JP2001225154A - 溶鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 - Google Patents
溶鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 中心近傍の粗い粒状晶とそれを取り囲む粗い
柱状晶を、共に微細な等軸晶にできる連続鋳造方法およ
びそれを用いて鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳
造鋳片を提供する。 【解決手段】鋳型内メニスカス〜鋳型下１０ｍの間に誘
導電磁攪拌装置を有する連続鋳造装置を用いて、タンデ
ィッシュノズル内の溶鋼中にＭｇガスを吹き込み、該誘
導電磁攪拌装置により水平面内で溶鋼を旋回させながら
鋳造することを特徴とする溶鋼の連続鋳造方法。Ａｌ濃
度は０．０５％以下、Ｍｇ濃度は０．０００２〜０．０
１％にすること、誘導電磁攪拌による溶鋼の旋回流速は
３０〜１００ｃｍ／ｓにすることが望ましい。
柱状晶を、共に微細な等軸晶にできる連続鋳造方法およ
びそれを用いて鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳
造鋳片を提供する。 【解決手段】鋳型内メニスカス〜鋳型下１０ｍの間に誘
導電磁攪拌装置を有する連続鋳造装置を用いて、タンデ
ィッシュノズル内の溶鋼中にＭｇガスを吹き込み、該誘
導電磁攪拌装置により水平面内で溶鋼を旋回させながら
鋳造することを特徴とする溶鋼の連続鋳造方法。Ａｌ濃
度は０．０５％以下、Ｍｇ濃度は０．０００２〜０．０
１％にすること、誘導電磁攪拌による溶鋼の旋回流速は
３０〜１００ｃｍ／ｓにすることが望ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】通常の連続鋳造鋳片の横断面
には、中心にポロシティを伴う最終凝固部を取り囲むよ
うに配された中心近傍の粗い粒状晶部と、粗い粒状晶部
を取り囲む粗い柱状晶部とが観察される。この粗い粒状
晶と粗い柱状晶とを微細な等軸晶にすることができれ
ば、例えばスラブを薄板にした際には成形加工性が顕著
に優れた薄板になり、また例えば厚板にした際には低温
靱性に優れた厚板となる。本発明は、この粗い粒状晶と
柱状晶を微細な等軸晶にできる溶鋼の連続鋳造方法およ
びそれを用いて鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳
造鋳片に関するものである。
には、中心にポロシティを伴う最終凝固部を取り囲むよ
うに配された中心近傍の粗い粒状晶部と、粗い粒状晶部
を取り囲む粗い柱状晶部とが観察される。この粗い粒状
晶と粗い柱状晶とを微細な等軸晶にすることができれ
ば、例えばスラブを薄板にした際には成形加工性が顕著
に優れた薄板になり、また例えば厚板にした際には低温
靱性に優れた厚板となる。本発明は、この粗い粒状晶と
柱状晶を微細な等軸晶にできる溶鋼の連続鋳造方法およ
びそれを用いて鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳
造鋳片に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】「鉄鋼便覧」第３版、II 製銑・製鋼、
６５３頁には、等軸晶は溶鋼過熱度が低いと増加するこ
とから、等軸晶化には低温鋳造が有効であることが示さ
れている。ここで過熱度とは、溶鋼温度と液相線温度と
の差と定義される。また特開昭５０−２３３３８号公報
には、誘導電磁攪拌装置を用いて、凝固界面近傍の溶鋼
に一方向の旋回流を与え、柱状デンドライトを分断する
ことにより柱状晶を等軸晶にする技術が記載されてい
る。現状、凝固組織の等軸晶化には上記２つの技術が最
も効果的であるとされており、これら技術は単独で、又
は組み合わせて使用することにより、凝固組織をある程
度等軸晶化し、鋳片の中心偏析低減に効果を発揮してい
る。
６５３頁には、等軸晶は溶鋼過熱度が低いと増加するこ
とから、等軸晶化には低温鋳造が有効であることが示さ
れている。ここで過熱度とは、溶鋼温度と液相線温度と
の差と定義される。また特開昭５０−２３３３８号公報
には、誘導電磁攪拌装置を用いて、凝固界面近傍の溶鋼
に一方向の旋回流を与え、柱状デンドライトを分断する
ことにより柱状晶を等軸晶にする技術が記載されてい
る。現状、凝固組織の等軸晶化には上記２つの技術が最
も効果的であるとされており、これら技術は単独で、又
は組み合わせて使用することにより、凝固組織をある程
