JP2003094150A - TiおよびAl含有鋼用連続鋳造パウダーおよび連続鋳造方法 - Google Patents
TiおよびAl含有鋼用連続鋳造パウダーおよび連続鋳造方法Info
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Abstract
パウダーを提供し、表面欠陥のないスラブを連続鋳造す
る方法を提案する。 【解決手段】 Ti:0.08〜3.0wt%、Al:0.02〜0.8wt%
を含む溶鋼を、CaO:25〜40wt%、SiO2:25〜40wt
%、Na2O:10〜20wt%、Al2O3:10wt%以下、F:5
〜10wt%、C:1〜5wt%含有し、かつ、塩基度が0.7<Ca
O/SiO2<1.8、1300℃における粘度が1〜4poise、凝
固温度が900〜1300℃で、鋳型と凝固シェルとの間に流
入したときに鋳型に接する側が結晶化する特性を有する
連続鋳造パウダーを用いて連続鋳造する。
Description
する鋼、とくにステンレス鋼や耐熱鋼,超耐食鋼などを
連続鋳造するときに用いる連続鋳造用パウダーと、その
パウダーを用いて表面欠陥のないスラブを連続鋳造する
方法についての提案である。
O,SiO2,Na2O,Al2O3,F等の酸化物にて構成
されているものが用いられている。しかし、このような
パウダーの場合、活性な元素であるTiやAlを含有する鋼
を連続鋳造する場合には、これらの元素がパウダー(以
下、単に「パウダー」という)に含まれるSiO2と反応
し、TiO2,Al2O3等の酸化物を生成し、これらがパ
ウダー(スラグ)中にピックアップされる。そのため、
パウダーの組成が大きく変化するとともに、粘度、凝固
温度等の物性もまた変化し、鋳造に適した物性範囲を逸
脱するという問題点があった。その結果、デプレッショ
ン、縦割れ、ブリーディング等のスラブ表面欠陥を引き
起こし、最悪の場合、ブレークアウトを招いて鋳造停止
となるようなこともあった。
ば特開平4-100660号公報では、塩基度CaO/SiO2を0.
4以下、凝固温度を790〜835℃としたパウダーを用いて
鋳造し、パウダーが組成変化を起こしても、物性値が適
性範囲に収まるようにした技術を提案している。しか
し、この技術は、塩基度ならびに凝固温度を低めに誘導
していることから、パウダーの結晶性が失われてガラス
化し、凝固シェル/銅鋳型間への溶融パウダーの流入量
が大幅に増加し、不均一冷却を招くという問題があっ
た。
て、特開平7-32091号公報では、塩基度CaO/SiOが0.4
〜0.7のパウダーを、特開平7-116778号公報では、塩基
度CaO/SiOが0.2〜0.6のパウダーをそれぞれ用いて鋳
造する技術を開示している。しかし、これらの技術の場
合もまた、塩基度が低いため、パウダーの結晶性が失わ
れてガラス化し、パウダー流入量が大幅に増加し、不均
一冷却を招くという問題があった。
報では、塩基度CaO/SiOを1.8〜2.5と高く調整したパ
ウダーを用いて鋳造する技術を提案している。このよう
にパウダーの塩基度を高くすると、溶鋼成分であるTiや
Alとパウダー中のSiO2との反応が抑制され、パウダー
の物性変化を防止することができる。しかし、このパウ
ダーは、塩基度が著しく高いために、凝固温度が高くな
り、適性なパウダーの流入量が確保できず、スティッキ
ング等の間題を起こすおそれがあった。また、このパウ
ダーは、凝固温度および粘度を適正化するために、Li2
OやNa2O等の高価なフラックスの添加を必要とするた
