JP2007245167A - 鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鋳型内での凝固を安定に促進して、高速鋳造を安定化する。
【解決手段】鋳型表面材に対する溶融フラックスの１１４０℃における濡れ角θ（°）が、フラックスの結晶化温度Ｔcs（℃）の関数として、次式
０．１２（Ｔcs−８００）≦θ≦９０
で与えられる鋼の連続鋳造用モールドフラックス２０を用いる。
【選択図】図４

Description

本発明は、鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び連続鋳造方法に係り、特に、金属の縦型連続鋳造機の鋳型内に添加して湯面を被覆するのに好適な、高速鋳造の安定化を達成することが可能な鋼の連続鋳造用モールドフラックス、及び、これを用いた連続鋳造方法に関する。

図１に示す如く、鋼の縦型連続鋳造機の鋳型（モールドとも称する）１０内に添加するモールドフラックス（湯面（表面）被覆剤又はモールドパウダとも称する）２０は、鋳造する鋼の成分や鋳造速度などに依存した特性が要求される。図において、１２は溶鋼、１４は凝固シェル、２２は未溶融フラックス、２４は固相フラックス膜、２６は溶融フラックス、２８は溶融フラックス膜である。

特に近年では、生産性の向上のため、鋳造速度がより高速化傾向にあり、このため、鋳型内滞留時間が短くなるので、鋳型出口での鋼の凝固シェル厚みも薄肉化傾向にある。従来、鋳型内での潤滑の安定化技術に関する方法の提案は多いが、鋳型内凝固を促進する方法は、モールドフラックスの凝固温度の低下や、溶融モールドフラックスの凝固後にガラス化傾向する成分系にする方法程度で、その方法は少なかった。

一方、自動車用鋼板の高張力化の要求も高まっており、鋼の炭素含有量を０．０４〜０．１５質量％とし、その他にＭｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ等の強化元素が添加された、いわゆるハイテンション鋼（ハイテン鋼）の需要が増加しつつある。このような鋼は、初期凝固が不均一になり、凝固割れ（縦割れ、横割れ）し易い特性がある。この防止のため、モールドフラックスの結晶化温度の高温化や、モールドフラックスの凝固時にカスピダインを析出促進させる、あるいは、析出する結晶の種類を少なくした組成のモールドフラックスが提案されている。

しかしながら、このような結晶析出促進による方法では、モールドフラックス本来の目的の一つである鋳型と凝固シェルとの潤滑性確保が困難な方向になり、その対策としてフラックスの粘度を低下させている。この結果、良く知られているフラックスの溶鋼内への巻き込み問題が顕在化する。又、モールドフラックスの鋼の凝固に与える影響は、従来、フラックスの結晶化温度、ガラス化度（結晶化度合い）、結晶の種類等、複数の要因を考慮する必要があり、よって、必ずしも、実機で予想通りの結果が得られるとは限らなかった。

この問題解決として、最近では、特許文献１や２に、鋳型の表面にＴｉＮコーティング（真空チャンバ内でＰＶＤによりコーティングする方法が一般的）して、溶融フラックスとの濡れ性を良くし、その結果、鋼の凝固を均一にする方法が提案されている。

特開平９−３１４２８８号公報 ＷＯ０３／０６４０７７号国際公開公報

しかしながら、ＴｉＮコーティングをスラブ連鋳に適用した場合、鋳型長辺銅板が新品である場合には銅板単体でＴｉＮ蒸着が可能であるが、銅板表面の改削を必要とする使用方法では、鋳型から長辺銅板を分離することができない（分離すると熱歪により銅板が歪み、再使用が困難になる）ため、改削後のＴｉＮコーティングはできず、ＴｉＮの効果を長時間享受できないという問題があった。

前記のように、モールドフラックスの鋼の凝固に与える影響は、従来、フラックスの結晶化温度、ガラス化度（結晶化度合い）、結晶の種類等、複数の要因を考慮する必要があり、よって、必ずしも、実機で予想通りの結果が得られるとは限らず、高速鋳造時において結晶化温度を低く設計して、抜熱能力を強化したフラックス設計にした場合であっても、実際に使用すると鋳型抜熱量が増加しないことがあり、凝固シェル厚が薄くなり過ぎ、鋳型出側で凝固シェルが溶綱静圧に負けてブレークアウト（ＢＯ）が発生するという問題があった。又、逆に抜熱量が予想以上に高すぎて、凝固の不均一を却って助長し、縦割れが発生するという問題もあった。

本発明は、前記従来の問題点を解消するべくなされたもので、鋳型内での凝固を安定に促進して、高速鋳造を安定化することが可能な鋼の連続鋳造用モールドフラックスを提供することを課題とする。

本発明は、鋳型表面材に対する溶融フラックスの１１４０℃における濡れ角θ（°）が、フラックスの結晶化温度Ｔcs（℃）の関数として、次式
０．１２（Ｔcs−８００）≦θ≦９０ …（１）
で与えられることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドフラックスにより、前記課題を解決したものである。