度等軸晶化し、鋳片の中心偏析低減に効果を発揮してい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら低温鋳造
では、溶融金属の過熱度を液相線に近い温度にし、これ
を浸漬ノズルから鋳型内に注入する必要があるため、浸
漬ノズルの閉塞や鋳型内でのディッケル生成等の凝固異
常を招く場合がある。このため、現状の連続鋳造では注
入する溶融金属の過熱度は２０〜３０Ｋ程度を採用して
おり、このような温度条件では薄板の成形加工性や厚板
の低温靱性を改善できる程の微細等軸晶化は達成されて
いない。
では、溶融金属の過熱度を液相線に近い温度にし、これ
を浸漬ノズルから鋳型内に注入する必要があるため、浸
漬ノズルの閉塞や鋳型内でのディッケル生成等の凝固異
常を招く場合がある。このため、現状の連続鋳造では注
入する溶融金属の過熱度は２０〜３０Ｋ程度を採用して
おり、このような温度条件では薄板の成形加工性や厚板
の低温靱性を改善できる程の微細等軸晶化は達成されて
いない。
【０００４】また、誘導電磁攪拌を用いる方法について
も、材質が改善できるまでの十分な微細等軸晶が安定し
て得られているわけではなく、例えば等軸晶が生成し難
いＣ含有率が０．１質量％以下の溶鋼に対しては、柱状
晶を十分に等軸晶化することは難しい。
も、材質が改善できるまでの十分な微細等軸晶が安定し
て得られているわけではなく、例えば等軸晶が生成し難
いＣ含有率が０．１質量％以下の溶鋼に対しては、柱状
晶を十分に等軸晶化することは難しい。
【０００５】本発明は、このような現状を鑑み、中心近
傍の粗い粒状晶とそれを取り囲む粗い柱状晶を、共に微
細な等軸晶にできる連続鋳造方法、およびそれを用いて
鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳造鋳片の提供を
課題としている。
傍の粗い粒状晶とそれを取り囲む粗い柱状晶を、共に微
細な等軸晶にできる連続鋳造方法、およびそれを用いて
鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳造鋳片の提供を
課題としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に本発明は、（１）鋳型内メニスカスから鋳型下１０ｍ
の間に誘導電磁攪拌装置を有する連続鋳造設備を用い
て、タンディッシュノズル内でＭｇガスを吹き込んだ溶
鋼を連続鋳造し、上記誘導電磁攪拌装置により水平面内
で溶鋼を旋回させながら鋳造することを特徴とする溶鋼
の連続鋳造方法である。また、（２）溶鋼中のＡｌ濃度
を０．０５質量％以下、Ｍｇ濃度を０．０００２〜０．
０１質量％とすることを特徴とする前項（１）記載の溶
鋼の連続鋳造方法である。また、（３）誘導電磁攪拌に
よる溶鋼の旋回流速が３０〜１００ｃｍ／ｓであること
を特徴とする前記（１）または（２）に記載の溶鋼の連
続鋳造方法である。また、（４）前記（１）乃至（３）
のいずれかに記載の鋳造方法により凝固組織の結晶粒径
を２ｍｍ以下に超微細化したことを特徴とする溶鋼連続
鋳造鋳片である。
に本発明は、（１）鋳型内メニスカスから鋳型下１０ｍ
の間に誘導電磁攪拌装置を有する連続鋳造設備を用い
て、タンディッシュノズル内でＭｇガスを吹き込んだ溶
鋼を連続鋳造し、上記誘導電磁攪拌装置により水平面内
で溶鋼を旋回させながら鋳造することを特徴とする溶鋼
の連続鋳造方法である。また、（２）溶鋼中のＡｌ濃度
を０．０５質量％以下、Ｍｇ濃度を０．０００２〜０．
０１質量％とすることを特徴とする前項（１）記載の溶
鋼の連続鋳造方法である。また、（３）誘導電磁攪拌に
よる溶鋼の旋回流速が３０〜１００ｃｍ／ｓであること
を特徴とする前記（１）または（２）に記載の溶鋼の連
続鋳造方法である。また、（４）前記（１）乃至（３）
のいずれかに記載の鋳造方法により凝固組織の結晶粒径
を２ｍｍ以下に超微細化したことを特徴とする溶鋼連続
鋳造鋳片である。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明の基本思想は、微細な酸化
物を溶鋼中に分散させ、これに電磁攪拌を加え溶鋼の過
熱度を低下させることにより、微細に分散させた酸化物
を等軸晶生成の核として効率的に活用し、鋳片内に微細
な等軸晶を生成させることにある。この基本思想を実現
するためには、鋳片内で等軸晶の核となり得る微細な
酸化物を生成させる方法と、微細な酸化物を起点に生
成した等軸晶核の再溶解を防止できるように溶鋼過熱度
を低減させた上で、微細に分散させた酸化物が凝集、合