め、コスト高となるという問題もあった。
元素であるため、精錬時の歩留りが悪いという問題があ
る。そのため、Ti含有鋼の脱酸は、Alで行っており、Al
の濃度は、低くても0.02wt%、高い場合には0.8wt%程
度である。その結果、パウダー中にAl2O3のピックア
ップが起こり、パウダー物性に対して大きな影響を及ぼ
すようになる。しかし、上記各従来技術では、この点に
ついての配慮がなされていない。
来、活性なTiやAlを含有する鋼を連続鋳造する場合、従
来のパウダーでは、鋳造中にSiO2が低減し、TiO2や
Al2O3のピックアップが起こり、その結果、上述した
ように、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の
表面欠陥を招いたり、場合によっては、ブレークアウト
して、鋳造停止となる問題があった。
に好適な連続鋳造用パウダーを提供すること、および表
面欠陥のないスラブを連続鋳造する方法を提案すること
にある。
述した問題に接し、発明者らは、まず、少なくともTi:
0.08〜3.0wt%、Al:0.02〜0.8wt%を含み、その他にFe
ならびに各種添加成分と不可避的混入元素とからなる鋼
を連続鋳造するのに好適な、連続鋳造用パウダーの物性
値がどのようなものが好適かについて検討した。その検
討のために、発明者らは熱分析等の溶鋼の凝固試験を行
った。その結果、1300℃における粘度が1〜4poise、凝
固温度が900〜1300℃であり、さらに、凝固時に、カス
ピダイン、ネフェリン、ペロブスカイトといった結晶相
を晶出する特性を有するパウダーであれば、本発明にお
いて処理対象とするTiおよびAl含有鋼を、表面欠陥を伴
うことなく鋳造できることが明らかとなった。
どのような化学成分・組成にしたらいいかについて究明
するために、種々の成分組成のパウダーについて、粘度
ならびに凝固温度を測定した。その結果、CaO:25〜40
wt%、SiO2:25〜40wt%、Na2O:10〜20wt%、Al2
O3:10wt%以下、F:5〜10wt%を含む成分組成のパ
ウダーが、上記の物性値ならびに性質を満足することが
わかった。
組成の連続鋳造用パウダーと、Ti:0.08〜3.0%、Al:
0.02〜0.8%を含む溶鋼との反応実験を行った。その結
果、溶鋼の過熱度を50℃以下とし、かつ、パウダーの塩
基度を0.7<CaO/SiO2<1.8を満足するようにした場
合、パウダー中へのTiO2およびAl2O3のピックアッ
プを、鋳造適性範囲を超えない範囲(合計で30%以下)
に抑えることができることがわかった。
を、最終的に実機にて使用し、種々の鋳造条件で試験鋳
造を行った。その結果、上記成分組成のものにさらに骨
材としてのCを1〜5wt%含む連続鋳造用パウダーを用
い、溶鋼過熱度を5〜50℃とし、引抜速度を600〜900mm
/分に制御して連続鋳造を行うことにより、パウダーの
溶融速度ならびに溶融パウダーの流入量がともに適正範
囲に入ることが明らかとなった。
果に基づき開発されたものであって、その要旨構成とす
るところは、少なくとTi:0.08〜3.0wt%、Al:0.02〜0.
8wt%を含有する鋼の連続鋳造に用いるパウダーであっ
て、このパウダーは、CaO:25〜40wt%、SiO2:25〜
40wt%、Na2O:10〜20wt%、Al2O3:10wt%以下、
F:5〜10wt%、骨材としてのCを1〜5wt%含有する成
分組成を有し、かつ、塩基度が0.7<CaO/SiO2<1.
