JP2007301609A - Continuous casting method for steel - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a continuous casting method for steel where casting is performed while an inert gas is blown into a molten steel poured via an immersion nozzle, and with which defects caused by the bubbles of the inert gas to be blown-in are suppressed, and a slab having excellent surface quality is cast. <P>SOLUTION: When a slab as the stock for a steel sheet is continuously cast, the thickness of the slab is controlled to ≥285 mm, the amount of the molten steel to be cast per unit time is controlled to 4 to 7 ton/min, and the flow rate of the inert gas to be blown into the molten metal poured from a tundish to a mold via an immersion nozzle is controlled to 5 to 20 NL/min. <P>COPYRIGHT: (C)2008,JPO&INPIT

Description

本発明は、タンディッシュから鋳型へ浸漬ノズルを介して注入される溶鋼中に不活性ガスを吹き込みながら鋳造する鋼の連続鋳造方法に関し、詳しくは、吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因して発生する表面欠陥の少ないスラブ鋳片を鋳造することのできる鋼の連続鋳造方法に関するものである。   The present invention relates to a continuous casting method of steel in which an inert gas is blown into molten steel injected from a tundish into a mold through an immersion nozzle, and more specifically, generated due to bubbles of the blown inert gas. The present invention relates to a continuous casting method of steel capable of casting a slab slab with few surface defects.

溶銑或いは鉄スクラップを鉄源として溶鋼を製造する場合、溶銑中の炭素や燐、或いは鉄スクラップ中の炭素などの不純物を除去するために、溶銑或いは鉄スクラップの溶解により得た溶鉄には、酸素ガスを用いた酸化精錬が行われる。酸化精錬された溶鋼には高濃度の酸素が存在するので、通常、金属Alにより脱酸され、酸化精錬により増加した溶鋼中の酸素が除去される。この脱酸処理により、溶鋼中にはアルミナ粒子(Al23 粒子)が生成し、生成したアルミナ粒子は溶鋼との密度差によって溶鋼から浮上・分離する。 When manufacturing molten steel using hot metal or iron scrap as an iron source, in order to remove impurities such as carbon and phosphorus in the hot metal or carbon in the iron scrap, the molten iron obtained by melting the hot metal or iron scrap contains oxygen. Oxidative refining using gas is performed. Since the high-concentration oxygen is present in the oxidatively refined molten steel, the oxygen in the molten steel, which is usually deoxidized by metal Al and increased by the oxidative refining, is removed. By this deoxidation treatment, alumina particles (Al 2 O 3 particles) are generated in the molten steel, and the generated alumina particles float and separate from the molten steel due to a density difference from the molten steel.

しかし、生成したアルミナ粒子を、溶鋼とアルミナ粒子との密度差によって溶鋼から浮上分離させるには限界があり、そのため、溶鋼中には微細なアルミナ粒子が懸濁した状態で残留する。また、溶鋼中酸素を安定して低減させるために、Al脱酸後の溶鋼中にはAlが溶解して存在しており、このAlが取鍋からタンディッシュへの注入過程やタンディッシュ内において大気と接触して酸化した場合には、新たにアルミナ粒子が溶鋼中に生成される。連続鋳造時、溶鋼中に懸濁しているこれらのアルミナ粒子がアルミナ−黒鉛質耐火物からなる浸漬ノズルを通過する際に、浸漬ノズル内壁に付着・堆積して浸漬ノズルの閉塞が発生する。   However, there is a limit to levitating and separating the generated alumina particles from the molten steel due to the difference in density between the molten steel and the alumina particles. For this reason, fine alumina particles remain suspended in the molten steel. Also, in order to stably reduce oxygen in the molten steel, Al is dissolved in the molten steel after Al deoxidation, and this Al is injected into the tundish from the ladle or in the tundish. When oxidized in contact with the atmosphere, new alumina particles are generated in the molten steel. During continuous casting, when these alumina particles suspended in molten steel pass through an immersion nozzle made of an alumina-graphite refractory, they adhere to and accumulate on the inner wall of the immersion nozzle, and the immersion nozzle is blocked.

浸漬ノズルが閉塞すると、鋳造作業上及び鋳片品質上で様々な問題が発生する。例えば、鋳造速度を低下せざるを得ず、生産性が落ちるのみならず、甚だしい場合には、鋳込み作業そのものの中止を余儀なくされる。また、浸漬ノズル内壁に堆積したアルミナが剥離して鋳型内に排出され、これが鋳型内の凝固シェルに捕捉された場合には製品欠陥となる。また更に、浸漬ノズルから吐出される溶鋼流に偏りが起こり(「偏流」という)、この偏流によってモールドパウダーの巻き込みなどが起こり、製品欠陥が発生する。   When the immersion nozzle is blocked, various problems occur in the casting operation and the slab quality. For example, the casting speed has to be reduced, and not only the productivity is lowered, but in a severe case, the casting operation itself must be stopped. Further, when the alumina deposited on the inner wall of the immersion nozzle peels off and is discharged into the mold, it becomes a product defect when it is captured by the solidified shell in the mold. Furthermore, the flow of molten steel discharged from the immersion nozzle is biased (referred to as “uneven flow”), and this drift causes entrainment of mold powder and the like, resulting in product defects.

そこで、これらの問題を解決するために、浸漬ノズルにArガスや窒素ガスなどの不活性ガスを吹き込み、浸漬ノズルの内壁にアルミナが付着することを防止するとともに、鋳型内に流出したアルミナ粒子を不活性ガス気泡によって浮上分離させる技術が一般的に用いられている。   Therefore, in order to solve these problems, an inert gas such as Ar gas or nitrogen gas is blown into the immersion nozzle to prevent alumina from adhering to the inner wall of the immersion nozzle, and the alumina particles that have flowed into the mold are removed. A technique of levitating and separating using inert gas bubbles is generally used.

しかしながら、不活性ガスを吹き込むことにより、吹き込まれた不活性ガスの気泡が凝固シェルに捕捉され、この気泡が鋳片の表面欠陥となり、圧延の際に薄鋼板表面に出現して品質欠陥となってしまうことがある。   However, by blowing the inert gas, bubbles of the blown inert gas are trapped in the solidified shell, and the bubbles become surface defects of the slab, appearing on the surface of the thin steel plate during rolling and becoming quality defects. May end up.

この気泡に起因する品質欠陥を防止するための技術として、特許文献1には、予め溶鋼の成分濃度を所定の範囲に調整することにより、凝固シェルの溶鋼側前面に形成される濃度境界層の表面張力勾配を小さくし、濃度境界層に侵入したガス気泡が凝固シェルに捕捉されることを抑制する技術が開示されている。   As a technique for preventing quality defects caused by the bubbles, Patent Document 1 discloses a concentration boundary layer formed on the molten steel side front surface of the solidified shell by adjusting the component concentration of the molten steel to a predetermined range in advance. A technique for reducing the surface tension gradient and suppressing trapping of gas bubbles entering the concentration boundary layer in the solidified shell is disclosed.

また、特許文献2には、鋳型内の溶鋼に移動磁界を付与する際に、浸漬ノズルの吐出孔の下端位置を、移動磁界印加装置の鉄心の下端よりも上方に位置させるとともに、浸漬ノズルから吐出される吐出流の軌跡が移動磁界印加装置の鉄心の設置位置の範囲を上下に逸脱しないようにするために、浸漬ノズルの吐出角度を適正化した浸漬ノズルを用いて鋳造する技術が開示されている。   Further, in Patent Document 2, when a moving magnetic field is applied to the molten steel in the mold, the lower end position of the discharge hole of the immersion nozzle is positioned above the lower end of the iron core of the moving magnetic field applying device, and In order to prevent the trajectory of the discharged flow from deviating vertically from the range of the installation position of the iron core of the moving magnetic field application device, a technique for casting using an immersion nozzle with an optimized discharge angle of the immersion nozzle is disclosed. ing.

また更に、特許文献3には、浸漬ノズルを通過する溶鋼中へ、Arガスと溶鋼へ可溶なガスとの混合ガスを吹き込む連続鋳造方法において、鋳型の断面積に基づいてArガス流量を決定し、且つ、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量に基づいて全体のガス流量を決定する技術が開示されている。
特開2003−251438号公報 特開2005−152996号公報 特開2005−305489号公報
Furthermore, in Patent Document 3, in a continuous casting method in which a mixed gas of Ar gas and a soluble gas into the molten steel is blown into the molten steel passing through the immersion nozzle, the Ar gas flow rate is determined based on the cross-sectional area of the mold. And the technique which determines the whole gas flow rate based on the casting amount of the molten steel per unit time is disclosed.
JP 2003-251438 A JP 2005-152996 A JP-A-2005-30489

しかしながら、近年、薄鋼板の更なる表面品質の向上が要求されており、上記従来技術では、一定の効果は得られるものの、気泡による表面欠陥の原因を必ずしも的確に把握できていないため、鋳造条件によっては鋳片の表面品質に問題が生じる場合がある。   However, in recent years, there has been a demand for further improvement of the surface quality of the thin steel sheet, and although the above-mentioned conventional technique can obtain a certain effect, the cause of surface defects due to bubbles cannot always be accurately grasped. Depending on the case, there may be a problem in the surface quality of the slab.

本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、浸漬ノズルを介して鋳型内に注入される溶鋼に不活性ガスを吹き込みながら薄鋼板用のスラブ鋳片を鋳造する鋼の連続鋳造方法において、吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因する欠陥を抑制し、表面品質に優れた薄鋼板用のスラブ鋳片を鋳造することのできる、鋼の連続鋳造方法を提供することである。   The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to cast a slab slab for a thin steel sheet while blowing an inert gas into molten steel injected into a mold through an immersion nozzle. In the continuous casting method of the present invention, by providing a continuous casting method of steel that can suppress defects caused by bubbles of inert gas blown and can cast a slab slab for a thin steel plate excellent in surface quality. is there.

