JP2928382B2 - 極低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
極低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造方法Info
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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
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は、極低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造方法に
関する。
関する。
背景技術 第１図は連続鋳造機上部の溶鋼注入部の概略図であ
り、この図を参照して連続鋳造法の概要について説明す
る。
り、この図を参照して連続鋳造法の概要について説明す
る。
従来、極低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造において
は、Al2O3の凝集付着による浸漬ノズル１の詰りを防止
するために、上ノズル２あるいはスライディングノズル
３から浸漬ノズル１内にArガスが吹込まれており、吹込
まれたArガスの気泡が鋳造中に鋳塊の凝固シェルにトラ
ップされ、圧延後の焼鈍中にこのArガスが温度上昇によ
って膨張し、冷延板の表面を膨出させていた。
は、Al2O3の凝集付着による浸漬ノズル１の詰りを防止
するために、上ノズル２あるいはスライディングノズル
３から浸漬ノズル１内にArガスが吹込まれており、吹込
まれたArガスの気泡が鋳造中に鋳塊の凝固シェルにトラ
ップされ、圧延後の焼鈍中にこのArガスが温度上昇によ
って膨張し、冷延板の表面を膨出させていた。
Arガスの吹込みを行わずに、浸漬ノズルの詰りを防止
する方法として、鋳造される溶鋼中にCaを含有させ、Al
2O3をより融点の低いCaO−Al2O3系複合化合物に変化さ
せてノズル詰りを防止する方法がある（特開平１−99
761号公報、特開昭61−276756号公報、特開昭61−1
457号公報 参照）。
する方法として、鋳造される溶鋼中にCaを含有させ、Al
2O3をより融点の低いCaO−Al2O3系複合化合物に変化さ
せてノズル詰りを防止する方法がある（特開平１−99
761号公報、特開昭61−276756号公報、特開昭61−1
457号公報 参照）。
これらのうちの特開平１−99761号公報に記載され
た方法は、タンディシュノズルの取付中心位置から1m以
内の距離に下端をタンディシュの溶鋼に浸漬せしめた耐
火物円周を配し、前記耐火物円筒内に前記タンディシュ
ノズルを通過する溶鋼量に対し、５〜20ppmのCaを添加
する方法である。
た方法は、タンディシュノズルの取付中心位置から1m以
内の距離に下端をタンディシュの溶鋼に浸漬せしめた耐
火物円周を配し、前記耐火物円筒内に前記タンディシュ
ノズルを通過する溶鋼量に対し、５〜20ppmのCaを添加
する方法である。
またの特開昭61−276756号公報に記載された方法
は、Ｃ≦0.015重量％を含有するアルミキルド溶鋼中
に、Ca又はCa合金を添加させることにより鋼中に２〜40
ppmの金属Caを残留させてCaO−Al2O3系介在物が生成さ
れるような処理する方法である。またの特開昭61−14
57号公報に記載された方法は、Tiを0.05wt％以上、Alを
0.01wt％以上含有するアルミキルド鋼又はアルミシリコ
ンキルド鋼を連続鋳造するためにあたり、タンディシュ
内溶鋼が0.001〜0.005wt％のCaを含むように成分調整す
る方法である。
は、Ｃ≦0.015重量％を含有するアルミキルド溶鋼中
に、Ca又はCa合金を添加させることにより鋼中に２〜40
ppmの金属Caを残留させてCaO−Al2O3系介在物が生成さ
れるような処理する方法である。またの特開昭61−14
57号公報に記載された方法は、Tiを0.05wt％以上、Alを
0.01wt％以上含有するアルミキルド鋼又はアルミシリコ
ンキルド鋼を連続鋳造するためにあたり、タンディシュ
内溶鋼が0.001〜0.005wt％のCaを含むように成分調整す
る方法である。