8、1300℃における粘度が1〜4poise、凝固温度が900〜1
300℃の特性を有し、さらに凝固時には結晶化すること
にある。
ダイン、ネフェリン、ペロブスカイトといった結晶相を
晶出するものであることが好ましく、そしてその結晶相
の厚みは、パウダーのトータル厚みの5〜90%とするこ
とが好ましい。
%、Mn≦2.0wt%、Ni≦85wt%、Cr≦30wt%、Ti:0.08〜3.0
wt%、Al:0.02〜0.8wt%、残部がFeおよび不可避的不
純物からなる溶鋼を、引抜速度:600〜900mm/分、溶鋼
過熱度:5〜50℃の条件の下で、上記した連続鋳造用パ
ウダーを用いて連続鋳造する方法である。
o:0.5〜5wt%、Cu:0.5〜5wt%、V:0.5%以下およびB:1
00ppm以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含
むことが好ましい。
ける、パウダー中のTiO2およびAl 2O3のピックアッ
プ量が、合計で30wt%以下になるように鋳造することが
好ましい。
続鋳造用パウダーは、実験を通して開発されたものであ
り、基本的に、CaO−SiO2−Na2O−Al2O3−F系
から構成されており、1300℃における粘度が1〜4pois
e、凝固温度が900〜1300℃という特性を有し、かつ凝固
時に結晶化することが特徴である。以下、本発明のかか
るパウダーの物性と性質を上記のように限定した理由に
ついて説明する。
seを超えるような高さのものでは、デプレッション、縦
割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブの
研削量が増加して歩留りが低下する。しかも、最悪の場
合には、ブレークアウトを引き起こす。このことから、
1300℃における粘度は1〜4poiseとする。好ましくは1.2
〜3.7poise、より好ましくは1.5〜2.5poiseである。
超えて高すぎたりすると、デプレッション、縦割れ、ブ
リーディング等の表面欠陥を発生し、スラブの研削量が
増加して歩留りが低下する。最悪の場合にはブレークア
ウトを引き起こす。このことから、凝固温度は900〜130
0℃とする。好ましくは950〜1280℃、より好ましくは98
0〜1250℃である。
化する場合とガラス化する場合とがある。溶融したパウ
ダーは、鋳造中に凝固シェルと銅鋳型間に流入して少な
くとも一部が凝固する。このとき、凝固層のパウダーが
ガラス化することなく結晶化すれば、パウダーフイルム
が均一に形成されるようになり、スラブの均一冷却が実
現される。従って、パウダーの特性として、凝固時に少
なくとも鋳型に接する側が所定の厚みで結晶化すること
が必要とされる。なお、パウダーが凝固する際に生成す
る該結晶相の組成は、カスピダイン(3CaO・2SiO2・
CaF2)、ネフェリン(Na2O・Al2O3・2Si
O2)、ペロブスカイト(CaO・TiO2)のうちのいず
れか1種または2種以上となることが望ましい。なお、
ペロブスカイトは、パウダー中にTiO2がピックアップ
した際に生成する。
成する結晶相の厚み(割合)は、凝固層トータル厚みの
5〜90%を占める厚みとする。ただし、このような凝固層
にする理由は、結晶相の割合が5%未満であると、ほとん
どガラスとしての挙動を示すため、上述した理由により
不均一冷却を起こす。逆に、90%を超える場合、溶融パ
ウダー層が薄くなり、凝固シェルの潤滑を悪くする。こ
れらの場合、いずれも、表面欠陥をもたらす危険性がき
わめて高くなる。したがって、本発明に係るパウダーの
性質としては、鋳型/凝固シェル間に流入したパウダー
の結晶相の割合が、凝固層トータルの厚みの5〜90%を占
めるようなものにする。この性質については、CaO,SiO
2,Al3O2,Na2O,F含有量を適正化することにより
制御できる。好ましくは10〜80%、さらに好ましくは15
〜75%である。なお、鋳型/凝固シェル間に流入したパ
ウダーのトータル厚みに関しては、特に限定する必要は
ないが、0.5〜3mmが好ましい。
のように限定した理由を説明する。 CaO:25〜40wt%、SiO2:25〜40wt%、Na2O:10〜2
0wt%、Al2O3:10wt%以下、F:5〜10wt%;これら