本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討・研究を行った。その結果、鋳型内においては浸漬ノズルから吐出される気泡を伴った吐出流の存在する領域が高気泡濃度領域となり、この高気泡濃度領域が凝固シェルと接触することによって、気泡に起因する表面欠陥が増加することを見出した。そして、このような気泡による表面欠陥を減少させるためには、鋳片の厚みを厚くして、高気泡濃度領域が凝固シェル、特に鋳片長辺側の凝固シェルに接触しないようにすることが極めて有効であるとの知見を得た。   The inventors of the present invention diligently studied and studied to solve the above problems. As a result, in the mold, the region where the discharge flow accompanied by the bubbles discharged from the immersion nozzle exists becomes a high bubble concentration region, and this high bubble concentration region comes into contact with the solidified shell, thereby causing surface defects caused by bubbles. Found to increase. In order to reduce such surface defects due to bubbles, it is extremely important to increase the thickness of the slab so that the high bubble concentration region does not contact the solidified shell, particularly the solidified shell on the long side of the slab. The knowledge that it is effective was obtained.

また、従来、炭素含有量が0.01質量%以下の極低炭素鋼のスラブ鋳片において気泡に起因する表面欠陥が発生しやすく、従って、極低炭素鋼のスラブ鋳片の厚みを増大することで、気泡に起因する表面欠陥を大幅に低減できるとの知見を得た。   Further, conventionally, surface defects due to air bubbles are likely to occur in a slab slab of ultra-low carbon steel having a carbon content of 0.01% by mass or less, and thus the thickness of the slab slab of ultra-low carbon steel is increased. As a result, it was found that surface defects caused by bubbles can be greatly reduced.

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、第1の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、鋳片の厚みを285mm以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を4トン/min以上7トン/min以下、浸漬ノズルを介してタンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を5NL/min以上20NL/min以下として連続鋳造することを特徴とするものである。   The present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the continuous casting method of steel according to the first invention has a slab thickness of 285 mm or more when continuously casting a slab slab which is a material of a thin steel plate. The casting amount of molten steel per unit time is 4 to 7 tons / min, and the flow rate of inert gas blown into the molten steel injected from the tundish into the mold through the immersion nozzle is 5 NL / min to 20 NL. / Min or less, and continuous casting.

第2の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、C:0.0025質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03〜0.05質量%、S:0.02質量%以下、Al:0.04〜0.08質量%、N:0.004質量%以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とするものである。   In the continuous casting method for steel according to the second invention, in the first invention, the molten steel has C: 0.0025 mass% or less, Si: 0.05 mass% or less, and Mn: 0.05 as chemical components. -1.5 mass%, P: 0.03-0.05 mass%, S: 0.02 mass% or less, Al: 0.04-0.08 mass%, N: 0.004 mass% or less It is characterized by being an extremely low carbon steel molten steel.

第3の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第2の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、更に、Nb:0.003〜0.020質量%を含有することを特徴とするものである。   The continuous casting method for steel according to a third invention is characterized in that, in the second invention, the molten steel further contains Nb: 0.003 to 0.020 mass% as a chemical component. is there.

第4の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、C:0.0025質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03質量%以下、S:0.02質量%以下、Al:0.01〜0.06質量%、N:0.004質量%以下、B:0.002質量%以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とするものである。   In the continuous casting method for steel according to a fourth aspect of the present invention, in the first aspect, the molten steel has C: 0.0025 mass% or less, Si: 0.05 mass% or less, Mn: 0.05 as chemical components. To 1.5 mass%, P: 0.03 mass% or less, S: 0.02 mass% or less, Al: 0.01 to 0.06 mass%, N: 0.004 mass% or less, B: 0.0. It is a molten steel of ultra-low carbon steel containing 002% by mass or less.

第5の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第4の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、更に、Nb:0.003〜0.020質量%、Ti:0.01〜0.04質量%を含有することを特徴とするものである。   According to a fifth aspect of the present invention, there is provided a continuous casting method of steel according to the fourth aspect, wherein the molten steel further includes Nb: 0.003 to 0.020 mass%, Ti: 0.01 to 0.04 as a chemical component. It is characterized by containing mass%.

第6の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1ないし第5の発明の何れかにおいて、前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は200mm以下であることを特徴とするものである。   A continuous casting method of steel according to a sixth invention is characterized in that, in any one of the first to fifth inventions, the outer diameter of the immersion nozzle at the molten steel surface position in the mold is 200 mm or less. is there.

第7の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1ないし第5の発明の何れかにおいて、前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は160mm以下であることを特徴とするものである。   A continuous casting method of steel according to a seventh invention is characterized in that, in any one of the first to fifth inventions, the outer diameter of the immersion nozzle at the molten steel surface in the mold is 160 mm or less. is there.

第8の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1ないし第7の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して溶鋼を水平方向に旋回攪拌し、凝固シェル前面の溶鋼流速を0.14m/sec以上とすることを特徴とするものである。   According to an eighth aspect of the present invention, there is provided a continuous casting method for steel according to any one of the first to seventh aspects, wherein an alternating magnetic field is applied to the molten steel in the mold to swirl the molten steel in the horizontal direction, and the molten steel in front of the solidified shell The flow rate is 0.14 m / sec or more.

第9の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1ないし第7の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して振動磁界により溶鋼の流動を制御することを特徴とするものである。   A continuous casting method for steel according to a ninth invention is characterized in that, in any one of the first to seventh inventions, an alternating magnetic field is applied to the molten steel in the mold and the flow of the molten steel is controlled by an oscillating magnetic field. Is.

第10の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1ないし第7の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に静磁界を印加して溶鋼の流動を抑制することを特徴とするものである。   A continuous casting method for steel according to a tenth invention is characterized in that, in any one of the first to seventh inventions, a static magnetic field is applied to the molten steel in the mold to suppress the flow of the molten steel. .

第11の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第1ないし第7の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に静磁界と交流磁界とが重畳した磁界を印加して溶鋼の流動を制御することを特徴とするものである。   A steel continuous casting method according to an eleventh aspect of the present invention is the method according to any one of the first to seventh aspects, wherein the flow of the molten steel is controlled by applying a magnetic field in which a static magnetic field and an alternating magnetic field are superimposed on the molten steel in the mold. It is characterized by this.

本発明によれば、薄鋼板用のスラブ鋳片を連続鋳造するに当たり、鋳片の厚みを285mm以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を4トン/min以上7トン/min以下、タンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を5NL/min以上20NL/min以下とするので、浸漬ノズルから吐出される高気泡濃度の吐出流と鋳片長辺側の凝固シェルとが直接接触することが抑制され、吐出流中の気泡は鋳型内溶鋼湯面を介して系外に排出するので、不活性ガス気泡に起因する鋳片の表面欠陥を大幅に減少させることができ、表面品質に優れたスラブ鋳片を安定して製造することが可能となる。   According to the present invention, when continuously casting a slab slab for a thin steel plate, the thickness of the slab is 285 mm or more, the casting amount of molten steel per unit time is 4 to 7 min / min, from tundish Since the flow rate of the inert gas blown into the molten steel injected into the mold is 5 NL / min or more and 20 NL / min or less, the high-bubble concentration discharge flow discharged from the immersion nozzle and the solidified shell on the long side of the slab Direct contact is suppressed, and the bubbles in the discharge flow are discharged out of the system through the molten steel surface in the mold, so the surface defects of the slab caused by the inert gas bubbles can be greatly reduced, A slab slab excellent in surface quality can be stably produced.

以下、本発明について詳細に説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in detail.

図1は、本発明が適用されるスラブ連続鋳造設備の鋳型部の概略図である。この連続鋳造設備は、取鍋(図示せず)から注入された溶鋼17を一端貯留するためのタンディッシュ1と、タンディッシュ1の下方に設けられた鋳型2とを備えている。   FIG. 1 is a schematic view of a mold part of a slab continuous casting facility to which the present invention is applied. This continuous casting equipment includes a tundish 1 for storing one end of molten steel 17 poured from a ladle (not shown), and a mold 2 provided below the tundish 1.

タンディッシュ1は、外殻を鉄皮15で覆われ、内部を耐火物16で施行されており、このタンディッシュ1の底部には、耐火物16に嵌合する上ノズル3が設置され、そして、上ノズル3の下面に接して、上部固定板5、摺動板6、下部固定板7及び整流ノズル8からなるスライディングノズル4が配置され、更に、スライディングノズル4の下面に接して浸漬ノズル9が配置され、溶鋼17をタンディッシュ1から鋳型2へ流出するための溶鋼流出孔11が形成されている。摺動板6は、往復型アクチュエーター12と接続されており、往復型アクチュエーター12の作動によって、摺動板6は上部固定板5と下部固定板7との間をこれらの固定板と接触したまま移動し、摺動板6と上部固定板5及び下部固定板7とで形成する開口部面積を調整することにより溶鋼流出孔11を通過する溶鋼量が制御される。浸漬ノズル9の下部には一対の吐出孔10が形成されており、溶鋼流出孔11から吐出孔10を経て鋳型2の内部空間に溶鋼17が吐出され、吐出流18が形成される。   The tundish 1 is coated with a refractory 16 with an outer shell covered with an iron shell 15, and an upper nozzle 3 that fits the refractory 16 is installed at the bottom of the tundish 1, and A sliding nozzle 4 comprising an upper fixed plate 5, a sliding plate 6, a lower fixed plate 7, and a rectifying nozzle 8 is disposed in contact with the lower surface of the upper nozzle 3. Further, the immersion nozzle 9 is in contact with the lower surface of the sliding nozzle 4. Is formed, and a molten steel outflow hole 11 for flowing the molten steel 17 from the tundish 1 to the mold 2 is formed. The sliding plate 6 is connected to the reciprocating actuator 12, and the sliding plate 6 remains in contact with these fixing plates between the upper fixing plate 5 and the lower fixing plate 7 by the operation of the reciprocating actuator 12. The amount of molten steel passing through the molten steel outflow hole 11 is controlled by moving and adjusting the opening area formed by the sliding plate 6, the upper fixing plate 5 and the lower fixing plate 7. A pair of discharge holes 10 are formed in the lower part of the immersion nozzle 9, and the molten steel 17 is discharged from the molten steel outflow hole 11 through the discharge hole 10 into the inner space of the mold 2 to form a discharge flow 18.

