JP2011101895A - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】操業条件のばらつきがあっても、製造する鋳片が目標とする等軸晶率となるようにして、リジングの発生を回避できないということが無いようにする。
【解決手段】成分中のSi含有率が３．５質量％以下である珪素鋼板用の溶鋼２を連続鋳造する方法である。未凝固部を含む鋳片位置に配置した電磁攪拌装置４を用いて未凝固部の溶鋼２を攪拌する際に、鋳造速度Ｖｃ（m／min）に比例した、下記（ａ）式を満足する電磁攪拌強度Ｇ（Ｔ：テスラ）で未凝固部の溶鋼２を攪拌し、鋳造された鋳片の全厚みＤ（mm）に対する等軸晶厚みｅ（mm）の比である等軸晶生成比率（ｅ／Ｄ）を０．３以上とする。
Ｇ≧（１．０８×Ｖｃ＋０．１４）×０．０５…（ａ）
【効果】操業形態によって鋳造速度が種々変化した場合でも、１基の電磁撹拌装置にて、目標とする等軸晶率を得ることができるので、リジングの発生の無い鋳片を得ることができる。
【選択図】図３

Description

本発明は、鋳片の未凝固部分を電磁撹拌しつつ鋼を連続鋳造する方法に関するものである。

多量の珪素を含有する溶鋼から電磁鋼板用鋳片を連続鋳造した場合、一般に、図７に示すように、柱状晶が発達した凝固組織となる。柱状晶が発達した凝固組織では、圧延時、柱状晶が破断せずに倒れ込み、圧延組織中に残留する。特に３mm以下の厚さになるまで圧延した場合は、表面に微細な凹凸が発生する。この微細な凹凸をリジングという。

複数枚の板を重ねて効果を発揮する電磁鋼板の場合、リジングが発生した板を使用すると、各板の圧着面に隙間が生じ、製品の性能が劣化する。

そこで、多量の珪素を含有する溶鋼から電磁鋼板用鋳片を連続鋳造する場合、柱状晶の生成を抑制するために、鋳型から引き抜かれた鋳片の内部に残留している未凝固の溶融金属（以下、未凝固部という。）に対して電磁撹拌力を作用させている。

上記方法で製造された鋳片は、柱状晶の生成が抑制されて溶融金属から等軸晶が析出する割合が増加する（図８参照）。等軸晶は、柱状晶と異なり加工性に優れているので、圧延した際に残留することが無く、薄板に圧延した場合もリジング等を発生することがない。

例えば特許文献１では、鋳片の厚み中心近傍での等軸晶の厚さが、鋳片の厚みの４０％以上になるように、鋳型から引き抜かれた鋳片の内部に残留している未凝固部に対して２基の電磁攪拌装置により電磁撹拌力を作用させる連続鋳造方法が開示されている。

しかしながら、操業条件のばらつきにより、製造する鋳片の等軸晶率がばらつくので、特許文献１で開示された方法では、リジングの発生を回避できない場合がある。また、２基の電磁攪拌装置を使用するので、設備投資費が高額になる。

特開平２−１９２８５３号公報

本発明が解決しようとする問題点は、鋳型から引き抜かれた鋳片の内部に残留する未凝固部に電磁撹拌力を作用させる場合、操業条件のばらつきにより、製造する鋳片の等軸晶率がばらつき、リジングの発生を回避できない場合があるという点である。

本発明の鋼の連続鋳造方法は、
操業条件のばらつきがあっても、製造する鋳片が目標とする等軸晶率となるようにして、リジングの発生を回避できないということが無いようにするために、
成分中のSi含有率が３．５質量％以下である珪素鋼板用の溶鋼を連続鋳造する方法であって、
未凝固部を含む鋳片位置に配置した電磁攪拌装置を用いて未凝固部の溶鋼を攪拌する際に、鋳造速度Ｖｃ（m／min）に比例した、下記（ａ）式を満足する電磁攪拌強度Ｇ（T：テスラ）で未凝固部の溶鋼を攪拌し、鋳造された鋳片の全厚みＤ（mm）に対する等軸晶厚みｅ（mm）の比である等軸晶生成比率（ｅ／Ｄ）を０．３以上とすることを最も主要な特徴としている。
Ｇ≧（１．０８×Ｖｃ＋０．１４）×０．０５…（ａ）

本発明の連続鋳造方法によれば、操業形態によって鋳造速度が種々変化した場合でも、１基の電磁撹拌装置にて、目標とする等軸晶率を得ることができるので、リジングの発生の無い鋳片を得ることができる。さらに、溶鋼中のTi、Nの濃度積を最適に調整して等軸晶率の減少を防げば、よりリジングの発生を防止することができる。