の成分は、いずれも、上記した物性値ならびに結晶化挙
動を達成するために必要である。このうち、Al2O
3は、含まなくても、物性値および結晶化挙動を適正範
囲とすることができるため、10wt%以下とした。その他
のCaOやSiO 2,Na2O,Fについては、凝固温度,粘
度,結晶化挙動を適正なものにするため、それぞれ上記
の範囲内に制御することとした。
量が高くなるため、下記の反応が起こり、パウダー中に
TiO2およびAl2O3がピックアップされる。TiO2お
よびAl2O3のうちのいずれかまたは両方のピックアッ
プ量が10%を超えると、物性値が鋳造適性範囲を逸脱し
てしまう。その結果、デプレッション、縦割れ、ブリー
ディング等の表面欠陥を発生し、スラブの研削量が増加
して歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウト
を引き起こす。 (SiO2)+Ti=(TiO2)+Si ……(1) 3(SiO2)+4Al=2(Al2O3)+3Si ……(2) ここで、( )はパウダー中の成分であり、下線部は溶鋼
中の成分を表す。また、パウダーは、塩基度が低いとガ
ラス化し易くなるとともに、粘度も高くなる傾向にあ
り、物性値を調整し難くなる。また、塩基度が1.8以上
の場合は、上記の物性値を得ることが出来ない。したが
って、塩基度の範囲を0.7超え1.8末満とした。好ましく
は、0.75以上、1.5以下、より好ましくは0.8以上、1.3
以下である。
のであり、1wt%未満では、溶融が速すぎて、過剰流入
を引き起こし、デプレッション、縦割れ、ブリーディン
グ等の表面欠陥を発生し、スラブ歩留りが低下する。最
悪の場合は、ブレークアウトを引き起こす。逆に、Cが
5wt%を超えて高い場合は、溶融速度が遅くなりすぎ
て、流入が追いつかず、デプレッション、縦割れ、ブリ
ーディング等の表面欠陥を引き起こし、スラブ歩留りが
低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起こ
す。
i,Al含有鋼の連続鋳造方法を提案する。本発明に係
る上記パウダーが効果的に用いられる対象鋼種は、C≦
1.0wt%、Si≦2.0wt%、Mn≦2.0wt%、Ni≦85wt%、Cr≦30w
t%、Ti:0.08〜3.0wt%、Al:0.02〜0.8wt%、残部がFe
と不可避的不純物からなる溶鋼である。そして、この溶
鋼を鋳造する際は、引抜速度を600〜900mm/分、溶鋼過
熱度を5〜50℃に制限する。すなわち、本発明のパウダ
ーを用いて、上記条件下で連続鋳造を行うことにより、
パウダー中へのTiO2およびAl2O3のピックアップ量
を、合計で30wt%以下に抑制することが可能となり、そ
の結果、表面欠陥がなく、スラブの研削における歩留り
を90%以上に確保することが可能となる。以下に、それ
ぞれの限定理由について説明する。
%、Si:0.01〜2.0wt%、Mn:0.01〜2.0wt%、Ni:5〜85wt
%、Cr:13〜30wt%、Ti:0.08〜3.0wt%,Al:0.02〜0.8w
t%を含み、必要に応じ、Mo:0.5〜5wt%、Cu:0.5〜5wt
%、V:0.5wt%以下、B:100ppm以下のうちから選ばれる
1種または2種以上を含むステンレス鋼,耐熱鋼,超耐
食鋼を用いることが好ましい。
を保つために有用であり、Si,Mnは脱酸に有用な元素で
ある。また、Niは組織をオーステナイトに保つために有
用であり、Crは耐食性,耐熱性に有用な元素である。そ
して、Ti,Alは耐熱性や耐高温酸化性あるいは脱酸に有
用な元素である。その他、Mo,Cu,Vは、耐食性や結晶
粒径制御のために有用で、必要に応じて添加できる。B
は熱間加工性向上のため添加しても構わない成分であ
る。
の滞在時間が長くなり、強冷却になるとともに、溶融パ
ウダーの更新が遅くなり、デプレッション、縦割れ、ブ
リーディング等の表面欠陥を発生してスラブの研削量が
増加して歩留りが低下する。逆に、引抜速度が900mm/
分を超える場合、鋳型内でのシェルの成長が追いつか
ず、ブレークアウトを引き起こす。そのため、引抜速度
は600〜900mm/分に制限する。好ましくは、650〜880mm
/分、より好ましくは、700〜850mm/分とする。