上ノズル3の一部はアルミナ質のポーラス煉瓦(図示せず)で形成されており、浸漬ノズル9の内壁面へのアルミナ付着防止のために、不活性ガス供給配管22から供給される不活性ガスが、上ノズル3のポーラス煉瓦部を介して溶鋼流出孔11に吹き込まれるようになっている。不活性ガスとしては、Arガスや窒素ガスなどを用いることができる。   A part of the upper nozzle 3 is formed of an alumina porous brick (not shown), and an inert gas supplied from an inert gas supply pipe 22 is used to prevent alumina from adhering to the inner wall surface of the immersion nozzle 9. The gas is blown into the molten steel outflow hole 11 through the porous brick portion of the upper nozzle 3. Ar gas or nitrogen gas can be used as the inert gas.

鋳型2は、相対する鋳型長辺13と、この鋳型長辺13の内側に内装された、相対する鋳型短辺14とを備え、矩形型の鋳型内部空間を形成し、鋳片横断面が矩形型のスラブ鋳片が鋳造される。浸漬ノズル9から鋳型短辺14に向けて注入された溶鋼17は鋳型2によって冷却されて凝固シェル21を形成し、表層部を凝固シェル21とし、内部を未凝固の溶鋼17とする鋳片が、鋳型2の下方に設けられた引き抜き機構(図示せず)によって連続的に鋳型2から引き抜かれる。鋳型2の下方には二次冷却帯(図示せず)が設置されており、鋳型2から引き抜かれた鋳片は、二次冷却帯に配置されるスプレーノズルから噴霧される冷却水により冷却されて中心部まで凝固し、中心部まで凝固完了した後に所定の長さに切断される。また鋳型内の溶鋼湯面19にはモールドパウダー20が添加される。モールドパウダー20は溶融して、溶鋼17の酸化防止や凝固シェル21と鋳型2との潤滑剤としての機能を発揮する。   The mold 2 is provided with an opposing mold long side 13 and an opposing mold short side 14 provided inside the mold long side 13 to form a rectangular mold inner space, and a slab cross section is rectangular. A mold slab slab is cast. The molten steel 17 injected from the immersion nozzle 9 toward the short side 14 of the mold is cooled by the mold 2 to form a solidified shell 21, and a slab having a solidified shell 21 as a surface layer portion and an unsolidified molten steel 17 inside is formed. Then, it is continuously pulled out from the mold 2 by a pulling mechanism (not shown) provided below the mold 2. A secondary cooling zone (not shown) is installed below the mold 2, and the slab drawn from the mold 2 is cooled by cooling water sprayed from a spray nozzle arranged in the secondary cooling zone. And then solidified to the center, and after completion of solidification to the center, it is cut into a predetermined length. A mold powder 20 is added to the molten steel surface 19 in the mold. The mold powder 20 melts and exhibits functions of preventing the oxidation of the molten steel 17 and serving as a lubricant between the solidified shell 21 and the mold 2.

本発明では、このような連続鋳造設備において薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、溶鋼流出孔11に吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因する鋳片表面の欠陥を抑制するために、鋳片の厚みを285mm以上とし、単位時間当たりの溶鋼17の鋳造量(以下「溶鋼スループット」と記す)を4トン/min以上7トン/min以下とし、且つ、浸漬ノズル9を介してタンディッシュ1から鋳型2へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を5NL/min以上20NL/min以下として連続鋳造する。   In the present invention, when continuously casting a slab slab, which is a material of a thin steel plate, in such a continuous casting facility, in order to suppress defects on the slab surface caused by bubbles of inert gas blown into the molten steel outflow hole 11. In addition, the thickness of the slab is set to 285 mm or more, the casting amount of the molten steel 17 per unit time (hereinafter referred to as “molten steel throughput”) is set to 4 ton / min to 7 ton / min and through the immersion nozzle 9. Continuous casting is performed by setting the flow rate of the inert gas blown into the molten steel injected from the tundish 1 into the mold 2 to 5 NL / min to 20 NL / min.

不活性ガス気泡による鋳片の表面欠陥は、浸漬ノズル9から吐出する気泡を伴った吐出流18が原因している。即ち、気泡を伴った吐出流18によって形成される高気泡濃度領域と凝固シェル21とが接触して、高気泡濃度領域中の気泡が凝固シェル21に捕捉されて発生する。つまり、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を左右するのは、吐出流18による高気泡濃度領域と凝固シェル21との距離であり、従って、吐出流18と、凝固シェル21特に鋳片長辺面側の凝固シェル21とが接触しないようにすることで、気泡に起因する鋳片表面欠陥を抑制することができる。尚、スラブ鋳片を薄鋼板に圧延する場合、スラブ鋳片の短辺面は、薄鋼板の側面部となり、この部位は切り落とされることから、鋳片の短辺面に気泡に起因する表面欠陥が発生しても問題はない。   The surface defect of the slab caused by the inert gas bubbles is caused by the discharge flow 18 accompanied with the bubbles discharged from the immersion nozzle 9. That is, the high bubble concentration region formed by the discharge flow 18 accompanied with bubbles and the solidified shell 21 come into contact with each other, and the bubbles in the high bubble concentration region are captured by the solidified shell 21 and are generated. That is, it is the distance between the high bubble concentration region due to the discharge flow 18 and the solidified shell 21 that determines the surface defect of the slab caused by the bubbles. Therefore, the discharge flow 18 and the solidified shell 21, particularly the long side surface of the slab. By preventing the solidified shell 21 on the side from coming into contact, a slab surface defect caused by bubbles can be suppressed. In addition, when rolling a slab slab into a thin steel plate, the short side surface of the slab slab becomes a side surface portion of the thin steel plate, and since this part is cut off, surface defects caused by bubbles on the short side surface of the slab There is no problem even if it occurs.

図2は、スラブ鋳片の厚みが相対的に厚い場合と薄い場合とで、吐出流による高気泡濃度領域と凝固シェルとの位置関係を比較して示す図であり、図2(A)に示すように、鋳片の厚みが相対的に薄い場合には、高気泡濃度領域27と鋳型長辺13との距離、つまり、高気泡濃度領域27と鋳片長辺面の凝固シェル21との距離は小さくなり、高気泡濃度領域27と鋳片長辺面の凝固シェル21とが接触することになる。逆に、図2(B)に示すように、鋳片の厚みが相対的に厚い場合には、高気泡濃度領域27と鋳型長辺13との距離、つまり、高気泡濃度領域27と鋳片長辺面の凝固シェル21との距離は大きくなり、高気泡濃度領域27と鋳片長辺面の凝固シェル21とが接触する機会が少なくなる。ここで、高気泡濃度領域27は、浸漬ノズル9から気泡を伴った溶鋼17が吐出された際にその吐出流18が存在する領域に相当する。   FIG. 2 is a diagram comparing the positional relationship between the high bubble concentration region due to the discharge flow and the solidified shell when the slab cast is relatively thick and thin, and FIG. As shown, when the slab thickness is relatively thin, the distance between the high bubble concentration region 27 and the mold long side 13, that is, the distance between the high bubble concentration region 27 and the solidified shell 21 on the long side surface of the slab. And the high bubble concentration region 27 and the solidified shell 21 on the long side surface of the slab come into contact with each other. On the contrary, as shown in FIG. 2B, when the slab thickness is relatively thick, the distance between the high bubble concentration region 27 and the mold long side 13, that is, the high bubble concentration region 27 and the slab length. The distance to the solidified shell 21 on the side surface increases, and the opportunity for contact between the high bubble concentration region 27 and the solidified shell 21 on the long side surface of the slab decreases. Here, the high bubble concentration region 27 corresponds to a region where the discharge flow 18 exists when the molten steel 17 with bubbles is discharged from the immersion nozzle 9.

鋼の連続鋳造の場合、浸漬ノズル9の断面寸法は、鋳型2の寸法も加味されるが、溶鋼スループットによって決定されるのが一般的であり、スラブ連続鋳造のように溶鋼スループットが大きい場合には、ブルーム鋳片やビレット鋳片の場合に比べて断面寸法は大きい。しかしながら、スラブの連続鋳造で使用する浸漬ノズル同士で比較すると、溶鋼スループットが3〜7トン/minの場合にその断面寸法は大差がない。従って、浸漬ノズル9から吐出される吐出流18の存在する領域つまり高気泡濃度領域27の大きさも大差がない。従って、スラブ鋳片の厚みを厚くすることで、高気泡濃度領域27と凝固シェル21とが接触する機会は少なくなり、不活性ガスの気泡に起因する鋳片表面の欠陥を抑制することが可能となる。   In the case of continuous casting of steel, the cross-sectional dimension of the immersion nozzle 9 is also determined by the molten steel throughput, although the dimension of the mold 2 is also taken into account. When the molten steel throughput is large as in the case of continuous slab casting, Has a larger cross-sectional dimension than the case of bloom slab or billet slab. However, when the immersion nozzles used in continuous casting of slabs are compared, the cross-sectional dimensions are not significantly different when the molten steel throughput is 3 to 7 ton / min. Therefore, the size of the region where the discharge flow 18 discharged from the immersion nozzle 9 exists, that is, the size of the high bubble concentration region 27 does not vary greatly. Therefore, by increasing the thickness of the slab slab, there is less chance of contact between the high bubble concentration region 27 and the solidified shell 21, and defects on the slab surface due to inert gas bubbles can be suppressed. It becomes.