鋳片の横断面を示した模式図である。 電磁攪拌強度を変化させたときの鋳造速度Ｖｃと等軸晶厚さの関係を示した図である。 鋳造速度Ｖｃと電磁攪拌強度とリジング発生の有無の関係を示した図である。 本発明の実験に使用した連続鋳造装置の模式図である。 鋳造速度と等軸晶率、リジング発生の有無の関係を示した図である。 TiとNの濃度積と等軸晶の関係を示した図である。 柱状晶組織からなる鋳片の横断面組織を説明する図である。 電磁攪拌により等軸晶を生成させた鋳片の横断面組織の模式図である。

本発明では、操業条件のばらつきがあっても、製造する鋳片が目標とする等軸晶率を得るようにするという目的を、（１．０８×Ｖｃ＋０．１４）×０．０５以上の電磁攪拌強度で未凝固部の溶鋼を攪拌することによって実現した。

以下、本発明について説明する。
連続鋳造法では、鋳型より引き抜かれた鋳片は、表面から二次冷却され、凝固シェルが成長する。

従って、３．５質量％以下のSiを含有する珪素鋼板用の溶鋼を連続鋳造する際に、未凝固部を含む鋳片位置に配置した電磁攪拌装置によって未凝固溶鋼領域を撹拌し、等軸晶の生成量を増加させる場合、鋳造速度によって変化する凝固シェルの生成厚さと、未凝固部の厚さの関係を無視することができない。

よって、製造した鋳片が、一定以上の等軸晶生成量（等軸晶率）を有することを確保するためには、鋳造速度によって種々変化する因子（凝固シェル厚、撹拌時間）を定量的に評価し、反映しなければならない。

電磁撹拌により、未凝固部の溶鋼を撹拌する場合、(1) 撹拌する未凝固部の界面積、(2) 撹拌時間、(3) 撹拌強度の影響、を考慮しなければならない。以下に、その影響内容について説明する。

(1) 撹拌する未凝固部の界面積
未凝固部を含む鋳片位置に配置した電磁攪拌装置で未凝固部を撹拌するときの当該位置における凝固シェルの厚さｄは、一般に、下記数式１で定義される。この数式１より、鋳造速度Ｖｃが遅くなると攪拌位置の凝固シェル厚さｄは厚くなり、鋳造速度Ｖｃが速くなると攪拌位置の凝固シェル厚さｄ（図１参照）は薄くなることが分かる。

一方、電磁攪拌装置によって撹拌される未凝固部の単位長さ当りの界面積Ａは、以下の数式２より算出することができる。

つまり、鋳造速度が遅くなり、電磁攪拌装置で撹拌する位置における凝固シェル厚さが厚くなった場合には、撹拌する未凝固溶鋼の界面積Ａが小さくなるため、小さくなった分だけ等軸晶の生成量が減少することになる。

(2) 撹拌時間
攪拌力が作用する範囲は、電磁攪拌装置の電磁コイルが設置された範囲の未凝固部だけである。従って、連続鋳造においては、下記数式３に示すように、撹拌力が未凝固部に作用する有効距離Ｓ部分を対象鋳片が通過する時間ｔだけ未凝固部が攪拌されて等軸晶が生成される。

つまり、未凝固部の撹拌時間ｔは鋳造速度Ｖｃに反比例するため、鋳造速度Ｖｃが遅いと撹拌時間ｔは長くなって等軸晶の生成量は多くなるが、鋳造速度Ｖｃが速いと撹拌時間ｔは短くなって等軸晶の生成量が少なくなる。

(3) 撹拌強度
等軸晶は未凝固部の溶鋼を撹拌することで生成される。従って、撹拌強度が小さいと等軸晶の生成に必要な撹拌力を得ることができない。つまり、連続鋳造する鋳片の内部に等軸晶を生成するためには、ある値以上の撹拌力が必要であると言える。

以上を考慮すると、等軸晶率と前記(1)(2)(3)の関係には、下記数式４の関係があると考えられる。

つまり、前記数式４は、等軸晶率が、電磁攪拌装置によって撹拌される未凝固部の単位長さ当りの界面積Ａと、未凝固部の攪拌時間ｔと、電磁攪拌装置による攪拌力Ｇの積に比例することを意味している。

このうち、前記界面積Ａは、前記数式１、２より鋳造速度Ｖｃに比例し、前記攪拌時間ｔは、前記数式３より鋳造速度Ｖｃに反比例することが明らかであることから、結局、等軸晶率は、鋳造速度Ｖｃと攪拌強度に関係することになる。

そこで、これらの関係を解明すべく、発明者らが、厚さ２５０mmの鋳片についての鋳造試験とシミュレーション解析を行った結果、等軸晶率と、鋳造速度Ｖｃと、電磁攪拌強度Ｇの間には、図２に示す関係を有することが判明した。