体しない電磁攪拌条件を明らかにすることが重要であ
る。
物を溶鋼中に分散させ、これに電磁攪拌を加え溶鋼の過
熱度を低下させることにより、微細に分散させた酸化物
を等軸晶生成の核として効率的に活用し、鋳片内に微細
な等軸晶を生成させることにある。この基本思想を実現
するためには、鋳片内で等軸晶の核となり得る微細な
酸化物を生成させる方法と、微細な酸化物を起点に生
成した等軸晶核の再溶解を防止できるように溶鋼過熱度
を低減させた上で、微細に分散させた酸化物が凝集、合
体しない電磁攪拌条件を明らかにすることが重要であ
る。
【０００８】まず、の方法について述べる。Ａｌ脱酸
溶鋼には多数のＡｌ2 Ｏ3 系介在物が存在するが、この
介在物は極めて凝集、合体し易く粗大な酸化物となるた
め、等軸晶の核として有効に作用しない。これに対し、
本発明者らは、溶鋼中にＭｇを添加し、Ａｌ2 Ｏ3 系介
在物をＭｇＯ、或いはＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 に改質するこ
とにより、微細な酸化物を溶鋼中に均一に分散できるこ
と、さらにこれら酸化物が等軸晶生成の核になり易いこ
とを見いだした。これは、Ａｌ2 Ｏ3 と比較して、Ｍｇ
ＯやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 は溶鋼と濡れ易いためだと考え
られる。
溶鋼には多数のＡｌ2 Ｏ3 系介在物が存在するが、この
介在物は極めて凝集、合体し易く粗大な酸化物となるた
め、等軸晶の核として有効に作用しない。これに対し、
本発明者らは、溶鋼中にＭｇを添加し、Ａｌ2 Ｏ3 系介
在物をＭｇＯ、或いはＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 に改質するこ
とにより、微細な酸化物を溶鋼中に均一に分散できるこ
と、さらにこれら酸化物が等軸晶生成の核になり易いこ
とを見いだした。これは、Ａｌ2 Ｏ3 と比較して、Ｍｇ
ＯやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 は溶鋼と濡れ易いためだと考え
られる。
【０００９】しかしながら、Ｍｇを取鍋やタンディッシ
ュで添加した場合には、溶鋼が鋳型内で凝固するまでに
時間がかかるため、凝集し難いＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 でも
粗大化が進行してしまう。このため、できるだけ凝固が
起こる鋳型内に近いところでＭｇを添加することが、多
数の等軸晶核を存在させるために有効である。
ュで添加した場合には、溶鋼が鋳型内で凝固するまでに
時間がかかるため、凝集し難いＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 でも
粗大化が進行してしまう。このため、できるだけ凝固が
起こる鋳型内に近いところでＭｇを添加することが、多
数の等軸晶核を存在させるために有効である。
【００１０】Ｍｇは揮発性の金属であるため、鋳型内に
直接添加すると激しい突沸が生じるため、メニスカスが
大きく乱れ表面性状が大きく悪化し、激しい場合にはブ
レークアウトが生じる。本発明者らは、図１に示すよう
に、ノズル詰まりを防止するためにＡｒガスを吹き込ん
でいるタンディッシュノズル１の内壁やストッパー２の
貫通孔からＭｇをガス３として溶鋼中に吹き込むことを
発案した。図中の４は多孔質耐火物である。
直接添加すると激しい突沸が生じるため、メニスカスが
大きく乱れ表面性状が大きく悪化し、激しい場合にはブ
レークアウトが生じる。本発明者らは、図１に示すよう
に、ノズル詰まりを防止するためにＡｒガスを吹き込ん
でいるタンディッシュノズル１の内壁やストッパー２の
貫通孔からＭｇをガス３として溶鋼中に吹き込むことを
発案した。図中の４は多孔質耐火物である。
【００１１】本方法では、Ｍｇを事前にガス化してから
タンディッシュノズル内の溶鋼に吹き込むため、突沸が
生じることなく、従来のＡｒ吹き込みの場合と同様の安
定鋳造が可能である。吹き込まれたＭｇガス３はタンデ
ィッシュノズル１内の溶鋼中でＭｇＯ、或いはＭｇＯ・
Ａｌ2 Ｏ3 を生成し、その直後に鋳型内に注入されるた
め、凝固するまでの時間は極めて短時間であり、酸化物
が凝集合体する時間を殆ど与えない。その結果、鋳型内
の溶鋼中には等軸晶の核として有効に働くＭｇＯ、或い
はＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 を数多く微細に分散することがで