このことを確認するために、シミュレーションにより求めた鋳片厚みと壁面気泡存在確率との関係を図3に示す。ここで、壁面気泡存在確率とは、数値解析により計算される単位溶鋼当たりの気泡の体積分率(m3 /m3 )である。図3に示すように、鋳片厚みが増加するに伴って壁面気泡存在確率が減少していくことが分かる。特に、鋳片厚みが285mm以上になると壁面気泡存在確率は低位安定することが分かる。 In order to confirm this, the relationship between the slab thickness obtained by simulation and the wall surface bubble existence probability is shown in FIG. Here, the wall surface bubble existence probability is a volume fraction (m 3 / m 3 ) of bubbles per unit molten steel calculated by numerical analysis. As can be seen from FIG. 3, the wall surface bubble existence probability decreases as the slab thickness increases. In particular, it can be seen that when the slab thickness is 285 mm or more, the wall surface bubble existence probability is stabilized at a low level.

また、このことを実際の連続鋳造設備で確認した結果について図4に示す。この図は、極低炭素鋼のスラブ鋳片(C濃度:0.0020質量%)を、外径が180mmの浸漬ノズルを使用し、溶鋼スループットを4トン/min及び7トン/minの2水準として、鋳片厚みを変化させて連続鋳造した際の、鋳片表面から2〜3mm深さの位置における平均欠陥密度を示す図である。鋳片表面から2〜3mm深さの位置は、鋳片表面を手入れした後の鋳片表面に相当する位置である。図4から明らかなように、鋳片厚みが大きくなるほど平均欠陥密度が減少し、特に、鋳片厚みが285mm以上になると平均欠陥密度が急激に減少することが分かる。また、溶鋼スループットが大きくなると平均欠陥密度は増加するが、溶鋼スループットが4〜7トン/minの範囲内であるならば、平均欠陥密度は同一の挙動を呈することが分かる。   Moreover, it shows in FIG. 4 about the result which confirmed this with the actual continuous casting installation. This figure shows an extremely low carbon steel slab slab (C concentration: 0.0020% by mass) using an immersion nozzle with an outer diameter of 180 mm and a molten steel throughput of 4 tons / min and 7 tons / min. It is a figure which shows the average defect density in the position of 2-3 mm depth from a slab surface at the time of performing continuous casting by changing slab thickness. The position 2 to 3 mm deep from the slab surface is a position corresponding to the slab surface after the slab surface is cleaned. As can be seen from FIG. 4, the average defect density decreases as the slab thickness increases. In particular, the average defect density decreases rapidly when the slab thickness exceeds 285 mm. In addition, the average defect density increases as the molten steel throughput increases, but the average defect density exhibits the same behavior if the molten steel throughput is in the range of 4 to 7 ton / min.

上記のように、溶鋼スループットが4〜7トン/minの範囲内において、鋳片の厚みを285mm以上とすることにより気泡に起因する鋳片の表面欠陥を減少させることができる。この場合、鋳片の厚みを厚くするほど、気泡に起因する鋳片の表面欠陥は減少するが、図3及び図4に示すように、鋳片厚みを厚くすることによる表面欠陥の低減効果は鋳片厚みが350mm程度になると飽和する傾向にあり、また、鋳片厚みを厚くした場合、鋳造速度は鋳片厚みの2乗に比例して低速化する必要があり生産性が低下するので、鋳片厚みの最大は400mm程度とすればよい。   As described above, the surface defects of the slab caused by bubbles can be reduced by setting the thickness of the slab to 285 mm or more in the range of the molten steel throughput of 4 to 7 ton / min. In this case, as the thickness of the slab is increased, the surface defects of the slab due to bubbles are reduced. However, as shown in FIGS. 3 and 4, the effect of reducing the surface defects by increasing the thickness of the slab is as follows. When the slab thickness is about 350 mm, it tends to saturate, and when the slab thickness is increased, the casting speed needs to be reduced in proportion to the square of the slab thickness, and the productivity decreases. The maximum slab thickness may be about 400 mm.

鋳片の厚みを増大させても、それに応じて浸漬ノズル9の外径を拡大すると、高気泡濃度領域27の分布が拡大して高気泡濃度領域27と凝固シェルとが接触する頻度が増加し、鋳片表面の気泡に起因する欠陥が増加する恐れがある。そこで、鋳型内の溶鋼湯面19における浸漬ノズル9の外径を変化させて数値解析によりシミュレーションした。図5に、シミュレーションにより求めた溶鋼湯面における浸漬ノズルの外径と壁面気泡存在確率との関係を示す。図5は、鋳片厚みを300mmとして浸漬ノズルの外径を変化させたときのシミュレーション結果である。図5に示すように、鋳型内の溶鋼湯面19における浸漬ノズル9の外径が大きくなるほど壁面気泡存在確率は大きくなるが、浸漬ノズル9の外径が200mm以下であるならば、壁面気泡存在確率の増加が抑えられることが分かる。但し、図5からも明らかなように、浸漬ノズル9の外径が小さくなるほど壁面気泡存在確率は小さくなることから、鋳型内の溶鋼湯面19における浸漬ノズル9の外径を200mm以下とすることが好ましく、可能ならば160mm以下とすることがより好ましい。   Even if the thickness of the slab is increased, if the outer diameter of the immersion nozzle 9 is increased accordingly, the distribution of the high bubble concentration region 27 is expanded and the frequency of contact between the high bubble concentration region 27 and the solidified shell increases. There is a risk that defects due to bubbles on the surface of the slab will increase. Therefore, simulation was performed by numerical analysis by changing the outer diameter of the immersion nozzle 9 on the molten steel surface 19 in the mold. FIG. 5 shows the relationship between the outer diameter of the immersion nozzle and the wall surface bubble existence probability on the molten steel surface obtained by simulation. FIG. 5 is a simulation result when changing the outer diameter of the immersion nozzle with a slab thickness of 300 mm. As shown in FIG. 5, the wall surface bubble existence probability increases as the outer diameter of the immersion nozzle 9 on the molten steel surface 19 in the mold increases, but if the outer diameter of the immersion nozzle 9 is 200 mm or less, the presence of wall surface bubbles exists. It can be seen that the increase in probability is suppressed. However, as is clear from FIG. 5, the wall surface bubble existence probability decreases as the outer diameter of the immersion nozzle 9 decreases, so the outer diameter of the immersion nozzle 9 on the molten steel surface 19 in the mold should be 200 mm or less. Is preferable, and if possible, it is more preferable to set it to 160 mm or less.

高気泡濃度領域27における気泡の密度も、気泡に起因する鋳片表面欠陥の発生頻度に影響する。高気泡濃度領域27における気泡の密度は、不活性ガス供給配管22から溶鋼流出孔11に吹き込まれる不活性ガスの流量に影響される。そこで本発明では、不活性ガスの最大流量を20NL/minとして、高気泡濃度領域27における気泡密度の上限を設定している。一方、不活性ガス流量が少なくなりすぎると浸漬ノズル9の内壁面へのアルミナ付着が防止できず、このアルミナ付着を防止する観点から不活性ガス流量は最低5NL/minを確保する。   The density of bubbles in the high bubble concentration region 27 also affects the frequency of occurrence of slab surface defects due to bubbles. The density of bubbles in the high bubble concentration region 27 is affected by the flow rate of the inert gas blown from the inert gas supply pipe 22 into the molten steel outflow hole 11. Therefore, in the present invention, the upper limit of the bubble density in the high bubble concentration region 27 is set by setting the maximum flow rate of the inert gas to 20 NL / min. On the other hand, if the inert gas flow rate becomes too small, alumina adhesion to the inner wall surface of the immersion nozzle 9 cannot be prevented, and the inert gas flow rate is secured at least 5 NL / min from the viewpoint of preventing this alumina adhesion.

磁界による電磁気力を利用して凝固シェル21と溶鋼17との界面における溶鋼流速を強制的に上昇させることで気泡の凝固シェル21への捕捉を減少させることができ、また、磁界による電磁気力を利用して吐出流18の流速を強制的に減速し、吐出流18に含まれる気泡の上昇・分離を促進させ、高気泡濃度領域27における気泡密度を低減させることで、気泡の凝固シェル21への捕捉を減少させることができる。従って、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を抑制する観点から、鋳型内の溶鋼17に磁界を印加して鋳型内の溶鋼17の流動を制御することが好ましい。   By forcibly increasing the molten steel flow velocity at the interface between the solidified shell 21 and the molten steel 17 using the electromagnetic force due to the magnetic field, the trapping of bubbles in the solidified shell 21 can be reduced, and the electromagnetic force due to the magnetic field can be reduced. Utilizing this, the flow velocity of the discharge flow 18 is forcibly decelerated, the bubbles included in the discharge flow 18 are promoted and separated, and the bubble density in the high bubble concentration region 27 is reduced. Capture can be reduced. Therefore, it is preferable to control the flow of the molten steel 17 in the mold by applying a magnetic field to the molten steel 17 in the mold from the viewpoint of suppressing surface defects of the slab caused by bubbles.

鋳型内の溶鋼17に磁界を印加する方法を図6〜8に示す。図6は、一対の磁界発生装置23を、鋳型内の溶鋼湯面19の近傍の鋳型長辺13の背面に対向して設置した状態を示す概略図、図7は、一対の磁界発生装置24を、浸漬ノズル9の直下位置の鋳型長辺13の背面に対向して設置した状態を示す概略図、図8は、一対の磁界発生装置25を、鋳型内の溶鋼湯面19の近傍の鋳型長辺13の背面に対向して設置するとともに、一対の磁界発生装置26を、浸漬ノズル9の直下位置の鋳型長辺13の背面に対向して設置した状態を示す概略図である。   A method for applying a magnetic field to the molten steel 17 in the mold is shown in FIGS. FIG. 6 is a schematic view showing a state in which a pair of magnetic field generators 23 are installed facing the back surface of the mold long side 13 near the molten steel surface 19 in the mold, and FIG. 7 is a pair of magnetic field generators 24. FIG. 8 is a schematic diagram showing a state in which a pair of magnetic field generators 25 are placed near the molten steel surface 19 in the mold. It is the schematic which shows the state which installed facing a back surface of the long side 13, and installed a pair of magnetic field generator 26 facing the back surface of the mold long side 13 in the position directly under the immersion nozzle 9.

