c:o、2o
〜0.60%、Si:0.50%以下、Mn : 6.
70〜16.00%、Ni:1.50〜4.50%、C
r : l 6.50〜22.00%、N : 0.3
0〜0.50%、Ca : 0.001〜0.020%
、AI:0.005〜0.100%、及び残部実質的に
Feよりなる鋼を用い、前記タンディツシュ内の温度を
前記耐熱鋼の融点より35℃以下の範囲で高い温度とし
、引き抜き速度を1.6m/分以下として引き抜きを行
うとともに、前記溶湯の湯面に粘度2.0ポアズ以上と
なる鋳造パウダを投入することとしたので、シェル強度
が高められて連続鋳造時にブレークアウトが発生するこ
とが防止され、連続鋳造法の適用が可能となるとともに
、製造歩留まりが向上するという利点がある。
第1図は一般的な連続鋳造装置の構成を示す概略構成図
、第2図は第1図の装置における従来の不具合を示す一
部拡大断面図である。 1・・・タンディツシュ、2・・・浸漬ノズル、3・・
・鋳型、5・・・鋳片、5a・・・凝固層(シェル)、
5b・・・液相、5C・・・湯面、7・・・ストッパ、
8・・・鋳造パウダ。
、第2図は第1図の装置における従来の不具合を示す一
部拡大断面図である。 1・・・タンディツシュ、2・・・浸漬ノズル、3・・
・鋳型、5・・・鋳片、5a・・・凝固層(シェル)、
5b・・・液相、5C・・・湯面、7・・・ストッパ、
8・・・鋳造パウダ。
Claims (3)
- (1)重量%で、C:0.20〜0.60%、Si:0
.50%以下、Mn:6.70〜16.00%、Ni:
1.50〜4.50%、Cr:16.50〜22.00
%、N:0.30〜0.50%、Ca:0.001〜0
.020%、Al:0.005〜0.100%、及び残
部実質的にFeよりなることを特徴とする耐熱鋼。 - (2)更に、Bを、0.0005〜0.002%含有す
ることを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の耐熱鋼
。 - (3)タンディッシュから冷却鋳型に耐熱鋼の溶湯を注
入し、凝固した鋳片を連続的に引き抜く耐熱鋼の製造方
法において、前記耐熱鋼として、重量%で、C:0.2
0〜0.60%、Si:0.50%以下、Mn:6.7
0〜16.00%、Ni:1.50〜4.50%、Cr
:16.50〜22.00%、N:0.30〜0.50
%、Ca:0.001〜0.020%、Al:0.00
5〜0.100%、及び残部実質的にFeよりなる鋼を
用い、前記タンディッシュ内の温度を前記耐熱鋼の融点
より35℃以下の範囲で高い温度とし、引き抜き速度を
1.6m/分以下として引き抜きを行うとともに、前記
溶湯の湯面に粘度2.0ポアズ以上となるの鋳造パウダ
を投入することを特徴とする耐熱鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4014287A JPH0745701B2 (ja) | 1987-02-25 | 1987-02-25 | 耐熱鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4014287A JPH0745701B2 (ja) | 1987-02-25 | 1987-02-25 | 耐熱鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63210257A true JPS63210257A (ja) | 1988-08-31 |
JPH0745701B2 JPH0745701B2 (ja) | 1995-05-17 |
Family
ID=12572526
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4014287A Expired - Fee Related JPH0745701B2 (ja) | 1987-02-25 | 1987-02-25 | 耐熱鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0745701B2 (ja) |
-
1987
- 1987-02-25 JP JP4014287A patent/JPH0745701B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0745701B2 (ja) | 1995-05-17 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |