JP2008221278A - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】中心偏析のない鋳片を製造可能な鋼の連続鋳造方法を提案する。
【解決手段】溶鋼を鋳型に注入し、凝固させて鋳片を製造する連続鋳造方法において、鋳片の凝固組織が柱状晶となるよう制御すると共に、鋳片の固相率が３０〜７５％の位置で静磁場を印加し、鋳片の幅方向断面に対して鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、鋼の連続鋳造方法に関し、特に鋳片の中心偏析の低減に有効な鋼の連続鋳造方法に関するものである。

鋼の連続鋳造において、鋳型に注入された溶鋼は、凝固する過程でＰやＳ，Ｍｎ等の溶質元素を溶鋼中に排出するため、残された溶鋼中の溶質元素が濃化して、いわゆる偏析を生ずる。この偏析の程度は、最終凝固する連続鋳造鋳片（以降、単に「鋳片」とも略記する。）の中心部で最大となる。同時に、溶鋼は、凝固する過程で数％の体積収縮を起こす。この体積収縮は、鋳片の凝固末期部近傍の等軸晶を多量に含有する固／液共存領域に負圧の空隙部を発生させる。その結果、上記溶質元素が濃化した溶鋼（以降、「濃化溶鋼」とも称する。）は、上記固／液共存領域における狭い通路を潜り抜けて負圧空隙部に吸引され、鋳片の中心部に中心偏析を形成することとなる。

上記中心偏析は、製品品質そのものに悪影響を及ぼす。そのため、中心偏析を低減するために各種技術が提案され、実施されている。それらの中で、連続鋳造機のロールアライメントを整備適正化し、バルジングを防止することは最も基本的で必須の技術であるが、その他に、例えば、低温鋳造法や凝固末期における鋳片軽圧下法、電磁力を利用した凝固組織改善技術や溶鋼流動制動技術などが提案されている。

上記低温鋳造法は、タンディッシュ内の溶鋼温度を下げて鋳造することで、鋳片中心部を等軸晶化し、線状の中心偏析を防止する技術である。また、鋳片軽圧下法は、凝固末期部近傍に位置するストランド内ロールに圧下装置を配設し、この範囲を通過する鋳片を長さ方向１メートル当り１ｍｍ程度の圧下を加えることによって、凝固収縮にともなう濃化溶鋼の流動を抑制して中心偏析を防止する技術である。

また、電磁力による凝固組織改善技術は、モールドから最終凝固するまでの範囲の未凝固溶鋼に電磁力を作用させて溶鋼を攪拌し、その攪拌力によって溶鋼／凝固シェル界面の柱状晶を切断することにより核生成を促進し、鋳片中心部を等軸晶化する技術である。

例えば、特許文献１には、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を５０℃以下に調整して鋳型に注入し、ストランド内の溶鋼に電磁気力を作用させて攪拌し、鋳片中心部の凝固組織を微細な等軸晶にし、さらに、ストランド横断面中心部の固相率が０．１〜０．８の範囲において、未凝固部を５〜５０ｍｍ軽圧下して凝固収縮を補償することで凝固末期の濃化溶鋼の流動を抑制する技術が開示されている。

また、電磁力により溶鋼流動を制動する技術は、印加磁場と濃化溶鋼流動との相互作用により誘導電流を発生させ、この誘導電流と印加磁場によるローレンツ力によって、鋳造方向と逆向きの制動力を濃化溶鋼流動に作用させ、これにより、凝固収縮や鋳片バルジングによって発生する鋳造方向への濃化溶鋼の流動を抑制し、中心偏析を防止しようとするものである。

例えば、特許文献２には、鋳片の固相率（固相率（％）＝〔固相／（固相＋液相）〕×１００で定義される）が８０〜９５％の位置で、鋳造方向と直角に交わる鋳片断面に対して、鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させて溶鋼流動を制動する技術が、また、特許文献３には、鋳片の固相率が８０％未満の位置で、鋳造方向と直角に交わる鋳片断面に対して、鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させて溶鋼流動を制動する技術が開示されている。
特開平６−１２６４０５号公報 特開昭６３−１００５０号公報 特開平７−２１４２６２号公報