図6に示す磁界発生装置23からは、移動磁界または振動磁界の交流磁界を印加するか、或いは、この交流磁界に静磁界を重畳した磁界を印加する。交流磁界によって鋳型内の溶鋼を水平方向に旋回攪拌することにより、凝固シェル21と溶鋼17との界面における溶鋼流速が上昇し、気泡の凝固シェル21への捕捉を減少させることができる。この場合、気泡の凝固シェル21への捕捉を防止する観点から、凝固シェル前面の溶鋼流速が0.14m/sec以上となるように交流磁界を印加することが好ましい。また、振動磁界を印加した場合も移動磁界を印加した場合と同等の効果を得ることができる。静磁界を重畳して印加した場合には、静磁界により溶鋼湯面19における溶鋼流が減速され、溶鋼湯面19での溶鋼流が安定して、渦や盛り上がりなどの溶鋼流れの乱れが防止され、モールドパウダー20の鋳片への巻き込みが防止される。図6では、磁界発生装置23が溶鋼湯面19の近傍であるが、磁界発生装置23の中心位置が浸漬ノズル9の吐出孔10の位置と同等となる位置まで下側にずらしても問題はない。   From the magnetic field generator 23 shown in FIG. 6, an alternating magnetic field of a moving magnetic field or an oscillating magnetic field is applied, or a magnetic field in which a static magnetic field is superimposed on this alternating magnetic field is applied. By swirling and stirring the molten steel in the mold in the horizontal direction by the alternating magnetic field, the molten steel flow velocity at the interface between the solidified shell 21 and the molten steel 17 is increased, and the trapping of bubbles in the solidified shell 21 can be reduced. In this case, from the viewpoint of preventing trapping of bubbles in the solidified shell 21, it is preferable to apply an alternating magnetic field so that the molten steel flow velocity on the front surface of the solidified shell is 0.14 m / sec or more. Also, when an oscillating magnetic field is applied, the same effect as when a moving magnetic field is applied can be obtained. When a static magnetic field is applied in a superimposed manner, the molten steel flow on the molten steel surface 19 is decelerated by the static magnetic field, the molten steel flow on the molten steel surface 19 is stabilized, and turbulence of the molten steel flow such as vortices and swells is prevented. This prevents the mold powder 20 from being caught in the slab. In FIG. 6, the magnetic field generator 23 is in the vicinity of the molten steel surface 19, but there is a problem even if the center position of the magnetic field generator 23 is shifted downward to a position equivalent to the position of the discharge hole 10 of the immersion nozzle 9. Absent.

図7に示す磁界発生装置24からは静磁界を印加する。この静磁界中を吐出流18が移動することにより吐出流18は減速され、吐出流18とともに吐出された気泡は吐出流18の減速に伴って溶鋼湯面19に浮上する。その結果、高気泡濃度領域27における気泡密度が低下して、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を低減することができる。また、吐出流18が減速されることにより、吐出流18から分岐する下降流は減速されて鋳片の未凝固層深くまで侵入することがなく、鋳片内層部には脱酸生成物であるアルミナを主体とする酸化物のない清浄な鋳片を得ることができる。また、吐出流18から分岐する上昇流も減速されて、溶鋼湯面19における渦や盛り上がりなどの流れの乱れが防止される。   A static magnetic field is applied from the magnetic field generator 24 shown in FIG. As the discharge flow 18 moves in the static magnetic field, the discharge flow 18 is decelerated, and the bubbles discharged together with the discharge flow 18 rise to the molten steel surface 19 as the discharge flow 18 decelerates. As a result, the bubble density in the high bubble concentration region 27 is lowered, and the surface defects of the slab caused by the bubbles can be reduced. In addition, when the discharge flow 18 is decelerated, the downward flow branched from the discharge flow 18 is decelerated and does not penetrate deep into the unsolidified layer of the slab, and is a deoxidation product in the inner layer of the slab. A clean slab free from oxides mainly composed of alumina can be obtained. Moreover, the upward flow branched from the discharge flow 18 is also decelerated, and flow disturbances such as vortices and swells on the molten steel surface 19 are prevented.

図8に示す磁界発生装置25からは、移動磁界または振動磁界の交流磁界を印加するか、或いは、静磁界を印加するか、若しくは、交流磁界と静磁界とを重畳した磁界を印加するとともに、磁界発生装置26からは静磁界を印加する。   From the magnetic field generator 25 shown in FIG. 8, an alternating magnetic field of a moving magnetic field or an oscillating magnetic field is applied, a static magnetic field is applied, or a magnetic field in which an alternating magnetic field and a static magnetic field are superimposed is applied, A static magnetic field is applied from the magnetic field generator 26.

磁界発生装置25から交流磁界を印加した場合には、交流磁界によって鋳型内の溶鋼を水平方向に旋回攪拌することにより、凝固シェル21と溶鋼17との界面における溶鋼流速が上昇し、気泡の凝固シェル21への捕捉を減少させることができる。この場合、気泡の凝固シェル21への捕捉を防止する観点から、凝固シェル前面の溶鋼流速が0.14m/sec以上となるように交流磁界を印加することが好ましい。磁界発生装置25から静磁界を印加した場合には、静磁界により溶鋼湯面19における溶鋼流が減速され、溶鋼湯面19での溶鋼流が安定して渦や盛り上がりなどの溶鋼流れの乱れが防止され、モールドパウダー20の鋳片への巻き込みが防止される。磁界発生装置25から交流磁界と静磁界とを重畳して印加した場合には、両磁界の効果を同時に得ることができる。   When an AC magnetic field is applied from the magnetic field generator 25, the molten steel flow rate at the interface between the solidified shell 21 and the molten steel 17 is increased by rotating and stirring the molten steel in the mold in the horizontal direction by the AC magnetic field, thereby solidifying the bubbles. Capture to the shell 21 can be reduced. In this case, from the viewpoint of preventing trapping of bubbles in the solidified shell 21, it is preferable to apply an alternating magnetic field so that the molten steel flow velocity on the front surface of the solidified shell is 0.14 m / sec or more. When a static magnetic field is applied from the magnetic field generator 25, the molten steel flow on the molten steel surface 19 is decelerated by the static magnetic field, the molten steel flow on the molten steel surface 19 is stabilized, and the turbulence of the molten steel flow such as vortices and swells is disturbed. This prevents the mold powder 20 from being caught in the slab. When an alternating magnetic field and a static magnetic field are superimposed and applied from the magnetic field generator 25, the effects of both magnetic fields can be obtained simultaneously.

磁界発生装置26から印加される静磁界により、吐出流18は減速され、吐出流18とともに吐出された気泡は吐出流18の減速に伴って溶鋼湯面19に浮上する。その結果、高気泡濃度領域27における気泡密度が低下して、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を低減することができる。また、吐出流18が減速されることにより、吐出流18から分岐する下降流は減速されて鋳片の未凝固層深くまで侵入することがなく、鋳片内層部には脱酸生成物であるアルミナを主体とする酸化物のない清浄な鋳片を得ることができる。   The discharge flow 18 is decelerated by the static magnetic field applied from the magnetic field generator 26, and the bubbles discharged together with the discharge flow 18 rise to the molten steel surface 19 as the discharge flow 18 decelerates. As a result, the bubble density in the high bubble concentration region 27 is lowered, and the surface defects of the slab caused by the bubbles can be reduced. In addition, when the discharge flow 18 is decelerated, the downward flow branched from the discharge flow 18 is decelerated and does not penetrate deep into the unsolidified layer of the slab, and is a deoxidation product in the inner layer of the slab. A clean slab free from oxides mainly composed of alumina can be obtained.

不活性ガス気泡に起因する鋳片表面の欠陥は、炭素濃度が0.01質量%以下である極低炭素鋼のスラブ鋳片に発生しやすい。これは、極低炭素鋼ではその他の鋼種に比べて炭素を含めて溶質元素の濃度が低いことから、凝固時の溶質元素の濃化程度が低く、気泡が一旦凝固シェル21に捕捉されると離脱しにくくなるものと考えられる。これに対して溶質元素が多い場合には、気泡が凝固シェル21に捕捉されても、気泡と凝固シェル21との間の溶鋼が凝固する際に溶質が濃化して融点が降下し、気泡は一旦補足されても融点降下により凝固シェル21から離脱する場合が起こり、相対的に捕捉されにくくなるものと考えられる。つまり、極低炭素鋼を連続鋳造する場合に本発明を適用することで、極低炭素鋼の不活性ガス気泡に起因する表面欠陥を大幅に低減することが可能となる。尚、極低炭素鋼の用途は、自動車用或いはブリキ用などの薄鋼板である。   Defects on the slab surface due to inert gas bubbles are likely to occur in slab slabs of ultra-low carbon steel having a carbon concentration of 0.01% by mass or less. This is because ultra-low carbon steel has a lower concentration of solute elements including carbon than other steel types, so the concentration of solute elements during solidification is low, and bubbles are once trapped in the solidified shell 21. It is thought that it becomes difficult to leave. On the other hand, when there are many solute elements, even if bubbles are trapped in the solidified shell 21, when the molten steel between the bubbles and the solidified shell 21 is solidified, the solute is concentrated and the melting point is lowered. Even if it is once supplemented, it can be considered that the solidified shell 21 may be separated from the solidified shell 21 due to a melting point drop, and is relatively difficult to be captured. That is, by applying the present invention when continuously casting an ultra-low carbon steel, it is possible to greatly reduce surface defects caused by inert gas bubbles of the ultra-low carbon steel. The ultra-low carbon steel is used for thin steel sheets for automobiles or tinplate.