きる。
タンディッシュノズル内の溶鋼に吹き込むため、突沸が
生じることなく、従来のＡｒ吹き込みの場合と同様の安
定鋳造が可能である。吹き込まれたＭｇガス３はタンデ
ィッシュノズル１内の溶鋼中でＭｇＯ、或いはＭｇＯ・
Ａｌ2 Ｏ3 を生成し、その直後に鋳型内に注入されるた
め、凝固するまでの時間は極めて短時間であり、酸化物
が凝集合体する時間を殆ど与えない。その結果、鋳型内
の溶鋼中には等軸晶の核として有効に働くＭｇＯ、或い
はＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 を数多く微細に分散することがで
きる。
【００１２】本発明では、溶鋼中のＡｌ濃度は０．０５
質量％以下であり、これを超えるＡｌ濃度ではＭｇを添
加してもＡｌ2 Ｏ3 系介在物をＭｇＯ、或いはＭｇＯ・
Ａｌ 2 Ｏ3 に改質できず、微細な酸化物を溶鋼中に分散
することが難しくなる。また、Ｍｇの沸点が１０９７℃
であるため、１１００℃以上で金属Ｍｇを加熱してガス
化する方法、加熱したＡｒガスを金属Ｍｇと接触させて
Ｍｇ−Ａｒ混合ガスとする方法、さらにはＭｇＯをＡｌ
等で還元してＭｇガスを発生させる方法等により、事前
にＭｇガスを生成させ、これをタンディッシュノズル１
内壁に設けた多孔質耐火物４やストッパー２の貫通孔か
ら吹き込めば良い。
質量％以下であり、これを超えるＡｌ濃度ではＭｇを添
加してもＡｌ2 Ｏ3 系介在物をＭｇＯ、或いはＭｇＯ・
Ａｌ 2 Ｏ3 に改質できず、微細な酸化物を溶鋼中に分散
することが難しくなる。また、Ｍｇの沸点が１０９７℃
であるため、１１００℃以上で金属Ｍｇを加熱してガス
化する方法、加熱したＡｒガスを金属Ｍｇと接触させて
Ｍｇ−Ａｒ混合ガスとする方法、さらにはＭｇＯをＡｌ
等で還元してＭｇガスを発生させる方法等により、事前
にＭｇガスを生成させ、これをタンディッシュノズル１
内壁に設けた多孔質耐火物４やストッパー２の貫通孔か
ら吹き込めば良い。
【００１３】また、Ｍｇガスは非常に強い還元性ガスで
あり、溶鋼中でＡｌ2 Ｏ3 系介在物をＭｇＯ、或いはＭ
ｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 に容易に改質できるため、吹き込みガ
ス中のＭｇガス濃度は１０％以上であれば良い。但し、
Ｍｇガスを希釈するガスはＡｒガス等の不活性ガスと
し、溶鋼の汚染を防止する必要がある。また、Ｍｇガス
の吹き込みによる溶鋼中のＭｇ濃度は０．０００２〜
０．０１質量％にすることが好ましい。これは、Ｍｇ濃
度が０．０００２質量％未満では微細な酸化物の量が少
なくなることにより、Ｍｇ濃度が０．０１質量％を超え
ると酸化物が粗大化し易くなることにより、何れも鋳片
内の凝固組織を微細な等軸晶にする効果が低下するため
である。
あり、溶鋼中でＡｌ2 Ｏ3 系介在物をＭｇＯ、或いはＭ
ｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 に容易に改質できるため、吹き込みガ
ス中のＭｇガス濃度は１０％以上であれば良い。但し、
Ｍｇガスを希釈するガスはＡｒガス等の不活性ガスと
し、溶鋼の汚染を防止する必要がある。また、Ｍｇガス
の吹き込みによる溶鋼中のＭｇ濃度は０．０００２〜
０．０１質量％にすることが好ましい。これは、Ｍｇ濃
度が０．０００２質量％未満では微細な酸化物の量が少
なくなることにより、Ｍｇ濃度が０．０１質量％を超え
ると酸化物が粗大化し易くなることにより、何れも鋳片
内の凝固組織を微細な等軸晶にする効果が低下するため
である。
【００１４】次に、について述べる。一般に電磁攪拌
では、凝固界面の溶鋼に旋回流を付与するため、この旋
回流が柱状デンドライトを分断し、等軸晶化を促進する
と考えられている。しかし、本発明者等の知見では、電
磁攪拌は柱状デンドライトを流れの上流側に傾ける効果
を有するものの、従来から言われている柱状デンドライ
トを分断する効果は比較的小さく、むしろ電磁攪拌によ
り凝固シェルと溶鋼間の熱伝達が促進され、溶鋼の過熱
度を低下させる効果が高いことを見いだした。本発明で
は、この電磁攪拌の溶鋼過熱度を低下させる効果を活用
しており、電磁攪拌により微細な酸化物を起点に生成し
た等軸晶の再溶解を防止している。
では、凝固界面の溶鋼に旋回流を付与するため、この旋
回流が柱状デンドライトを分断し、等軸晶化を促進する
と考えられている。しかし、本発明者等の知見では、電
磁攪拌は柱状デンドライトを流れの上流側に傾ける効果
を有するものの、従来から言われている柱状デンドライ
トを分断する効果は比較的小さく、むしろ電磁攪拌によ
り凝固シェルと溶鋼間の熱伝達が促進され、溶鋼の過熱
度を低下させる効果が高いことを見いだした。本発明で
は、この電磁攪拌の溶鋼過熱度を低下させる効果を活用
しており、電磁攪拌により微細な酸化物を起点に生成し
た等軸晶の再溶解を防止している。
【００１５】しかしながら、電磁攪拌による溶鋼過熱度
の低減効果を高めていくためには、旋回流速を速くする
必要があり、その場合微細な酸化物が凝集、合体により
粗大化し、等軸晶の核として有効に機能しなくなる。そ
こで、Ｍｇを添加した溶鋼の連続鋳造実験により等軸晶
粒径に及ぼす電磁攪拌の旋回流速の影響を調査した。な
お、柱状晶の場合の粒径も同時に評価できるように等軸
晶粒径は［２（ａ・ｂ）0.5 ］と定義した（ａは結晶粒
の長径、ｂは結晶粒の短径である）。
の低減効果を高めていくためには、旋回流速を速くする
必要があり、その場合微細な酸化物が凝集、合体により
粗大化し、等軸晶の核として有効に機能しなくなる。そ
こで、Ｍｇを添加した溶鋼の連続鋳造実験により等軸晶
粒径に及ぼす電磁攪拌の旋回流速の影響を調査した。な
お、柱状晶の場合の粒径も同時に評価できるように等軸
晶粒径は［２（ａ・ｂ）0.5 ］と定義した（ａは結晶粒
の長径、ｂは結晶粒の短径である）。
【００１６】鋳片横断面の平均等軸晶粒径と電磁攪拌の
旋回流速との関係を図２に示す。図から分かるように、
Ｍｇを添加した鋳片の平均等軸晶粒径は溶鋼の旋回流速
が３０ｃｍ／ｓ以上になると小さくなるが、１００ｃｍ
／ｓを超えると反対に鋳片の平均等軸晶粒径は大きくな
り始める。この原因は、電磁攪拌の旋回流速が３０ｃｍ
／ｓ以上になると微細酸化物を起点に生成した等軸晶の
再溶鋼が抑制されるのに対し、旋回流速が１００ｃｍ／
ｓを超えるとＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 でも、凝集、
合体による粗大化が進行し、等軸晶の核としての機能が
低下するためだと考えられる。したがって、鋳片の凝固
組織を微細な等軸晶にするためには、電磁攪拌の旋回流
速を３０〜１００ｃｍ／ｓに制御する必要がある。
旋回流速との関係を図２に示す。図から分かるように、
Ｍｇを添加した鋳片の平均等軸晶粒径は溶鋼の旋回流速
が３０ｃｍ／ｓ以上になると小さくなるが、１００ｃｍ
／ｓを超えると反対に鋳片の平均等軸晶粒径は大きくな
り始める。この原因は、電磁攪拌の旋回流速が３０ｃｍ
／ｓ以上になると微細酸化物を起点に生成した等軸晶の
再溶鋼が抑制されるのに対し、旋回流速が１００ｃｍ／
ｓを超えるとＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 でも、凝集、
合体による粗大化が進行し、等軸晶の核としての機能が
低下するためだと考えられる。したがって、鋳片の凝固
組織を微細な等軸晶にするためには、電磁攪拌の旋回流
速を３０〜１００ｃｍ／ｓに制御する必要がある。
【００１７】また、鋳型下１０ｍよりも更に下方では、
既に鋳片表層の凝固はほぼ完了しているため、誘導電磁
攪拌は凝固の始まる鋳型内メニスカスから鋳型下１０ｍ
の位置に設置すれば良い。
既に鋳片表層の凝固はほぼ完了しているため、誘導電磁
攪拌は凝固の始まる鋳型内メニスカスから鋳型下１０ｍ
の位置に設置すれば良い。
【００１８】本発明は、上記説明からも分かるように、
スラブへの適用に限られたものではなく、ブルームやビ
レットに適用しても、十分な凝固組織の微細化効果が得
られる。
スラブへの適用に限られたものではなく、ブルームやビ
レットに適用しても、十分な凝固組織の微細化効果が得
られる。
【００１９】
【実施例】以下に、実施例及び比較例を挙げて、本発明
について説明する。 ［実施例１］炭素濃度０．１％、Ａｌ濃度０．０３８％
の溶鋼をタンディッシュ内で溶鋼温度１５５０℃とし、
厚み２５０ｍｍ×幅１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．
８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。１００％Ｍｇガスをタンディ
ッシュストッパーからノズル内に２０Ｎｌ／ｍｉｎで吹
き込み、溶鋼中のＭｇ濃度を０．０００３％とした。誘
導電磁攪拌は鋳型内メニスカスに設置されており、鋳造
中はこの電磁攪拌装置に５００Ａ、周波数２Ｈｚの電流
を流して凝固界面の溶鋼を４０ｃｍ／ｓの旋回流速で攪
拌した。本発明の方法で得られた鋳片を調査したとこ
ろ、鋳片横断面の凝固組織は全て等軸晶化し、その平均