しかしながら、従来の、、のいずれの方法を用
いても イ）Caの添加条件、即ち鋼中化学組成（Ca,S濃度）の相
違により、冷延鋼板に錆が発生する。
いても イ）Caの添加条件、即ち鋼中化学組成（Ca,S濃度）の相
違により、冷延鋼板に錆が発生する。
ロ）鋼中化学組成（Ca、鋼中酸素濃度（以下「Ｔ・Ｏ濃
度」と称する。））、あるいは連鋳操業条件によりノズ
ル詰りが発生し、多連鋳が実地できない。
度」と称する。））、あるいは連鋳操業条件によりノズ
ル詰りが発生し、多連鋳が実地できない。
といった不都合を生じていた。
さらにCaを添加し、浸漬ノズル１内へのArガスの吹込
みを停止した場合、モールド５内でガスの浮力による溶
鋼の上昇流がなくなるため、モールド湯面の皮張りが生
じ、ブレークアウト発生率が高くなり、かつ鋳片の表面
および内部欠陥の原因となっていた。
みを停止した場合、モールド５内でガスの浮力による溶
鋼の上昇流がなくなるため、モールド湯面の皮張りが生
じ、ブレークアウト発生率が高くなり、かつ鋳片の表面
および内部欠陥の原因となっていた。
また、Arガスを停止した場合、浸漬ノズル１の内側側
面と溶鋼流間にガスが介在せず、断熱作用がなくなるた
め、モールド湯面上のノズル内面側壁に溶鋼が凝固し、
アルミナの凝集付着はなくなるものの凝固鉄６によるノ
ズル閉塞が生じる場合があった。
面と溶鋼流間にガスが介在せず、断熱作用がなくなるた
め、モールド湯面上のノズル内面側壁に溶鋼が凝固し、
アルミナの凝集付着はなくなるものの凝固鉄６によるノ
ズル閉塞が生じる場合があった。
なお、本発明で述べる極低炭素アルミキルド鋼とは、
溶鋼段階での炭素濃度が30ppm以下の鋼種で主にアルミ
ニウムで脱酸され酸素の濃度が40ppm以下の鋼種であ
る。
溶鋼段階での炭素濃度が30ppm以下の鋼種で主にアルミ
ニウムで脱酸され酸素の濃度が40ppm以下の鋼種であ
る。
発明の開示 本発明は上記従来技術の問題点を解決し、上記Arガス
の吹込みが不要であると共に、冷延板のふくれおよび発
錆を防止し得る極低炭素アルミキルド鋼の安定した連続
鋳造方法を提供することを課題とするものである。
の吹込みが不要であると共に、冷延板のふくれおよび発
錆を防止し得る極低炭素アルミキルド鋼の安定した連続
鋳造方法を提供することを課題とするものである。
本発明は、上記課題を解決するために、極低炭素アル
ミキルド鋼を連続鋳造するにあたり、 ａ）鋼中のCa濃度を６〜20ppmとし、Ｓ濃度を0.01重量
％以上とし、酸素濃度を30ppm以上とする。
ミキルド鋼を連続鋳造するにあたり、 ａ）鋼中のCa濃度を６〜20ppmとし、Ｓ濃度を0.01重量
％以上とし、酸素濃度を30ppm以上とする。
ｂ）タンディシュ４内の溶鋼過熱度ΔＴを16℃以上とす
る。
る。
ｃ）ノズル直胴部1aの平均溶鋼流速ｖを1.2m/sec以上と
する。
する。
以上を特徴とする鋳造方法である。
本発明らは、極低炭素アルミキルド鋼にCaに添加する
ことによりアルミナ介在物を低融点化し、浸漬ノズル１
内にArガス等のガスを吹込まなくとも安定して鋳造が可
能で、かつ冷延鋼板にてふくれるおよび錆の発生の防止
が可能な連続鋳造法を開発すべく、以下の３つの項目に
ついて検討を加えた。
ことによりアルミナ介在物を低融点化し、浸漬ノズル１
内にArガス等のガスを吹込まなくとも安定して鋳造が可
能で、かつ冷延鋼板にてふくれるおよび錆の発生の防止
が可能な連続鋳造法を開発すべく、以下の３つの項目に
ついて検討を加えた。
Ａ）溶鋼中のアルミナ介在物をCaで低融点化し、浸漬ノ
ズル内にガスを吹込まずとも介在物で浸漬ノズルが詰ま
らない溶鋼組成の検討 Ｂ）Ａ）の項目を満足させ、かつ連鋳操業の安定および
鋳片の高品質化を達成させるための操業技術の検討 Ｃ）冷延鋼板において、錆の発生を防止し得る鋼の組成
の検討 以下、Ａ）、Ｂ）、Ｃ）の順に各検討内容について説明
する。
ズル内にガスを吹込まずとも介在物で浸漬ノズルが詰ま
らない溶鋼組成の検討 Ｂ）Ａ）の項目を満足させ、かつ連鋳操業の安定および
鋳片の高品質化を達成させるための操業技術の検討 Ｃ）冷延鋼板において、錆の発生を防止し得る鋼の組成
の検討 以下、Ａ）、Ｂ）、Ｃ）の順に各検討内容について説明
する。
Ａ） 溶鋼中のアルミナ介在物をCaで低融点化し、ガス
吹込み無しで浸漬ノズルの詰まり防止可能な溶鋼組成の