しかしながら、上記従来技術には、以下のような問題点がある。
低温鋳造法は、溶鋼温度を融点近傍まで低下する必要があるため、鋳造開始時や鋳造終了時等の非定常時の溶鋼温度が低下し過ぎて、１ヒートを完鋳することができなかったり、ノズル詰まり等の操業トラブルや鋳片や製品品質の低下を招いたりする。そのため、低温鋳造法を採用するには制約が多く、実施するのが難しいという問題がある。なお、溶鋼温度が低下し過ぎるという問題に対しては、プラズマヒーター等の加熱装置を導入し、タンディッシュ内の溶鋼を加熱する技術が提案されていが、この技術は、莫大な設備投資を必要とし、溶鋼加熱に要する電力コストも無視できない。

また、鋳片軽圧下法は、物理的に凝固末期の濃化溶鋼流動を抑制する方法であるので、中心偏析低減効果も低温鋳造法に比べて優れており、ロールアライメントの制御と共に、現在最も利用されている技術である。しかし、この技術は、最適圧下量やストランド内の最適圧下位置が鋼種や鋳造条件により異なるため、限られた長さの圧下帯域に最終凝固部が入るよう制御する必要があるので、鋳造速度を落とす等、生産性を低下する非効率的操業を余儀なくされる。また、鋳片幅方向で凝固条件が異なる場合でも、同一圧下位置では幅方向で均一に圧下をかけるため、偏析度が幅方向でばらついてしまうという問題点もある。

また、電磁撹拌による鋳片組織改善技術は、モールドから最終凝固部までのストランド全体にわたって十分な撹拌を続けないと、粗大化した等軸晶が鋳片中心部でブリッジングを形成し、最終凝固部への溶鋼の供給を阻害して引け巣の発生原因となったり、また、最適な電磁撹拌条件を選択しないと、ホワイトバンドを生成したり、偏析の形態を中心部の線偏析からＶ偏析に変えるだけの効果しか得られなかったりするので、信頼性の高い中心偏析防止技術とは言い難い。

また、特許文献１に開示された電磁気力による攪拌と軽圧下を併用する技術は、電磁気力の攪拌によって鋳片中心部の凝固組織を微細な等軸晶にし、中心部の流動抵抗を増大して鋳片中心部への濃化溶鋼の流動および集積を軽減し、さらに、凝固末期軽圧下により凝固収縮を補償することで、濃化溶鋼の流動駆動力を低減し、流動を抑制しているので、上述した他の技術に比べて高い中心偏析低減効果が期待できるものである。しかし、現在のような厳しい品質要求に応えるためには、等軸晶組織内の中心偏析を、さらに改善する必要がある。

また、電磁力による溶鋼流動制動技術については、例えば、特許文献２に開示された技術は、磁場を印加する鋳片部位が、固相率が８０〜９５％の高固相率域にあるため、この部位に磁場を印加しても、中心偏析低減効果が十分に得られない。その理由は、この高固相率域の溶鋼は、等軸晶を多量に含有する固／液共存領域にあるため、粘性が高く、また、溶鋼が流動できる通路は狭くて複雑なので、溶鋼の流動は発生し難いからである。したがって、このタイミングで磁場を印加しても、中心偏析を改善することはできない。

また、特許文献３に記載された溶鋼流動制動技術は、磁場印加部位が鋳片の固相率が８０％未満の位置にあるが、やはり、等軸晶組織では、鋳片の固相率が８０％未満の部位では、中心偏析のばらつきが大きく、磁場を印加しても中心偏析低減効果が十分に得られない。その理由は、等軸晶が成長した組織では、溶鋼が流動できる通路は複雑なので、実際の流動は発生し難いからである。そのため、このタイミングで磁場を印加しても、中心偏析を改善することはできない。

そこで、本発明は、従来技術が抱える上記問題点を解決するためになされたものであって、その目的は、近年における内部品質への厳しい要求にも応えられる中心偏析のない鋳片を製造することができる鋼の連続鋳造方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。
その結果、従来の中心偏析防止技術とは発想を変えて、連続鋳造鋳片の凝固組織を柱状晶となるよう制御して濃化溶鋼の流動性を確保した上で、電磁力を利用して濃化溶鋼を凝固末期部近傍から排出することが中心偏析のない連続鋳造鋳片を得るのに最も有効であるとの知見に到達し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、溶鋼を鋳型に注入し、凝固させて鋳片を製造する連続鋳造方法において、鋳片の凝固組織が柱状晶となるよう制御すると共に、鋳片の固相率が３０〜７５％の位置で静磁場を印加し、鋳片の幅方向断面に対して鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させることを特徴とする鋼の連続鋳造方法である。