極低炭素鋼としては、化学成分として、C:0.0025質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03〜0.05質量%、S:0.02質量%以下、Al:0.04〜0.08質量%、N:0.004質量%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼種、更に、これら成分に、Nb:0.003〜0.020質量%を追加した鋼種が挙げられる。これら鋼種は焼付硬化性及び耐時効性に優れた加工用薄鋼板として使用される。成分の限定理由は以下の通りである。   As an extremely low carbon steel, as a chemical component, C: 0.0025 mass% or less, Si: 0.05 mass% or less, Mn: 0.05-1.5 mass%, P: 0.03-0.05 Steel types containing, by mass, S: 0.02% by mass or less, Al: 0.04-0.08% by mass, N: 0.004% by mass or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and these The steel grade which added Nb: 0.003-0.020 mass% to the component is mentioned. These steel types are used as thin steel sheets for processing having excellent bake hardenability and aging resistance. The reasons for limiting the components are as follows.

C:0.0025質量%以下
Cは、加工性、特にr値及び伸びを劣化させる。その影響は0.0025質量%を超えると顕著になるのでCの上限を0.0025質量%とする。
C: 0.0025 mass% or less C deteriorates workability, particularly r value and elongation. Since the influence will become remarkable when it exceeds 0.0025 mass%, the upper limit of C shall be 0.0025 mass%.

Si:0.05質量%以下
Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が0.05質量%を超えると深絞り性及び耐食性を劣化させるので、0.05質量%以下とする。
Si: 0.05% by mass or less Si has an effect of strengthening steel, and a necessary amount is added according to a desired strength. If the addition amount exceeds 0.05% by mass, deep drawability and corrosion resistance are improved. Since it deteriorates, it is made 0.05 mass% or less.

Mn:0.05〜1.5質量%
Mnは、Sに起因する熱間脆性の防止及び鋼の強化の作用がある。この熱間脆性の防止の効果は0.05質量%以上で現れるが、1.5質量%を超えて添加すると深絞り性が劣化するので、その添加量は0.05〜1.5質量%、好ましくはめっき性の観点から1.0質量%以下とする。また、熱間脆性の防止の点からはMn(質量%)/S(質量%)は10以上が好ましい。
Mn: 0.05 to 1.5% by mass
Mn has an effect of preventing hot brittleness caused by S and strengthening of steel. The effect of preventing hot brittleness appears at 0.05% by mass or more, but if added over 1.5% by mass, the deep drawability deteriorates, so the addition amount is 0.05 to 1.5% by mass. Preferably, the content is 1.0% by mass or less from the viewpoint of plating properties. Further, Mn (mass%) / S (mass%) is preferably 10 or more from the viewpoint of preventing hot brittleness.

P:0.03〜0.05質量%
Pは、鋼を強化する作用があり、焼付硬化性を発現させるために0.03質量%以上とする。しかし、その添加量が0.05質量%を超えると深絞り性を劣化させ、また粒界面に多く偏析して脆化を引き起こすので0.05質量%以下とする。
P: 0.03-0.05 mass%
P has the effect | action which strengthens steel and is 0.03 mass% or more in order to express bake hardenability. However, if the added amount exceeds 0.05% by mass, the deep drawability is deteriorated and segregates at the grain interface to cause embrittlement.

S:0.02質量%以下
Sは、熱間脆性の原因となるほか、深絞り性に悪影響を及ぼすので少ないほどよい。これらの影響は0.02質量%を超えると顕著になるので0.02質量%以下とする。特に、プレス成形性の観点からすれば、0.005質量%以下にすることが好ましい。
S: 0.02% by mass or less In addition to causing hot brittleness, S is preferably as small as possible because it adversely affects deep drawability. Since these influences become significant when the content exceeds 0.02% by mass, the content is set to 0.02% by mass or less. In particular, from the viewpoint of press formability, it is preferably 0.005% by mass or less.

Al:0.04〜0.08質量%
Alは、脱酸及び鋼中Nの析出固定のために添加される。Alの添加量が0.04質量%未満では加工性が不十分であり、一方、0.08質量%を超えての添加は加工性を劣化させるばかりでなく、表面性状をも劣化させる。従って、Alの添加量は、0.04〜0.08質量%とする。
Al: 0.04-0.08 mass%
Al is added for deoxidation and precipitation fixing of N in steel. If the added amount of Al is less than 0.04% by mass, the workability is insufficient, while addition exceeding 0.08% by mass not only deteriorates the workability but also the surface properties. Therefore, the addition amount of Al is set to 0.04 to 0.08 mass%.

N:0.004質量%以下
Nは、深絞り性に悪影響を及ぼすほか、多量のNはAl量を多量必要とし表面性状を劣化させるので、その含有量は少ない程よい。Nの含有量が0.004質量%を超えるとその影響が顕著になるので、0.004質量%以下、好ましくは0.002質量%以下とする。
N: 0.004% by mass or less N has an adverse effect on deep drawability, and a large amount of N requires a large amount of Al and deteriorates surface properties. If the content of N exceeds 0.004% by mass, the effect becomes significant, so 0.004% by mass or less, preferably 0.002% by mass or less.

上記の合金元素のほかにNbを加えることができる。Nbの限定理由は以下のとおりである。   In addition to the above alloy elements, Nb can be added. The reasons for limiting Nb are as follows.

Nb:0.003〜0.020質量%
Nbは、焼鈍前の固溶Cを減少させることにより、加工性を向上させる元素であり、この効果を発現させるためには0.003質量%以上が必要である。一方、焼付硬化性を得るためには必要量の固溶Cを鋼板中に存在させなければならず、これを主に高温焼鈍中のNb炭化物の分解より得る。そのためには、Nbは、0.020質量%以下にする必要がある。従って、Nbを添加する場合には、0.003〜0.020質量%とする。
Nb: 0.003-0.020 mass%
Nb is an element that improves workability by reducing the solid solution C before annealing, and 0.003% by mass or more is necessary to develop this effect. On the other hand, in order to obtain bake hardenability, a necessary amount of solute C must be present in the steel sheet, and this is obtained mainly by decomposition of Nb carbide during high-temperature annealing. For that purpose, Nb needs to be 0.020 mass% or less. Therefore, when adding Nb, it is set as 0.003-0.020 mass%.

また、この他の極低炭素鋼としては、化学成分として、C:0.0025質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03質量%以下、S:0.02質量%以下、Al:0.01〜0.06質量%、N:0.004質量%以下、B:0.002質量%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼種、更に、これら成分にNb:0.003〜0.020質量%、Ti:0.01〜0.04質量%を追加した鋼種が挙げられる。また更に、これらの成分にCr:0.10質量%以下、Ni:0.04質量%以下、Mo:0.02質量%以下、Cu:0.08質量%以下、V:0.007質量%以下、Sb:0.010質量%以下を追加した鋼種が挙げられる。これら鋼種は深絞り性及び耐時効性に優れた加工用薄鋼板として使用される。成分の限定理由は以下の通りである。   Further, as other ultra-low carbon steel, as chemical components, C: 0.0025% by mass or less, Si: 0.05% by mass or less, Mn: 0.05 to 1.5% by mass, P: 0.0. 03 mass% or less, S: 0.02 mass% or less, Al: 0.01 to 0.06 mass%, N: 0.004 mass% or less, B: 0.002 mass% or less, with the balance being Fe And steel types comprising unavoidable impurities, and steel types obtained by adding Nb: 0.003 to 0.020 mass% and Ti: 0.01 to 0.04 mass% to these components. Furthermore, Cr: 0.10 mass% or less, Ni: 0.04 mass% or less, Mo: 0.02 mass% or less, Cu: 0.08 mass% or less, V: 0.007 mass% Hereinafter, the steel grade which added Sb: 0.010 mass% or less is mentioned. These steel types are used as thin steel sheets for processing having excellent deep drawability and aging resistance. The reasons for limiting the components are as follows.

C:0.0025質量%以下
Cは、加工性、特にr値及び伸びを劣化させる。その影響は0.0025質量%を超えると顕著になるのでCの上限を0.0025質量%とする。
C: 0.0025 mass% or less C deteriorates workability, particularly r value and elongation. Since the influence will become remarkable when it exceeds 0.0025 mass%, the upper limit of C shall be 0.0025 mass%.

Si:0.05質量%以下
Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が0.05質量%を超えると深絞り性及び耐食性を劣化させるので、0.05質量%以下とする。
Si: 0.05% by mass or less Si has an effect of strengthening steel, and a necessary amount is added according to a desired strength. If the addition amount exceeds 0.05% by mass, deep drawability and corrosion resistance are improved. Since it deteriorates, it is made 0.05 mass% or less.

Mn:0.05〜1.5質量%
Mnは、Sに起因する熱間脆性の防止及び鋼の強化の作用がある。この熱間脆性の防止の効果は0.05質量%以上で現れるが、1.5質量%を超えて添加すると深絞り性が劣化するので、その添加量は0.05〜1.5質量%、好ましくはめっき性の観点から1.0質量%以下とする。また、熱間脆性の防止の点からはMn(質量%)/S(質量%)は10以上が好ましい。
Mn: 0.05 to 1.5% by mass
Mn has an effect of preventing hot brittleness caused by S and strengthening of steel. The effect of preventing hot brittleness appears at 0.05% by mass or more, but if added over 1.5% by mass, the deep drawability deteriorates, so the addition amount is 0.05 to 1.5% by mass. Preferably, the content is 1.0% by mass or less from the viewpoint of plating properties. Further, Mn (mass%) / S (mass%) is preferably 10 or more from the viewpoint of preventing hot brittleness.