検討。
吹込み無しで浸漬ノズルの詰まり防止可能な溶鋼組成の
検討。
以下に示すように、（１）式を用いてアルミナ介在物
を低融点化するために必要なCa濃度を検討した。
を低融点化するために必要なCa濃度を検討した。
Ca＋Al2C3→nCaO・Al2O3＋Al ……（１） 実験条件を表１に示す。表１中Ca濃度を０〜22ppmに変
化させて、実機連鋳機にて、浸漬ノズル内にガスを吹込
まずに、ノズル詰りと鋼中Ca濃度の関係を調べた。
化させて、実機連鋳機にて、浸漬ノズル内にガスを吹込
まずに、ノズル詰りと鋼中Ca濃度の関係を調べた。
Arガスを吹込まない場合の溶鋼中Ca量と浸漬ノズル詰
り指数との関係を第２図に示す。この第２図において浸
漬ノズル詰り指数とはノズルの詰り具合を示すスライデ
ィングノズル（浸漬ノズルの上部に位置する溶鋼量の調
整ゲート）の開度を指数化したもので、数値が大きいほ
ど詰りが大きいことを示している。
り指数との関係を第２図に示す。この第２図において浸
漬ノズル詰り指数とはノズルの詰り具合を示すスライデ
ィングノズル（浸漬ノズルの上部に位置する溶鋼量の調
整ゲート）の開度を指数化したもので、数値が大きいほ
ど詰りが大きいことを示している。
なお、第２図の浸漬ノズル詰り指数は１および２連目
のスライディングノズルの平均開度の指数値をみたもの
である。
のスライディングノズルの平均開度の指数値をみたもの
である。
これによりCa濃度を6ppm以上とすれば、従来のノズル
内Arガス吹き法と同等以上のノズル詰り防止効果が得ら
れることがわかる。ここで、Ca≦6ppmでは浸漬ノズル詰
りが著しく、鋳造を中断する場合もあった。
内Arガス吹き法と同等以上のノズル詰り防止効果が得ら
れることがわかる。ここで、Ca≦6ppmでは浸漬ノズル詰
りが著しく、鋳造を中断する場合もあった。
ついで表１中のCaを６〜20ppmとし、Arガスを浸漬ノ
ズル内に吹込まない条件下で、浸漬ノズルの詰りについ
てさらに詳細な検討を加えた。
ズル内に吹込まない条件下で、浸漬ノズルの詰りについ
てさらに詳細な検討を加えた。
表１中にある鋼中のＴ・Ｏ濃度を10〜40ppmと変化さ
せ、浸漬ノズル詰り指数とＴ・Ｏ濃度の関係を検査し
た。その結果を第３図に示す。鋼中Ca濃度とＴ・Ｏ濃度
を除く他の実験条件は表１と同様である。
せ、浸漬ノズル詰り指数とＴ・Ｏ濃度の関係を検査し
た。その結果を第３図に示す。鋼中Ca濃度とＴ・Ｏ濃度
を除く他の実験条件は表１と同様である。
第３図の浸漬ノズル詰り指数としては３連目のスライ
ディングノズルの平均開度を用いた。
ディングノズルの平均開度を用いた。
これによりＴ・Ｏ濃度が30ppmを越えると、ノズル詰
りが悪化し、３連以上の多連鋳が不可能なことがわかっ
た。
りが悪化し、３連以上の多連鋳が不可能なことがわかっ
た。
これはＴ・Ｏ濃度が30ppmを越えると、Caが６〜20ppm
の領域ではアルミナ介在物を低融点に形態制御しきれな
くなり、介在物の浸漬ノズルへの付着が生じるためであ
る。従って、Ｔ・Ｏ濃度を30ppm以下に抑える必要があ
る。
の領域ではアルミナ介在物を低融点に形態制御しきれな
くなり、介在物の浸漬ノズルへの付着が生じるためであ
る。従って、Ｔ・Ｏ濃度を30ppm以下に抑える必要があ
る。
Ｂ） 浸食ノズル内にガスを吹込まない条件下での連鋳
操業の安定化及び鋳片の高品質化 前述したＡ）の項目の条件を満足させて、浸漬ノズル
内にガスを吹込まないで連続鋳造する場合の操業の安定
性及び得られる鋳片の品質について検討した。
操業の安定化及び鋳片の高品質化 前述したＡ）の項目の条件を満足させて、浸漬ノズル
内にガスを吹込まないで連続鋳造する場合の操業の安定
性及び得られる鋳片の品質について検討した。
溶鋼組成をCa＝６〜20ppm、Ｔ・Ｏ≦30ppmとし、溶鋼
スループットあるいは浸漬ノズル内径を変化させて、浸
漬ノズル直胴部内溶鋼流速ｖ（ｖ＝浸漬ノズル内溶鋼の
体積流速／浸漬ノズル直胴部通路断面積）あるいはタン
ディッシュ４内の溶鋼過熱度ΔＴと、浸漬ノズル詰りと
の関係を調査した。
スループットあるいは浸漬ノズル内径を変化させて、浸
漬ノズル直胴部内溶鋼流速ｖ（ｖ＝浸漬ノズル内溶鋼の
体積流速／浸漬ノズル直胴部通路断面積）あるいはタン
ディッシュ４内の溶鋼過熱度ΔＴと、浸漬ノズル詰りと