で凝固してノズル閉塞を引き起こし、鋳造停止となる。
逆に、過熱度が50℃を超えて高い場合は、上記(1)(2)式
の反応が活発となり、TiO2およびAl2O3のピックア
ップが激しくなる。TiO2およびAl2O3両方のピック
アップ合計量が30wt%を超えると、物性値が鋳造の適性
範囲を逸脱してしまう。その結果、デプレッション、縦
割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブ研
削量が増加して、歩留りが低下する。最悪の場合は、ブ
レークアウトを引き起こす。そのため、溶鋼過熱度は5
〜50℃に限定する。好ましくは、10〜45℃、より好まし
くは、15〜40℃とする。
ピックアップ量:30wt%以下 先述したように、TiO2およびAl2O3の酸化物の、ピ
ックアップ量が合計で30wt%を超えると、物性値が鋳造
適性範囲を逸脱してしまう。その結果、デプレッショ
ン、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、ス
ラブ歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウト
を引き起こす。このことから、パウダー中のTiO2およ
びAl2O3の合計ピックアップ量を30wt%以下に制限す
る。好ましくは、28wt%以下、より好ましくは、25wt%
以下とする。なお、この連続鋳造の際、鋳造開始のごく
初期に、溶融を助ける意味合いで、発熱性のパウダーを
添加してもよい。
表1に示すパウダーを用いて連続鋳造してスラブを得
た。溶製は、電気炉で、鉄屑、純ニツケル、フェロクロ
ム、ステンレス屑等の原料を溶解し、AODあるいはV
ODのいずれか一方または両方を用いて精錬し、所定の
成分とした。溶製した鋼種は、[NCF800H、NC
F825、インコロイ840]、SUH660、SUS
321およびTiとAlを含んだ18Cr−8Niステンレス鋼で
ある。なお、表1には、連続鋳造に用いたパウダーの成
分組成と、その物性値および連続鋳造の条件についても
併記した。
ダーの物性値は、以下の方法で評価した。 ・溶鋼成分:蛍光X線分析装置により定量分析した。表
1に示した成分の残部は、Feを主に含み、その他に、微
量のSi,Mn,P等を含んでいる。 ・パウダー成分:Cは燃焼法により、その他の成分は化
学分析により定量分析した。表1中に示す各成分の合計
が、96.2〜99.9wt%となっているのは、これらの成分以
外にも、MgO,Fe2O3等の不可避的不純物を含むため
である。 ・粘度:回転円筒法により測定した。すなわち、鉄ルツ
ボ中にパウダーを入れ、縦型抵抗炉内で溶解し、その
後、鉄製のローターを挿入、回転することで、粘度を測
定した。 ・凝固温度:上記、粘度測定の際、温度を降下していく
と急激に粘度の値が立ち上がる点が求まる。この変曲点
を凝固温度とした。
た際の、パウダーの組成変化と凝固した時の結晶相、連
続鋳造における異常有無および得られたスラブの表面品
質と研削後のスラブ歩留りの結果をまとめて示した。こ
こで、それぞれの評価は以下の方法で行った。 ・パウダーの組成変化:鋳型内からサンプルを採取し、
化学分析により定量分析した。 ・結晶相:鋳込み後のパウダーフイルムを採取し、X線
回折することで結晶相を特定した。 ・表面欠陥:鋳込み後のスラブを観察し特定した。 ・スラブ研削歩留:研削前後での重量変化より測定し
た。
は、いずれもパウダーの組成変化が少なく、トラブルな
く鋳造を行うことができた。また、得られたスラブも表
面欠陥を発生することなく、スラブ研削での歩留りも90
%以上と良好な結果であった。それに対して、比較例の
9〜17は、スラグ成分、物性値および鋳造条件のいずれ
かが本発明の制限範囲を外れているため、鋳造において
ブレークアウト、ノズル詰まり等のトラブルが発生し、
あるいは、完鋳しても縦割れ等の表面欠陥を引き起こす
結果となった。表面欠陥が発生すると、スラブ研削歩留
りが90%未満となってしまい、製造コストの上昇を招
く。
範囲が外れているため、塩基度が低く、粘度も高い。そ
の結果、TiO2およびAl2O3のピックアップ量の合計
が30%を超えたため、ブレークアウトしてしまった。 ・No.11では、パウダーは適正なものを用いたが、引抜