P:0.03質量%以下
Pは、鋼を強化する作用があるが、深絞り性を劣化させ、また粒界面に多く偏析して脆化を引き起こすので、低いほど好ましく、従って0.03質量%以下とする。
P: 0.03 mass% or less P has an effect of strengthening steel, but deteriorates deep drawability and segregates at the grain interface to cause embrittlement. Therefore, the lower the content, the more preferable 0.03 mass. % Or less.

S:0.02質量%以下
Sは、熱間脆性の原因となるほか、深絞り性に悪影響を及ぼすので少ないほどよい。これらの影響は0.02質量%を超えると顕著になるので0.02質量%以下とする。特に、プレス成形性の観点からすれば、0.005質量%以下にすることが好ましい。
S: 0.02% by mass or less In addition to causing hot brittleness, S is preferably as small as possible because it adversely affects deep drawability. Since these influences become significant when the content exceeds 0.02% by mass, the content is set to 0.02% by mass or less. In particular, from the viewpoint of press formability, it is preferably 0.005% by mass or less.

Al:0.01〜0.06質量%
Alは、脱酸及び鋼中Nの析出固定のために添加される。Alの添加量が0.01質量%未満では脱酸が不十分であり、一方、Alは高価であり0.06質量%を超えての添加は必要ない。従って、Alの添加量は、0.01〜0.06質量%とする。
Al: 0.01-0.06 mass%
Al is added for deoxidation and precipitation fixing of N in steel. When the addition amount of Al is less than 0.01% by mass, deoxidation is insufficient. On the other hand, Al is expensive and it is not necessary to add more than 0.06% by mass. Therefore, the added amount of Al is set to 0.01 to 0.06% by mass.

N:0.004質量%以下
Nは、深絞り性に悪影響を及ぼすほか、多量のNはAl量を多量必要とし表面性状を劣化させるので、その含有量は少ない程よい。Nの含有量が0.004質量%を超えるとその影響が顕著になるので、0.004質量%以下、好ましくは0.002質量%以下とする。
N: 0.004% by mass or less N has an adverse effect on deep drawability, and a large amount of N requires a large amount of Al and deteriorates surface properties. If the content of N exceeds 0.004% by mass, the effect becomes significant, so 0.004% by mass or less, preferably 0.002% by mass or less.

B:0.002質量%以下
Bは、耐二次加工脆性をより一層改善するために添加するが、0.002質量%を超えて添加すると加工性、特にr値を劣化させるので、0.002質量%以下とする。
B: 0.002% by mass or less B is added to further improve the secondary work brittleness resistance. However, if added over 0.002% by mass, the workability, particularly the r value is deteriorated. 002% by mass or less.

上記の合金元素のほかにNb及びTiを加えることができる。Nb及びTiの限定理由は以下のとおりである。   In addition to the above alloy elements, Nb and Ti can be added. The reasons for limiting Nb and Ti are as follows.

Nb:0.003〜0.020質量%
Nbは、焼鈍前の固溶Cを減少させることにより、加工性を向上させる元素であり、この効果を発現させるためには0.003質量%以上が必要である。一方、この効果はNbを0.020質量%を越えて添加しても飽和して無駄であり、従って、Nbを添加する場合には、0.003〜0.020質量%とする。
Nb: 0.003-0.020 mass%
Nb is an element that improves workability by reducing the solid solution C before annealing, and 0.003% by mass or more is necessary to develop this effect. On the other hand, this effect is saturated and wasted even if Nb is added in excess of 0.020 mass%. Therefore, when Nb is added, the content is 0.003 to 0.020 mass%.

Ti:0.01〜0.04質量%
Tiは、NまたはNとSの析出固定のために添加するが、特に、Nの析出固定力がAlよりも強いために、加工性をより一層向上させる。この効果を得るためには、Tiの含有量は0.01質量%以上とする必要がある。一方、過剰な添加は加工性、特に延性を劣化させるので、0.04質量%以下にする必要がある。従って、Tiを添加する場合には、0.01〜0.04質量%とする。
Ti: 0.01-0.04 mass%
Ti is added for precipitation fixation of N or N and S. In particular, since the precipitation fixation force of N is stronger than Al, the workability is further improved. In order to obtain this effect, the Ti content needs to be 0.01% by mass or more. On the other hand, since excessive addition deteriorates workability, particularly ductility, it is necessary to make it 0.04% by mass or less. Therefore, when Ti is added, the content is set to 0.01 to 0.04% by mass.

上記の合金元素のほかに、更に、Cr、Ni、Mo、Cu、V及びSbを加えることができる。これら合金元素の限定理由は以下のとおりである。   In addition to the above alloy elements, Cr, Ni, Mo, Cu, V and Sb can be further added. The reasons for limitation of these alloy elements are as follows.

Cr:0.10質量%以下
Crは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、0.10質量%を超えると加工性を低下させるので、0.10質量%以下とする。
Cr: 0.10% by mass or less Cr is a strengthening element of steel and is added in a necessary amount depending on the strength. However, if it exceeds 0.10% by mass, the workability is reduced, so that it is 0.10% by mass or less. To do.

Ni:0.04質量%以下
Niは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、0.04質量%を超えると加工性を低下させるので、0.04質量%以下とする。
Ni: 0.04% by mass or less Ni is a strengthening element of steel and is added in a necessary amount depending on the strength. However, if it exceeds 0.04% by mass, the workability is reduced, so 0.04% by mass or less. To do.

Mo:0.02質量%以下
Moは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、0.02質量%を超えると加工性を低下させるので、0.02質量%以下とする。
Mo: 0.02% by mass or less Mo is a strengthening element of steel and is added in a necessary amount depending on the strength. However, if it exceeds 0.02% by mass, workability is reduced, so 0.02% by mass or less. To do.

Cu:0.08質量%以下
Cuは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、0.08質量%を超えると加工性を低下させるので、0.08質量%以下とする。
Cu: 0.08% by mass or less Cu is a strengthening element of steel and is added in a necessary amount depending on the strength. However, if it exceeds 0.08% by mass, the workability is reduced, so 0.08% by mass or less. To do.

V:0.007質量%以下
Vは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、0.007質量%を超えると加工性を低下させるので、0.007質量%以下とする。
V: 0.007% by mass or less V is a strengthening element of steel and is added in a necessary amount depending on the strength. However, if it exceeds 0.007% by mass, the workability is reduced, so 0.007% by mass or less. To do.

Sb:0.010質量%以下
Sbは、鋼の表面性状改善のために添加する元素であるが、0.010質量%を超えて添加しても表面性状改善効果が飽和するので、0.010質量%以下とする。
Sb: 0.010% by mass or less Sb is an element added for improving the surface property of steel, but even if added over 0.010% by mass, the effect of improving the surface property is saturated. Less than mass%.

以上説明したように、本発明によれば、薄鋼板用のスラブ鋳片を連続鋳造するに当たり、鋳片の厚みを285mm以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を4トン/min以上7トン/min以下、タンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を5NL/min以上20NL/min以下とするので、浸漬ノズルから吐出される高気泡濃度の吐出流と鋳片長辺側の凝固シェルとが直接接触することが抑制され、吐出流内の気泡は鋳型内溶鋼湯面を介して系外に排出するので、不活性ガス気泡に起因する鋳片の表面欠陥を大幅に減少させることができ、表面品質に優れたスラブ鋳片を安定して製造することが可能となる。   As described above, according to the present invention, when continuously casting a slab slab for a thin steel plate, the thickness of the slab is 285 mm or more, and the casting amount of molten steel per unit time is 4 ton / min or more and 7 ton / min or less, the flow rate of inert gas blown into the molten steel injected from the tundish into the mold is set to 5 NL / min or more and 20 NL / min or less. Direct contact with the solidified shell on the side is suppressed, and bubbles in the discharge flow are discharged out of the system via the molten steel surface in the mold, greatly reducing the surface defects of the slab caused by inert gas bubbles. Therefore, it is possible to stably produce a slab cast having excellent surface quality.

尚、上記説明では3枚板構成のスライディングノズル4の例を挙げたが、2枚板構成のスライディングノズルについても上記に沿って本発明を適用することができる。また、不活性ガスを上ノズル3から溶鋼流出孔11に吹き込む例で説明したが、不活性ガスの吹き込み位置は上ノズル3に限るものではなく、例えば上部固定板5や浸漬ノズル9であっても構わない。   In the above description, the example of the sliding nozzle 4 having the three-plate configuration has been described. However, the present invention can be applied to the sliding nozzle having the two-plate configuration as well. Moreover, although the example which blows inactive gas from the upper nozzle 3 to the molten steel outflow hole 11 was demonstrated, the blowing position of inactive gas is not restricted to the upper nozzle 3, For example, it is the upper fixed plate 5 and the immersion nozzle 9 It doesn't matter.