の関係を調査した。
ここで、溶鋼過熱度ΔＴの調整は、 （１）転炉からの出鋼温度 （２）タンディッシュ・ヒータ （３）二次精錬時の溶鋼加熱（金属アルミニウム投入
の酸化熱） により行われる。
の酸化熱） により行われる。
他の条件は表１と同様である。結果を第４図に示す。
調査したのは、ｖは0.6〜2.4m/sec、ΔＴは７〜40℃の
範囲である。これより浸漬ノズルの連々が５連以上可能
な領域を斜線で示した。この領域は、ｖ≧1.2m/sec、Δ
Ｔ≧13℃である。このときの浸漬ノズル詰りの主因は、
鋼中の介在物が浸漬ノズル吐出口に付着するものではな
く、浸漬ノズル直胴部1aから大気への放熱によりその内
壁に凝固鉄６が成長するものである。Arガスを浸漬ノズ
ル内に吹込んだ場合は、ｖ≧0.6m/sec、ΔＴ≧７℃以上
でノズル連々は５連以上可能である。浸漬ノズル内にガ
スを吹込まない場合浸漬ノズル直胴部内壁とノズル内の
溶鋼流の間にガス膜が形成されずにガス膜による溶鋼温
度の断熱作用がなくなり、浸漬ノズル直胴部内壁に溶鋼
が凝固付着し、凝固鉄起因のノズル詰りが生じ易くな
る。
調査したのは、ｖは0.6〜2.4m/sec、ΔＴは７〜40℃の
範囲である。これより浸漬ノズルの連々が５連以上可能
な領域を斜線で示した。この領域は、ｖ≧1.2m/sec、Δ
Ｔ≧13℃である。このときの浸漬ノズル詰りの主因は、
鋼中の介在物が浸漬ノズル吐出口に付着するものではな
く、浸漬ノズル直胴部1aから大気への放熱によりその内
壁に凝固鉄６が成長するものである。Arガスを浸漬ノズ
ル内に吹込んだ場合は、ｖ≧0.6m/sec、ΔＴ≧７℃以上
でノズル連々は５連以上可能である。浸漬ノズル内にガ
スを吹込まない場合浸漬ノズル直胴部内壁とノズル内の
溶鋼流の間にガス膜が形成されずにガス膜による溶鋼温
度の断熱作用がなくなり、浸漬ノズル直胴部内壁に溶鋼
が凝固付着し、凝固鉄起因のノズル詰りが生じ易くな
る。
上記ノズル詰りを防止し、３連以上の連々を実施する
にはｖ≧1.2/secかつΔＴ≧13℃の条件が必要である。
にはｖ≧1.2/secかつΔＴ≧13℃の条件が必要である。
さらに浸漬ノズル内にガスを吹込まないと、モールド
内でガスの浮力による溶鋼の上昇流れが期待できず、モ
ールド場面で溶鋼が凝固し、モールドパウダーの鋼中へ
の巻き込み原因となったり、モールドパウダーが溶融不
足となりブレークアウトの発生原因となったりする。
内でガスの浮力による溶鋼の上昇流れが期待できず、モ
ールド場面で溶鋼が凝固し、モールドパウダーの鋼中へ
の巻き込み原因となったり、モールドパウダーが溶融不
足となりブレークアウトの発生原因となったりする。
Ca＝６〜15ppmとし、ΔＴ＝７〜40℃と変化させて、
他は表面１の実験条件下で浸漬ノズル内にガスを吹込ま
ずに連続鋳造を実施し、ブレークアウト発生率とΔＴの
関係を調査した。その結果を第５図に示す。
他は表面１の実験条件下で浸漬ノズル内にガスを吹込ま
ずに連続鋳造を実施し、ブレークアウト発生率とΔＴの
関係を調査した。その結果を第５図に示す。
第５図よりモールドパウダーの溶融不足によるブレー
クアウト発生率を低位に抑えるには、浸漬ノズル内にガ
スを吹込まない場合には、ΔTS≧16℃が必要であること
がわかる。
クアウト発生率を低位に抑えるには、浸漬ノズル内にガ
スを吹込まない場合には、ΔTS≧16℃が必要であること
がわかる。
さらに、ΔＴ≧16℃以上とすると、ΔＴが16℃未満の
鋳造条件で製造された冷延鋼板に較べてモールドパウダ
ーに起因する表面欠陥発生率も1/3以上に抑えることが
できる。
鋳造条件で製造された冷延鋼板に較べてモールドパウダ
ーに起因する表面欠陥発生率も1/3以上に抑えることが
できる。
以上、本発明者らは極低炭素アルミキルド鋼にCaを添
加して、浸漬ノズル内にガスを吹込まずに、浸漬ノズル
の詰りがなく、かつブレートアウトの発生を防止でき、
モールドパウダー起因の表面欠陥発生率を低率に維持す
るための条件は、（２）式に示すものであることを明確
にした。
加して、浸漬ノズル内にガスを吹込まずに、浸漬ノズル
の詰りがなく、かつブレートアウトの発生を防止でき、
モールドパウダー起因の表面欠陥発生率を低率に維持す
るための条件は、（２）式に示すものであることを明確
にした。