本発明によれば、鋳片の凝固組織を柱状晶となるよう制御した上で、さらに鋳片の固相率が３０〜７５％の範囲で静磁場を印加し、濃化溶鋼に電磁力を作用させ、凝固末期部近傍から濃化溶鋼を排出することにより、中心偏析を著しく低減することができる。さらに、本発明で製造された連続鋳造鋳片は、中心偏析が小さいので、中心偏析に起因した加工工程での割れや製品欠陥の発生を著しく低減することができる。

本発明を開発する契機となった実験室での実験結果について説明する。
幅１００ｍｍ×厚み７０ｍｍ×高さ３００ｍｍの実験用小型モールドを用意し、このモールドには、凝固収縮に伴って濃化溶鋼が吸引される方向と逆向き、即ち、垂直上向き方向に制動力が働くよう静磁場を印加する静磁場発生装置を配設し、このモールド内に、Ｃ：０．６ｍａｓｓ％を含有する溶鋼を、溶鋼過熱度（溶鋼温度−液相線温度）を５０〜８０℃の範囲に調整して注入して凝固させた。この際、溶鋼の固相率（＝〔固相／（固相＋液相）〕×１００（％））を０〜１００％の範囲で変化させ、所定の目標固相率となった時点で静磁場発生装置に電流を流して、未凝固の濃化溶鋼に、鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させた。なお、凝固進行途中のモールド内鋳片の固相率は、モールド中心部の溶鋼温度を連続して測定し、計算により求めた。また、印加した磁束密度は、鋳片がない状態のモールド内中心部で０．３Ｔ（テスラ）となるようにした。

次いで、上記のようにして得た鋳片を鋳造方向に平行に切断し、この断面（Ｌ断面）をエッチングしてマクロ組織を現出させ、鋳片の厚み中央部に観察されるマクロ・セミマクロ偏析粒を写真撮影し、これを画像解析することにより偏析粒の平均面積を測定し、この平均面積から円相当の平均粒径（平均偏析粒径）を求めた。

ここで、上記偏析粒とは、溶鋼の凝固の進行にともなって鋳片の表裏面から成長した柱状晶が衝突する厚さ方向中央部の最終凝固組織のことであり、この偏析粒の大きさ（偏析粒径）は、中心偏析が大きいほど大きくなり、それに伴って、加工性等が低下することが知られている。つまり、偏析粒径を小さくすることは、中心偏析を小さくすることを意味し、偏析粒径を測定することによって、中心偏析の程度を評価することができる。

図１は、上記測定の結果を、鋳片中心の固相率と偏析粒径との関係として示したものである。図１から、固相率が３０％以下の範囲では、偏析粒径は増大しており、中心偏析は抑制されていないこと、固相率が３０〜７５％の範囲では、偏析粒径は３ｍｍ以下と小さく、中心偏析が防止され良好な組織が得られること、さらに、固相率が７５％を超えると、偏析粒径は急激に増大し、中心偏析が抑制されていないことがわかる。したがって、中心偏析を防止するためには、鋳片の固相率が３０〜７５％の範囲で磁場を印加する必要があることがわかる。

本発明は、上記新規な知見に基き開発したものであり、その特徴とするところは、鋼を連続鋳造して鋳片を製造するに際して、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を適正範囲に調整して鋳型に注入する等して、鋳片の凝固組織を柱状晶となるよう制御し、最終凝固部でのデンドライト樹間の濃化溶鋼の流動性を確保すると共に、連続鋳造鋳片の最終凝固位置近傍に、静磁場発生装置を設置して、鋳造方向と直角方向に静磁場を印加し、上記デンドライト樹間の固／液共存領域における狭い通路を通る濃化溶鋼に誘導電流を発生させて、鋳造方向と反対方向に電磁力（ローレンツ力）を作用させて、濃化溶鋼を凝固末期部から排出し、もって中心偏析の生成を防止することにある。

ここで、上記静磁場を印加するタイミングは、上記実験結果からもわかるように、鋳片の固相率が３０〜７５％の範囲とすることが必要である。本発明のように、凝固組織を柱状晶となるよう制御した上で、固相率が３０〜７５％の範囲で磁場を印加すると、濃化溶鋼の粘性はそれ程高くないため、濃化溶鋼は柱状晶間の狭い通路を流動することができるからである。