ここで濡れ角θとは、１４３０℃で６０分保持した溶融モールドフラックスを、銅板上に凝固させ、１００メッシュアンダー粉末とした０．５ｇを、１０φ×３ｍｍのタブレット状に圧縮力１トンで圧縮整形したものを、図２に示す如く、Ｃｏ８５％Ｎｉ１５％めっき（３２）したＳＵＳ３０４基板３０上にセットし、Ａｒ雰囲気中にて昇温速度５〜１０℃／分で加熱途中の１１４０℃における溶融フラックス２６の接触角θとして定義される。

本発明は、又、前記の連続鋳造用モールドフラックスを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法を提供するものである。

本発明によれば、鋳型内での凝固を安定に促進して、高速鋳造を安定化することができる。

発明者らは、溶融したモールドフラックスの鋳型表面材に対する濡れ角θとフラックスを介した鋼の凝固特性の関係を鋭意研究し、その結果、鋼の鋳型内凝固速度が、フラックスの濡れ角θとフラックスの結晶化温度Ｔfcsに大きく影響することを発見し、鋼の初期凝固が速く、且つ、均一・安定化するフラックスの物性条件を発見して、本発明に至った。

即ち、溶融したモールドフラックスが鋳型に濡れやすい（濡れ角が小さい）場合、溶融フラックスと鋳型との接触面積が増大（界面熱抵抗Ｒintが減少）し、接触直後の鋳型への伝熱が促進される。このため、溶融フラックスの凝固が速く進行し、鋳型〜凝固シェル間のフラックス厚みｄfが厚く成長する結果、伝熱抵抗が増大する。よって、その後に凝固する溶鋼は、一層均一に凝固シェルが成長しやすくなる。この場合、フラックス結晶化温度Ｔcsが高いと、伝熱抵抗がより増大して均一化効果が促進されるが、一方で凝固する鋼のシェル成長速度が抑制され過ぎてブレークアウトの危険が増す。よって、高速鋳造時に、このような現象を抑制するため、敢えてＴcsの高いフラックスを使用する場合は、濡れ角の大きなフラックスを使用する必要があり、その結果、ブレークアウトを防止する最小の濡れ角はＴcsの増加につれて大きくなる。

一方、濡れが悪い（濡れ角が大きい）場合、濡れが良い場合とは逆の現象が起こる。つまり、溶融フラックスと鋳型との接触面積が減少（界面熱抵抗Ｒintが増加）するため、接触直後の鋳型への伝熱は適度に抑制され、溶融フラックスの凝固も遅くなるため、鋳型〜凝固シェル間の全フラックス厚みｄfは、濡れが良い場合と比較して薄くなる。その結果、全体（凝固シェル〜鋳型間）の総括伝熱抵抗が低下し、鋼の凝固が促進される。しかし、濡れが更に悪くなると、鋳型へのフラックスの接触状態の不均一化も手伝って、鋼の凝固の不均一性を助長する結果、鋳片縦割れが発生し易くなる。よって、鋼の凝固の均一性を確保するためには濡れ角に上限が存在することとなる。濡れ角の最適値に上限９０°があるのは、このような理由からである。

以上の現象を図式化すると図３に示す如くとなる。又、簡略化した数式で表現すると次式に示す如くとなる。

Ｈ＝（Ｔｓ−Ｔｃ）／Ｒ＝（Ｔｓ―Ｔｃ）／（Ｒint＋ｄf／λｆ）…（２）

ここで、Ｔｓ：鋼の凝固シェル表面温度、Ｔｃ：鋳型表面温度、Ｒ：凝固シェル・鋳型間での総括熱抵抗、λｆ：フラックスの熱伝導率、Ｒint：フラックスと鋳型間の界面熱抵抗、ｄf：フラックス全厚みである。

このように、フラックスの結晶化温度Ｔcs以外に濡れ角θが、鋼の凝固に大きく影響されることを見出した。

発明者等は、極低炭素鋼と中炭素鋼スラブ（サイズ２２０〜２３５ｍｍ×１０００〜１８００mm）を鋳造速度２〜３ｍ／分において鋳造し、θとＴcsの関係におけるブレークアウト（ＢＯ）発生と鋳片縦割れの関係を鋭意調査し、鋼種に依らずＢＯ発生と鋳片縦割れの有無が明確に整理できることを見出した。

即ち、ブレークアウト発生防止と縦割れ防止を両立するθ（°）とＴcs（℃）の関係は、図４のように、前記（１）式で限定されるモールドフラックスを使用すれば好適であることが判った。

なお、図２に示すθで定義される濡れ角は、一般に温度依存性がある。よって、本発明では、１１４０℃で５〜１０℃／分における値とした。これは、１１４０℃以上ではθが小さくなり過ぎ、測定困難になるためである。