等軸晶粒径は１．４ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織は
微細化していた。
について説明する。 ［実施例１］炭素濃度０．１％、Ａｌ濃度０．０３８％
の溶鋼をタンディッシュ内で溶鋼温度１５５０℃とし、
厚み２５０ｍｍ×幅１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．
８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。１００％Ｍｇガスをタンディ
ッシュストッパーからノズル内に２０Ｎｌ／ｍｉｎで吹
き込み、溶鋼中のＭｇ濃度を０．０００３％とした。誘
導電磁攪拌は鋳型内メニスカスに設置されており、鋳造
中はこの電磁攪拌装置に５００Ａ、周波数２Ｈｚの電流
を流して凝固界面の溶鋼を４０ｃｍ／ｓの旋回流速で攪
拌した。本発明の方法で得られた鋳片を調査したとこ
ろ、鋳片横断面の凝固組織は全て等軸晶化し、その平均
等軸晶粒径は１．４ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織は
微細化していた。
【００２０】［実施例２］炭素濃度０．１％、Ａｌ濃度
０．０３８％の溶鋼をタンディッシュ内で溶鋼温度１５
５０℃とし、厚み２５０ｍｍ×幅１５００ｍｍの鋳片を
鋳造速度０．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。３０％Ｍｇ−Ａ
ｒガスをタンディッシュストッパーから３０Ｎｌ／ｍｉ
ｎとタンディッシュノズル内壁の多孔質耐火物から１０
Ｎｌ／ｍｉｎで吹き込み、溶鋼中のＭｇ濃度を０．００
０５％とした。誘導電磁攪拌は鋳型内メニスカスに設置
されており、鋳造中はこの電磁攪拌装置に５００Ａ、周
波数２Ｈｚの電流を流して凝固界面の溶鋼を８０ｃｍ／
ｓの旋回流速で攪拌した。本発明の方法で得られた鋳片
を調査したところ、鋳片横断面の凝固組織は全て等軸晶
化し、その平均等軸晶粒径は１．５ｍｍであり、鋳片全
面の凝固組織は微細化していた。
０．０３８％の溶鋼をタンディッシュ内で溶鋼温度１５
５０℃とし、厚み２５０ｍｍ×幅１５００ｍｍの鋳片を
鋳造速度０．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。３０％Ｍｇ−Ａ
ｒガスをタンディッシュストッパーから３０Ｎｌ／ｍｉ
ｎとタンディッシュノズル内壁の多孔質耐火物から１０
Ｎｌ／ｍｉｎで吹き込み、溶鋼中のＭｇ濃度を０．００
０５％とした。誘導電磁攪拌は鋳型内メニスカスに設置
されており、鋳造中はこの電磁攪拌装置に５００Ａ、周
波数２Ｈｚの電流を流して凝固界面の溶鋼を８０ｃｍ／
ｓの旋回流速で攪拌した。本発明の方法で得られた鋳片
を調査したところ、鋳片横断面の凝固組織は全て等軸晶
化し、その平均等軸晶粒径は１．５ｍｍであり、鋳片全
面の凝固組織は微細化していた。
【００２１】［比較例１］炭素濃度０．１％、Ａｌ濃度
０．０３８％の取鍋内の溶鋼に１０％Ｍｇ−Ｎｉ合金を
添加し、Ｍｇ濃度を０．００２％に調整した。タンディ
ッシュ内で溶鋼温度を１５５０℃とし、厚み２５０ｍｍ
×幅１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで
鋳造した。鋳造中は電磁攪拌を使用しなかった。本鋳造
で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断面には比較
的長い柱状晶が残留しており、そのため平均等軸晶粒径
も４．０ｍｍで、凝固組織は微細化されていなかった。
０．０３８％の取鍋内の溶鋼に１０％Ｍｇ−Ｎｉ合金を
添加し、Ｍｇ濃度を０．００２％に調整した。タンディ
ッシュ内で溶鋼温度を１５５０℃とし、厚み２５０ｍｍ
×幅１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで
鋳造した。鋳造中は電磁攪拌を使用しなかった。本鋳造
で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断面には比較
的長い柱状晶が残留しており、そのため平均等軸晶粒径
も４．０ｍｍで、凝固組織は微細化されていなかった。
【００２２】［比較例２］炭素濃度０．１％、Ａｌ濃度
０．０３８％の溶鋼をタンディッシュ内で溶鋼温度１５
５０℃とし、厚み２５０ｍｍ×幅１５００ｍｍの鋳片を
鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。１００％Ｍｇガ
スをタンディッシュストッパーからノズル内に２０Ｎｌ