ただし、固相率が３０％未満の範囲では、鋳片内の多くは溶融状態にあり、濃化溶鋼の流動はそれほど発生していないので、この範囲で印加しても中心偏析は防止できない。一方、特許文献２に開示されたような、鋳片の固相率が８０％を超えており、しかも等軸晶を多量に含有する固／液共存領域の溶鋼では、粘性が高く、溶鋼が流動できる通路も狭くて複雑となるので、実際の溶鋼流動は発生し得ない。

また、特許文献３に開示されたような、鋳片の固相率が８０％未満の領域の溶鋼でも、凝固組織が柱状晶ではなく、等軸晶の場合には、やはり、溶鋼が流動できる通路は複雑であるので、溶鋼流動は発生し難くなる。そのため、このタイミングで磁場を印加しても、中心偏析は防止できない。

なお、本発明では、上述したように、鋳片の凝固組織を柱状晶とする必要がある。鋳片の凝固組織を柱状晶化するには、溶鋼温度を上げて過熱度を大きくする方法、モールドフラックスの特性や冷却速度を制御する方法などがあるが、モールドフラックスや冷却速度は、鋳片や製品の品質とも密接な関係があるため変更することは難しく、したがって、溶鋼過熱度を制御する方法が最も簡便で確実な方法である。

図２に示したように、１つのストランドの最終凝固位置近傍に静磁場発生装置を設置した実機のスラブ連続鋳造機を用いて鋳造実験を行った。ここで、図中の１はモールド、２は溶鋼、３は凝固シェル、４はタンディッシュ、５は静磁場発生装置である。上記鋳造実験では、タンディッシュ内における過熱度を５０〜８０℃の範囲に調整した溶鋼をモールド１に注入して凝固組織を柱状晶となるよう制御し、最終凝固位置近傍に設置した静磁場発生装置５により静磁場を印加しつつ凝固させて連続鋳造鋳片を得た。この際、表１に示したように鋳造速度と溶鋼過熱度を変化させることにより、静磁場印加域の鋳片の固相率を３０〜７５％の範囲で変化させた。なお、鋳造速度に対応する鋳片の固相率は計算により求めた。また、上記静磁場は、実験室における小型モールドを用いた実験と同様、凝固収縮によって濃化溶鋼が吸引される方向、即ち鋳造方向と逆方向（上向き方向）に電磁力による制動力が働くよう鋳造方向と直角方向に印加し、印加する磁束密度は、実験室における実験と同じ、鋳片がない状態のストランド中心部で０．３Ｔとなるように設定した。なお、比較例として、タンディッシュ内における溶鋼過熱度を１５〜４０℃に調整した溶鋼でも、上記と同様にして鋳造を行い、等軸晶を発達させた鋳片を得た。

上記のようにして得た鋳片について、実験室での実験と同様にして、鋳片の厚さ中心部の平均偏析粒径を測定し、結果を表１および図３に示した。これらの結果から、凝固組織を柱状晶とし、かつ、鋳片の固相率が３０〜７５％の範囲で電磁気力を作用させて濃化溶鋼の流動を抑制した場合には、偏析粒径が２ｍｍ以下と小さく、中心偏析は防止できているが、凝固組織を等軸晶とした場合には、鋳片の固相率が３０〜７５％の範囲で磁場を印加したとしても、偏析粒径が粗大化しており、中心偏析を防止できていないことが確認された。

小型モールド実験より得られた、印加時の鋳片固相率と平均偏析粒径との関係を示すグラフである。 実施例に用いた、最終凝固位置近傍に静磁場発生装置を設置したスラブ連続鋳造機を説明する図である。 実施例で得られた鋳片固相率と偏析粒径との関係を示すグラフである。

符号の説明

１：モールド
２：溶鋼
３：凝固シェル
４：タンディッシュ
５：静磁場発生装置

Claims (1)

1. 溶鋼を鋳型に注入し、凝固させて鋳片を製造する連続鋳造方法において、鋳片の凝固組織が柱状晶となるよう制御すると共に、鋳片の固相率が３０〜７５％の位置で静磁場を印加し、鋳片の幅方向断面に対して鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。

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