図1に示す連続鋳造設備を用い、C:0.002質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03〜0.05質量%、S:0.02質量%以下、Al:0.04〜0.08質量%、N:0.004質量%以下、Nb:0.003〜0.020質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる極低炭素鋼を鋳造する際に、鋳片の厚みを変更した試験を実施し、得られた鋳片表層の気泡に起因する欠陥の発生数を調査した。気泡に起因する表面欠陥は、鋳片表面を2mmの厚みで切削加工し、切削加工面を浸透探傷法により検査して調査した。表1に、鋳片厚み、鋳型内溶鋼湯面位置における浸漬ノズルの外径、溶鋼スプープット、溶鋼流出孔へのArガス吹き込み流量、及び、鋳片の平均欠陥密度の測定値を示す。尚、鋳片の平均欠陥密度は、鋳片の表層を超音波探傷して検出した、100μm以上の気泡及び介在物の個数(個/m)の測定結果である。 Using the continuous casting equipment shown in FIG. 1, C: 0.002 mass% or less, Si: 0.05 mass% or less, Mn: 0.05-1.5 mass%, P: 0.03-0.05 mass %, S: 0.02 mass% or less, Al: 0.04 to 0.08 mass%, N: 0.004 mass% or less, Nb: 0.003 to 0.020 mass%, with the balance being Fe In addition, when casting an ultra-low carbon steel made of inevitable impurities, a test was conducted in which the thickness of the slab was changed, and the number of defects caused by bubbles on the surface of the slab was investigated. The surface defects caused by the bubbles were investigated by cutting the slab surface with a thickness of 2 mm and inspecting the cut surface by the penetrant flaw detection method. Table 1 shows measured values of the slab thickness, the outer diameter of the immersion nozzle at the position of the molten steel in the mold, the molten steel spout, the flow rate of Ar gas blown into the molten steel outflow hole, and the average defect density of the slab. The average defect density of the slab is a measurement result of the number of bubbles and inclusions (pieces / m 2 ) of 100 μm or more detected by ultrasonic flaw detection on the surface of the slab.

Figure 2007301609
Figure 2007301609

表1に示すように、鋳片の厚みが285mm以上になると、気泡に起因する表面欠陥が減少することが分かった。また、鋳片の厚みが同一の場合、浸漬ノズルの外径を小さくすることで、気泡に起因する表面欠陥が減少することも分かった。尚、前述した図4は、浸漬ノズルの外径を180mmとした、表1に示す試験における平均欠陥密度を図示したものである。   As shown in Table 1, when the thickness of the slab became 285 mm or more, it turned out that the surface defect resulting from a bubble reduces. Moreover, when the thickness of the slab was the same, it turned out that the surface defect resulting from a bubble reduces by making the outer diameter of an immersion nozzle small. In addition, FIG. 4 mentioned above illustrates the average defect density in the test shown in Table 1 where the outer diameter of the immersion nozzle is 180 mm.

本発明が適用されるスラブ連続鋳造設備の鋳型部の概略図である。It is the schematic of the casting_mold | template part of the slab continuous casting installation with which this invention is applied. スラブ鋳片の厚みが厚い場合と薄い場合とで、吐出流による高気泡濃度領域と凝固シェルとの位置関係を比較して示す図である。It is a figure which compares and shows the positional relationship of the high bubble density | concentration area | region and solidified shell by a discharge flow by the case where the thickness of a slab slab is thick, and when it is thin. シミュレーションにより求めた鋳片厚みと壁面気泡存在確率との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the slab thickness calculated | required by simulation, and a wall surface bubble presence probability. 実際の連続鋳造設備で鋳片厚みを変化させてスラブ鋳片を連続鋳造した際の、鋳片表面から2〜3mm深さの位置における平均欠陥密度を示す図である。It is a figure which shows the average defect density in the position of 2-3 mm depth from the slab surface at the time of continuously casting a slab slab by changing slab thickness with an actual continuous casting equipment. シミュレーションにより求めた溶鋼湯面における浸漬ノズルの外径と壁面気泡存在確率との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the outer diameter of the immersion nozzle and wall surface bubble presence probability in the molten steel surface calculated | required by simulation. 鋳型内の溶鋼に磁界を印加する方法を示す概略図である。It is the schematic which shows the method of applying a magnetic field to the molten steel in a casting_mold | template. 鋳型内の溶鋼に磁界を印加する方法を示す概略図である。It is the schematic which shows the method of applying a magnetic field to the molten steel in a casting_mold | template. 鋳型内の溶鋼に磁界を印加する方法を示す概略図である。It is the schematic which shows the method of applying a magnetic field to the molten steel in a casting_mold | template.

符号の説明Explanation of symbols

1 タンディッシュ
2 鋳型
3 上ノズル
4 スライディングノズル
5 上部固定板
6 摺動板
7 下部固定板
8 整流ノズル
9 浸漬ノズル
10 吐出孔
11 溶鋼流出孔
12 往復型アクチュエーター
13 鋳型長辺
14 鋳型短辺
15 鉄皮
16 耐火物
17 溶鋼
18 吐出流
19 溶鋼湯面
20 モールドパウダー
21 凝固シェル
22 不活性ガス供給配管
23 磁界発生装置
24 磁界発生装置
25 磁界発生装置
26 磁界発生装置
27 高気泡濃度領域
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Tundish 2 Mold 3 Upper nozzle 4 Sliding nozzle 5 Upper fixed plate 6 Sliding plate 7 Lower fixed plate 8 Lower flow nozzle 9 Immersion nozzle 10 Discharge hole 11 Molten steel outflow hole 12 Reciprocating actuator 13 Mold long side 14 Mold short side 15 Iron Skin 16 Refractory 17 Molten steel 18 Discharge flow 19 Molten steel surface 20 Mold powder 21 Solidified shell 22 Inert gas supply piping 23 Magnetic field generator 24 Magnetic field generator 25 Magnetic field generator 26 Magnetic field generator 27 High bubble concentration region

Claims (11)

薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、鋳片の厚みを285mm以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を4トン/min以上7トン/min以下、浸漬ノズルを介してタンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を5Nl/min以上20NL/min以下として連続鋳造することを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。   When continuously casting a slab slab, which is a material of a thin steel plate, the thickness of the slab is 285 mm or more, the casting amount of molten steel per unit time is 4 to 7 ton / min, and a tundish through an immersion nozzle. A continuous casting method for steel, characterized in that continuous casting is performed with a flow rate of inert gas blown into the molten steel injected from the steel into the mold at 5 Nl / min to 20 NL / min. 前記溶鋼は、化学成分として、C:0.0025質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03〜0.05質量%、S:0.02質量%以下、Al:0.04〜0.08質量%、N:0.004質量%以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とする、請求項1に記載の鋼の連続鋳造方法。   The molten steel has, as chemical components, C: 0.0025% by mass or less, Si: 0.05% by mass or less, Mn: 0.05 to 1.5% by mass, P: 0.03 to 0.05% by mass, S: 0.02% by mass or less, Al: 0.04 to 0.08% by mass, N: 0.004% by mass or less of molten steel of ultra-low carbon steel, characterized in that The continuous casting method of the described steel. 前記溶鋼は、化学成分として、更に、Nb:0.003〜0.020質量%を含有することを特徴とする、請求項2に記載の鋼の連続鋳造方法。   The said molten steel contains Nb: 0.003-0.020 mass% further as a chemical component, The continuous casting method of the steel of Claim 2 characterized by the above-mentioned. 前記溶鋼は、化学成分として、C:0.0025質量%以下、Si:0.05質量%以下、Mn:0.05〜1.5質量%、P:0.03質量%以下、S:0.02質量%以下、Al:0.01〜0.06質量%、N:0.004質量%以下、B:0.002質量%以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とする、請求項1に記載の鋼の連続鋳造方法。   The molten steel has, as chemical components, C: 0.0025 mass% or less, Si: 0.05 mass% or less, Mn: 0.05 to 1.5 mass%, P: 0.03 mass% or less, S: 0 0.02% by mass or less, Al: 0.01 to 0.06% by mass, N: 0.004% by mass or less, and B: 0.002% by mass or less, a molten steel of ultra-low carbon steel, The steel continuous casting method according to claim 1. 前記溶鋼は、化学成分として、更に、Nb:0.003〜0.020質量%、Ti:0.01〜0.04質量%を含有することを特徴とする、請求項4に記載の鋼の連続鋳造方法。   The said molten steel contains Nb: 0.003-0.020 mass% and Ti: 0.01-0.04 mass% further as a chemical component, The steel of Claim 4 characterized by the above-mentioned. Continuous casting method. 前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は200mm以下であることを特徴とする、請求項1ないし請求項5の何れか1つに記載の鋼の連続鋳造方法。   The continuous casting method of steel according to any one of claims 1 to 5, wherein an outer diameter of the immersion nozzle at the molten steel surface position in the mold is 200 mm or less. 前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は160mm以下であることを特徴とする、請求項1ないし請求項5の何れか1つに記載の鋼の連続鋳造方法。   The continuous casting method of steel according to any one of claims 1 to 5, wherein an outer diameter of the immersion nozzle at a molten steel surface position in the mold is 160 mm or less. 鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して溶鋼を水平方向に旋回攪拌し、凝固シェル前面の溶鋼流速を0.14m/sec以上とすることを特徴とする、請求項1ないし請求項7の何れか1つに記載の鋼の連続鋳造方法。   8. An AC magnetic field is applied to the molten steel in the mold, and the molten steel is swirled in a horizontal direction so that the molten steel flow velocity at the front surface of the solidified shell is 0.14 m / sec or more. The continuous casting method of steel as described in any one. 鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して振動磁界により溶鋼の流動を制御することを特徴とする、請求項1ないし請求項7の何れか1つに記載の鋼の連続鋳造方法。   The continuous casting method of steel according to any one of claims 1 to 7, wherein an alternating magnetic field is applied to the molten steel in the mold and the flow of the molten steel is controlled by an oscillating magnetic field. 鋳型内の溶鋼に静磁界を印加して溶鋼の流動を抑制することを特徴とする、請求項1ないし請求項7の何れか1つに記載の鋼の連続鋳造方法。   The continuous casting method of steel according to any one of claims 1 to 7, wherein a static magnetic field is applied to the molten steel in the mold to suppress the flow of the molten steel. 鋳型内の溶鋼に静磁界と交流磁界とが重畳した磁界を印加して溶鋼の流動を制御することを特徴とする、請求項1ないし請求項7の何れか1つに記載の鋼の連続鋳造方法。   The continuous casting of steel according to any one of claims 1 to 7, wherein the flow of the molten steel is controlled by applying a magnetic field in which a static magnetic field and an alternating magnetic field are superimposed on the molten steel in the mold. Method.
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