Ｃ） 冷延鋼板の発錆防止のための鋼組成の検討 Caを添加した極低炭素冷延鋼板の発錆試験を、以下に
示す２つの方法で得た冷延鋼板について実施した。
示す２つの方法で得た冷延鋼板について実施した。
イ）実験室規膜で、溶製、造塊、熱間冷延、冷間圧延を
実施して得た冷延鋼板 ロ）現場製造ラインである連続鋳造、熱間圧延、冷間圧
延工程を経て得られた冷延鋼板 イ）、ロ）の実験に供した鋼の組成を表２に示す。
実施して得た冷延鋼板 ロ）現場製造ラインである連続鋳造、熱間圧延、冷間圧
延工程を経て得られた冷延鋼板 イ）、ロ）の実験に供した鋼の組成を表２に示す。
Ca濃度をOppm及び６〜30ppm、Ｓを0.001〜0.020重量
％と各々変化させて得られた冷延鋼板の発錆試験を実施
した。発錆試験には、気水噴霧試験を用いた。
％と各々変化させて得られた冷延鋼板の発錆試験を実施
した。発錆試験には、気水噴霧試験を用いた。
気水噴霧試験とは90〜95℃の雰囲気温度でかつ90〜95
％湿度に保持した容器内に試験を片10時間放置し、その
時に発生した錆の面積率を測定するものである。
％湿度に保持した容器内に試験を片10時間放置し、その
時に発生した錆の面積率を測定するものである。
錆の発生機構は、気水噴霧試験の結果から、Al2O3はC
aによりAl2O3より融点の低いCaO−Al2O3系複合化合物を
生成するが、この化合物の周囲にはCaSが析出し、このC
aSは加水分解性であるために水に溶解し、その部分に溜
る水によって局部電池が形成され発錆するものである。
aによりAl2O3より融点の低いCaO−Al2O3系複合化合物を
生成するが、この化合物の周囲にはCaSが析出し、このC
aSは加水分解性であるために水に溶解し、その部分に溜
る水によって局部電池が形成され発錆するものである。
気水噴霧試験の実験結果を第６図及び第７図に示す。
第６図はCa＝６〜15ppmの範囲での気水噴霧試験によ
る錆発生指数（錆発生面積率を指数化したもの）と鋼中
Ｓ濃度との関係を示したものである。
る錆発生指数（錆発生面積率を指数化したもの）と鋼中
Ｓ濃度との関係を示したものである。
鋼中のＳ含有量は冷却後の錆発生と密接な関係があ
り、Ca含有量が6ppm以上15ppm以下の冷延板の場合、錆
発生を許可レベル以下に押えるには、第６図に示したよ
うに、鋼中Ｓ量を0.01重量％以下とする必要がある。
り、Ca含有量が6ppm以上15ppm以下の冷延板の場合、錆
発生を許可レベル以下に押えるには、第６図に示したよ
うに、鋼中Ｓ量を0.01重量％以下とする必要がある。
また鋼中Ｓ濃度0.005〜0.009重量％の領域において、
気水噴霧試験による錆発生指数と鋼中Ca濃度の関係をみ
たのが第７図である。
気水噴霧試験による錆発生指数と鋼中Ca濃度の関係をみ
たのが第７図である。
Ca量の増加と共に冷延板の発錆が増大する。錆発生を
許容レベル以下に押えるためにはCa量は20ppm以下、よ
り好ましくは15ppm以下とすることが望ましい。
許容レベル以下に押えるためにはCa量は20ppm以下、よ
り好ましくは15ppm以下とすることが望ましい。
上記データおよび他のデータよりCa＝６〜30ppm、Ｓ
＝0.001〜0.020重量％範囲での極低炭素冷延鋼板の錆発
生を防止するためのCaおよびＳの領域を整理して第８図
に示す。
＝0.001〜0.020重量％範囲での極低炭素冷延鋼板の錆発
生を防止するためのCaおよびＳの領域を整理して第８図
に示す。
第８図に示すように、錆発生許容レベル領域は、6ppm
≦Ca≦20ppm、Ｓ≦0.01重量％である。
≦Ca≦20ppm、Ｓ≦0.01重量％である。
以上Ａ）、Ｂ）、Ｃ）に示した本発明者らの実験よ
り、極低炭素アルミキルド鋼にCaを添加して、浸漬ノズ
ル内へのガス吹込みを実施せずに安定した連続鋳造法を
実現し、表面および内部欠陥の発生率が低くかつ発錆レ
ベルが許容限度以下の冷延鋼板を製造するためには、連
続鋳造操業において以下イ）〜ホ）の５項目の条件が必
須であることが明らかとなった。
り、極低炭素アルミキルド鋼にCaを添加して、浸漬ノズ
ル内へのガス吹込みを実施せずに安定した連続鋳造法を
実現し、表面および内部欠陥の発生率が低くかつ発錆レ
ベルが許容限度以下の冷延鋼板を製造するためには、連
続鋳造操業において以下イ）〜ホ）の５項目の条件が必
須であることが明らかとなった。