速度が速すぎたため、ブレークアウトした。 ・No.12では、パウダーは適正なものを用いたが、溶鋼
過熱度が2℃と低かったことと、引抜速度が550mm/分と
遅かったため、浸漬ノズルが詰まり鋳造停止となってし
まった。 ・No.13では、パウダーは適正なものを用いたが、溶鋼
過熱度が80℃と高すぎたため、パウダー中のTiO2およ
びAl2O3のピックアップ量の合計が30wt%を超えたた
め、表面欠陥が発生した。 ・No.14では、パウダー成分が適正ではなく、塩基度が
2.22と高く、粘度、凝固温度とも高いものを使用したた
め、表面欠陥が発生した。 ・No.15では、パウダー成分が適正ではなく、塩基度が
0.45と低く、凝固温度も低いものを使用した。その結
果、凝固シェル/鋳型間に流入したパウダーフイルムが
ガラス質となり、表面欠陥が発生した。 ・No.16では、骨材Cが低すぎたため、流入量が過剰と
なり、表面欠陥が発生した。 ・No.17では、骨材Cが高すぎたため、流入量が少なす
ぎ、ブレークアウトしてしまった。
TiおよびAl含有鋼の鋳造に当たり、ブレークアウト等の
事故がなくなり、安定した連続鋳造が可能となる。さら
に、本発明に係るパウダーを用いて鋳造したスラブは、
表面性状に優れているため、研削歩留りが良好となり、
生産性の向上、さらには、製造コストの低減が実現でき
る。
Claims (6)
- 【請求項1】少なくとTi:0.08〜3.0wt%、Al:0.02〜0.
8wt%を含有する鋼の連続鋳造に用いるパウダーであっ
て、このパウダーは、CaO:25〜40wt%、SiO2:25〜
40wt%、Na2O:10〜20wt%、Al2O3:10wt%以下、
F:5〜10wt%、Cを1〜5wt%含有してなる成分組成を
有し、かつ、塩基度が0.7<CaO/SiO2<1.8、1300℃
における粘度が1〜4poise、凝固温度が900〜1300℃で、
鋳型と凝固シェルとの間に流入したときに鋳型に接する
側が結晶相を晶出する特性を有することを特徴とするTi
およびAl含有鋼用連続鋳造パウダー。 - 【請求項2】上記結晶相は、カスピダイン、ネフェリ
ン、ペロブスカイトのうちいずれか1種または2種以上
であることを特徴とする請求項1に記載のTiおよびAl含
有鋼用連続鋳造パウダー。 - 【請求項3】上記結晶相の割合は、鋳型と凝固シェルと
の間に流入したパウダ−のトータル厚みの5〜90%を占め
る厚さにすることを特徴とする請求項1に記載のTiおよ
びAl含有鋼用連続鋳造パウダー。 - 【請求項4】C≦1.0wt%、Si≦2.0wt%、Mn≦2.0wt%、Ni
≦85wt%、Cr≦30wt%、Ti:0.08〜3.0wt%、Al:0.02〜
0.8wt%、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼
を、引抜速度:600〜900mm/分、溶鋼過熱度:5〜50℃
の条件の下で、請求項1,2または3に記載の連続鋳造
パウダーを用いて連続鋳造することを特徴とするTiおよ
びAl含有鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項5】上記溶鋼は、さらに、Mo:0.5〜5wt%、C
u:0.5〜5wt%、V:0.5wt%以下およびB:100ppm以下のう
ちから選ばれる1種または2種以上を含むことを特徴と
する請求項4に記載のTiおよびAl含有鋼の連続鋳造方
法。 - 【請求項6】連続鋳造時におけるパウダーのTiO2およ
びAl2O3のピックアップ合計量のが、30wt%以下であ
ることを特徴とする請求項4に記載のTiおよびAl含有鋼
の連続鋳造方法。
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JP2001285037A JP3574427B2 (ja) | 2001-09-19 | 2001-09-19 | TiおよびAl含有鋼用連続鋳造パウダーおよび連続鋳造方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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