／ｍｉｎで吹き込み、溶鋼中のＭｇ濃度を０．０００３
％とした。鋳造中は電磁攪拌を使用しなかった。本鋳造
で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断面には比較
的長い柱状晶が残留しており、そのため平均等軸晶粒径
も３．５ｍｍで、凝固組織は微細化されていなかった。
０．０３８％の溶鋼をタンディッシュ内で溶鋼温度１５
５０℃とし、厚み２５０ｍｍ×幅１５００ｍｍの鋳片を
鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。１００％Ｍｇガ
スをタンディッシュストッパーからノズル内に２０Ｎｌ
／ｍｉｎで吹き込み、溶鋼中のＭｇ濃度を０．０００３
％とした。鋳造中は電磁攪拌を使用しなかった。本鋳造
で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断面には比較
的長い柱状晶が残留しており、そのため平均等軸晶粒径
も３．５ｍｍで、凝固組織は微細化されていなかった。
【００２３】［比較例３］炭素濃度０．１％、Ａｌ濃度
０．０３８％、溶鋼温度１５５０℃の溶鋼をタンディッ
シュから鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。溶
鋼中へのＭｇガス吹き込みは実施しなかった。誘導電磁
攪拌は鋳型内メニスカスに設置されており、鋳造中はこ
の電磁攪拌装置に５００Ａ、周波数２Ｈｚの電流を流し
て凝固界面の溶鋼を５０ｃｍ／ｓの旋回流速で攪拌し
た。本鋳造で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断
面には柱状晶が残留しており、そのため平均等軸晶粒径
も３．４ｍｍで、凝固組織は微細化されていなかった。
０．０３８％、溶鋼温度１５５０℃の溶鋼をタンディッ
シュから鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。溶
鋼中へのＭｇガス吹き込みは実施しなかった。誘導電磁
攪拌は鋳型内メニスカスに設置されており、鋳造中はこ
の電磁攪拌装置に５００Ａ、周波数２Ｈｚの電流を流し
て凝固界面の溶鋼を５０ｃｍ／ｓの旋回流速で攪拌し
た。本鋳造で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断
面には柱状晶が残留しており、そのため平均等軸晶粒径
も３．４ｍｍで、凝固組織は微細化されていなかった。
【００２４】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明による
と、鋳片表層と鋳片内部の凝固組織を、共に微細に等軸
晶化した連続鋳造鋳片を製造することができるため、薄
板では成形加工性に、厚板では低温靱性に優れた材料を
製造することが可能となる。
と、鋳片表層と鋳片内部の凝固組織を、共に微細に等軸
晶化した連続鋳造鋳片を製造することができるため、薄
板では成形加工性に、厚板では低温靱性に優れた材料を
製造することが可能となる。
【図１】本発明のＭｇガスの吹き込み方法を示す図。
【図２】鋳片横断面の平均等軸晶粒径と電磁攪拌の旋回
流速との関係を示す図。
流速との関係を示す図。
１：タンディッシュノズル ２：ストッパー ３：Ｍｇガス ４：多孔質耐火物
Claims (4)
- 【請求項１】 鋳型内メニスカスから鋳型下１０ｍの間
に誘導電磁攪拌装置を有する連続鋳造設備を用いて、タ
ンディッシュノズル内でＭｇガスを吹き込んだ溶鋼を連
続鋳造し、前記誘導電磁攪拌装置により水平面内で溶鋼
を旋回させながら鋳造することを特徴とする溶鋼の連続
鋳造方法。 - 【請求項２】 溶鋼中のＡｌ濃度を０．０５質量％以
下、Ｍｇ濃度を０．０００２〜０．０１質量％とするこ
とを特徴とする請求項１記載の溶鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項３】 誘導電磁攪拌による溶鋼の旋回流速が３
０〜１００ｃｍ／ｓであることを特徴とする請求項１ま
たは２に記載の溶鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項４】 請求項１乃至３のいずれかに記載の鋳造
方法により凝固組織の結晶粒径を２ｍｍ以下に超微細化