イ）6ppm≦Ca≦20ppm ロ）Ｓ≦0.01重量％ ハ）Ｔ・Ｏ≦30ppm ニ）ｖ≧1.2m/sec ホ）ΔＴ≦16℃ なお、溶鋼中へのCaの添加は、Ca金属、Ca−Si合金等
の適宜な材料を用いて、取鍋もしくはタンディシュにて
行うことができる。
の適宜な材料を用いて、取鍋もしくはタンディシュにて
行うことができる。
図面の簡単な説明 第１図は連続鋳造法の概略図および浸漬ノズル内への
ガス吹込みを停止した場合の浸漬ノズル内面への凝固鉄
の付着の概略図、 第２図は浸漬ノズル詰り指数と溶鋼中Ca量との関係を
示したグラフ、 第３図は浸漬ノズル詰り指数と溶鋼中Ｔ・Ｏ濃度との
関係を示したグラフ、 第４図はノズル連々とｖ、ΔＴとの関係を示した図、 第５図はブレークアウト発生指数とΔＴとの関係を示
した 第６図は気水噴霧試験による錆発生指数と鋼中Ｓ濃度
との関係を示したグラフ、 第７図は気水噴霧試験による錆発生指数と鋼中Ca濃度
との関係を示したグラフ、 第８図は錆発生許容レベルのCa−Ｓ領域を示した図で
ある。
ガス吹込みを停止した場合の浸漬ノズル内面への凝固鉄
の付着の概略図、 第２図は浸漬ノズル詰り指数と溶鋼中Ca量との関係を
示したグラフ、 第３図は浸漬ノズル詰り指数と溶鋼中Ｔ・Ｏ濃度との
関係を示したグラフ、 第４図はノズル連々とｖ、ΔＴとの関係を示した図、 第５図はブレークアウト発生指数とΔＴとの関係を示
した 第６図は気水噴霧試験による錆発生指数と鋼中Ｓ濃度
との関係を示したグラフ、 第７図は気水噴霧試験による錆発生指数と鋼中Ca濃度
との関係を示したグラフ、 第８図は錆発生許容レベルのCa−Ｓ領域を示した図で
ある。
発明を実施するための最良の形態 以下、本発明の実施例について比較例と対比して示
す。
す。
表３及び表４に示した条件下で、極低炭素アルミキル
ド鋼の連続鋳造を取鍋溶鋼４連にて実施した。尚、比較
例２においては、ノズル詰りのため１ないしは２連目で
鋳造を中断した例もあった。
ド鋼の連続鋳造を取鍋溶鋼４連にて実施した。尚、比較
例２においては、ノズル詰りのため１ないしは２連目で
鋳造を中断した例もあった。
鋳造後のノズル開口面積率、冷延ふくれ欠陥発生率及
び気水噴霧試験による錆発錆面積率を表５に示す。ここ
で である。
び気水噴霧試験による錆発錆面積率を表５に示す。ここ
で である。
表５に示すように、本発明により、鋳造時のノズル詰
り及び冷延板焼鈍時のふくれが解決され、冷延板の発錆
を著しく抑制することができた。
り及び冷延板焼鈍時のふくれが解決され、冷延板の発錆
を著しく抑制することができた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−276756（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−134051（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−140033（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−99761（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/10 B22D 11/18
Claims (2)
- 【請求項１】極低炭素アルミキルド鋼を連続鋳造するに
あたり、鋼中のCa濃度を6ppm以上20ppm以下とし、Ｓ濃
度を0.01重量％以下、及び酸素濃度を30ppm以下とし、 タンディッシュ内の溶鋼過熱度を16℃以上とし、かつノ
ズル直胴部の平均溶鋼流速を1.2m/sec以上とすることを
特徴とする極低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項２】浸漬ノズル内のガスを吹き込むことなく鋳
造を行うことを特徴とする請求項１記載の極低炭素アル
ミキルド鋼の連続鋳造方法。
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|---|---|---|---|
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| JP2-322693 | 1990-11-28 | ||