基板材質としては、一般的に鋳型銅板表面に使用されているコーティング材（Ｃｒ、Ｎｉ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉなど）が理想であるが、前述した高温でのフラックスの反応が殆ど無いＣｏＮｉメッキが最適である。

濡れ角測定用のフラックスとしては、実際の現象を考慮し、一旦溶融したフラックスを凝固させたものを使用することで、測定ばらつきを抑制できる。又、一般的に一旦溶融させたものを再度溶融（２度溶融）させると、結晶化温度が低下する現象があるため、１度目の溶融後に測定されるフラックスの結晶化温度（粘度が急上昇する温度）よりも低温側から溶融する。よって、一度目の溶融後に測定する結晶化温度よりも低い１１４０℃でも接触角が測定できる。本発明で定義する結晶化温度Ｔcsは、２回目の溶融後に測定される結晶化温度であり、一般的に温度降下時（５〜１０℃／分）の粘度が急激に上昇する温度を指す。

よって、本発明の濡れ角θは、１４３０℃で６０分保持した溶融モールドフラックスを銅板上に凝固させ、１００メッシュアンダー粉末とした０．５ｇを１０φ×３ｍｍのタブレット状に圧縮力１トンで圧縮整形したものを、Ｃｏ８５％Ｎｉ１５％めっき（厚み０．２ｍｍ）したＳＵＳ３０４基板（板厚０．８〜１．０ｍｍ冷延板）上にセットし、Ａｒ雰囲気種（純度９９．９９９％、流量１Ｎｌ／分）にて昇温速度５〜１０℃／分で加熱途中の１１４０℃における溶融フラックスの接触角として定義した。

測定温度１１４０℃は１つの基準であるが、この値である必要性は特になく、フラックスの結晶化温度が高くなりすぎたり、逆に極端に低い場合には、測定不能になるので、これを避けるため、基準温度（１１４０℃）を上下させて、測定が可能な温度に設定すればよい。その場合は、最適な濡れ角も測定温度の高低に影響されて減増することはいうまでもない。

濡れ角θは、基板材質にも影響されるが、実際に実機で使用中の鋳型表面温度は２５０〜４００℃と低温であるため、鋳型表面材が金属や合金の場合、鋳型表面材の濡れ角への影響は無視できる。よって、ＣｏＮｉめっきを基板として使用して測定した濡れ角を基準としても、鋳片表面割れに及ぼす濡れ角の影響の程度が、実際に使用する鋳型表面材の影響を受けることは無視できる。

又、鋳型メニスカス部の表面のコーティング材の厚みは、０．２μｍ〜０．５ｍｍと薄いため、鋳型銅板全厚（２０〜５０ｍｍ）に占める割合が小さく、それ自体の熱抵抗は無視し得る。よって、表面材の厚みの違いによって本発明で発見した最適な濡れ角が変化することはない。

垂直曲げ型の鋼の連鋳機において、極低炭素鋼（ＵＬＣ）（Ｃ／０．００１０〜０．００３０，Ｓｉ＜０．２０，Ｍｎ／０．１〜０．５，Ｐ／０．００５〜０．０３０，Ｓ／０．０００１〜０．０１５，Ａｌ／０．０１〜０．０４質量％）、中炭素鋼（ＭＣ）（ＳＰＨ４４０）スラブ（サイズ２２０〜２３５ｍｍ×１０００〜１８００ｍｍ）を、鋳造速度２．０〜２．６ｍ／分で鋳造し、ブレークアウト発生率及び鋳片表面縦割れ長さ率（総割れ長さ／鋳片長さ×１００）を調査した。使用したモールドフラックス別のブレークアウト（ＢＯ）発生率と鋳片表面縦割れ長さ率を図５にまとめて示す。θ（°）とＴcs（℃）の関係におけるブレークアウト発生と縦割れの有無を示したのが図４である。これより、本発明によりブレークアウトと鋳片表面割れが効率よく防止できることがわかる。

連続鋳造鋳型の要部断面図 フラックスの濡れ角測定方法を示す断面図 フラックスの濡れ性と鋼の凝固特性を説明する概念図 ブレークアウトに及ぼす濡れ角θとフラックス凝固特性値（Ｔcs）の関係を示す図 従来例と実施例のモールドフラックス組成と特性値を比較して示す図

符号の説明

１０…鋳型（モールド）
１２…溶鋼
１４…凝固シェル
２０…モールドフラックス
２２…未溶融フラックス
２４…固相フラックス膜
２６…溶融フラックス
２８…溶融フラックス膜
３０…ＳＵＳ３０４基板
３２…ＣｏＮｉめっき

Claims (2)

1. 鋳型表面材に対する溶融フラックスの１１４０℃における濡れ角θ（°）が、フラックスの結晶化温度Ｔcs（℃）の関数として、次式
   ０．１２（Ｔcs−８００）≦θ≦９０
   で与えられることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
2. 請求項１に記載の連続鋳造用モールドフラックスを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。

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