したことを特徴とする溶鋼の連続鋳造鋳片。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000041916A JP2001225154A (ja) | 2000-02-18 | 2000-02-18 | 溶鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000041916A JP2001225154A (ja) | 2000-02-18 | 2000-02-18 | 溶鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001225154A true JP2001225154A (ja) | 2001-08-21 |
Family
ID=18565061
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000041916A Withdrawn JP2001225154A (ja) | 2000-02-18 | 2000-02-18 | 溶鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001225154A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008018449A (ja) * | 2006-07-12 | 2008-01-31 | Kobe Steel Ltd | 浸漬ノズル管理方法 |
| US8056608B2 (en) | 2008-04-25 | 2011-11-15 | Goodwin Plc | Method of mitigating against thermal contraction induced cracking during casting of a super Ni alloy |
| KR101225228B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-01-22 | 현대제철 주식회사 | 턴디쉬의 용강 개재물 제거장치 |
| CN105238946A (zh) * | 2015-10-23 | 2016-01-13 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 碳纳米管增强铝基复合材料的制备装置及其连续化制备方法 |
| CN111451462A (zh) * | 2020-04-09 | 2020-07-28 | 苏州大学 | 利用浸入式水口喷吹镁粉细化连铸坯凝固组织的方法 |
| WO2021203851A1 (zh) * | 2020-04-09 | 2021-10-14 | 苏州大学 | 一种利用长水口喷粉进行钢水镁钙处理的方法 |
-
2000
- 2000-02-18 JP JP2000041916A patent/JP2001225154A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008018449A (ja) * | 2006-07-12 | 2008-01-31 | Kobe Steel Ltd | 浸漬ノズル管理方法 |
| US8056608B2 (en) | 2008-04-25 | 2011-11-15 | Goodwin Plc | Method of mitigating against thermal contraction induced cracking during casting of a super Ni alloy |
| KR101225228B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-01-22 | 현대제철 주식회사 | 턴디쉬의 용강 개재물 제거장치 |
| CN105238946A (zh) * | 2015-10-23 | 2016-01-13 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 碳纳米管增强铝基复合材料的制备装置及其连续化制备方法 |
| CN111451462A (zh) * | 2020-04-09 | 2020-07-28 | 苏州大学 | 利用浸入式水口喷吹镁粉细化连铸坯凝固组织的方法 |
| CN111451462B (zh) * | 2020-04-09 | 2021-09-28 | 苏州大学 | 利用浸入式水口喷吹镁粉细化连铸坯凝固组织的方法 |
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Legal Events
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