| JP4500067A JP2928382B2 (ja) | 1990-11-28 | 1991-11-27 | 極低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造方法 |
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| FR2838990B1 (fr) * | 2002-04-29 | 2006-03-03 | Mannesmann Roehren Werke Ag | Procede pour fabriquer un acier calme a l'aluminium |
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| CN114474936B (zh) * | 2021-12-17 | 2024-12-06 | 惠州万极新能源材料有限公司 | 一种用于提高铝塑膜冲深后r角铝箔残留量的处理方法 |
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|---|---|---|---|---|
| SU634844A1 (ru) * | 1976-05-14 | 1978-11-30 | Предприятие П/Я Р-6762 | Способ непрерывной разливки металлов и сплавов |
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| JPH0774374B2 (ja) * | 1986-12-02 | 1995-08-09 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の製造方法 |
| JPH0199761A (ja) * | 1987-10-13 | 1989-04-18 | Kawasaki Steel Corp | アルミキルド鋼の連続鋳造方法 |
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1991
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- 1991-11-27 EP EP91920806A patent/EP0512118B1/en not_active Revoked
- 1991-11-27 WO PCT/JP1991/001625 patent/WO1992009387A1/ja not_active Ceased
- 1991-11-27 JP JP4500067A patent/JP2928382B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1991-11-27 US US07/915,708 patent/US5297614A/en not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-07-28 KR KR1019920701789A patent/KR100189259B1/ko not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| JPH02255698A (ja) * | 1989-03-29 | 1990-10-16 | Green Cross Corp:The | 血液凝固第８因子の製造法 |
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| EP0512118B1 (en) | 1997-04-23 |
| DE69125823T2 (de) | 1997-07-31 |
| KR100189259B1 (ko) | 1999-06-01 |
| US5297614A (en) | 1994-03-29 |
| DE69125823D1 (de) | 1997-05-28 |
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| EP0512118A4 (ja) | 1994-03-23 |
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