この図２の結果から、リジングの発生のない等軸晶厚さ７５mm（等軸晶率では７５mm／２５０mm＝０．３＝３０％）以上となるための、鋳造速度Ｖｃと電磁攪拌強度Ｇの関係を求めると図３に示す結果となり、下記数式５を得ることができた。

つまり、前記数式５を満足する連続鋳造を行うことで、等軸晶を安定して生成することができ、圧延時においてもリジングの発生の無い鋳片を得ることができる。これが本願の請求項１に係る発明である。

また、溶鋼中にTiを添加した場合、溶鋼中に存在するNと結びついて不均質凝固核となり、等軸晶生成の核となるTiNを形成するが、発明者らは、鋼中の成分から算出できるTiとNの濃度積が小さい場合には、製造した鋳片の等軸晶率が減少することを見出した。

従って、必須の元素ではないが、電磁鋼板の性能を損なわない範囲で含有することができるTiとN（Ti：５０ppm以下、N：８０ppm以下）の濃度積を一定量以上とすることで、等軸晶生成量の減少を防止できるという知見を得た。

以下、前記請求項１に係る発明の効果の確認と、溶鋼中に添加されたTiとNの最適濃度積を得るために行った試験について説明する。

図４に示すような、鋳型１内に注入した溶鋼２のメニスカス３から７mの位置にストランド電磁撹拌装置４を配置した連続鋳造装置を用いて、厚さＤが２５０mm、幅Ｗが１１００〜１３００mmの鋳片５を製造した。連続鋳造に用いた溶鋼２は、C：０．００３質量％、Si：２．０質量％を含有し、ΔT（溶鋼温度と液相線温度との差）が２０〜４０℃の珪素鋼板用溶鋼である。

上記条件下において、鋳造速度Ｖｃを０．７０m／min〜１．４m／minの間で種々変化させて鋳造し、鋳造速度に応じた電磁撹拌強度Ｇを付与した場合（本発明）における鋳片の横断面組織と、その鋳片を圧延してできた板におけるリジング発生状況を調査した。また、比較として、電磁撹拌強度Ｇを０．０５（Ｔ）一定にて付与した場合も同様の調査を行った。

図１に示すような鋳片の横断面組織から、等軸晶の生成厚さを測定し、等軸晶率を算出した。また、板における調査は、リジング発生の有無で分類した。

鋳造条件及び鋳造結果を下記表１に示す。また、鋳造速度と等軸晶率の関係を図５に示す。

未凝固部に付与する電磁撹拌強度Ｇを０．０５（T）で一定とした条件下（○印）では、鋳造速度Ｖｃの向上に従って等軸晶率Ｅが減少し、等軸晶率Ｅが３０%未満となる、鋳造速度Ｖｃが１．１m／min以上の場合においてリジングが確認された。

一方、鋳造速度Ｖｃに応じた電磁撹拌強度Ｇを付与した本発明の場合（■印）においては、鋳造速度Ｖｃが上昇した場合も、安定して３０％以上の等軸晶率Ｅを確保することができ、薄板に圧延した後においてもリジングの発生は確認されなかった。

また、発明者らは、上述の連続鋳造において、鋳造速度Ｖｃと電磁撹拌強度Ｇを１．０m／min、０．０７０T一定の条件下において、Tiを添加させてTiとNの濃度積を種々変更した溶鋼を連続鋳造し、その鋳片組織との関係を調査した。その結果を下記表２及び図６に示す。

表２及び図６に示すように、NとTiの濃度積を３５０以上確保することにより、等軸晶率Ｅを安定して生成することができた。一方、NとTiの濃度積が３５０未満の領域においては、NとTiの濃度積が小さくなる従い、等軸晶率Ｅも小さくなることが確認できた。

本願の請求項２に係る発明は、以上の実験結果に基づいてなされたものであり、前記本願の請求項１に係る発明を実施する際に使用する溶鋼として、質量％で、成分中のTi含有率が５０ppm以下、N含有率が８０ppm以下で、NとTiの濃度積が３５０以上のものを使用することを特徴とするものである。

本発明は上記の例に限らず、各請求項に記載された技術的思想の範疇であれば、適宜実施の形態を変更しても良いことは言うまでもない。

例えば、使用する溶鋼は、電磁鋼板の性能を損なうものでなければ、上記実験例に限らず、さらにSi、Mn、Al等を含有させたものでも良い。

１ 鋳型
２ 溶鋼
４ 電磁攪拌装置
５ 鋳片

Claims (2)

1. 成分中のSi含有率が３．５質量％以下である珪素鋼板用の溶鋼を連続鋳造する方法であって、
   未凝固部を含む鋳片位置に配置した電磁攪拌装置を用いて未凝固部の溶鋼を攪拌する際に、鋳造速度Ｖｃ（m／min）に比例した、下記（ａ）式を満足する電磁攪拌強度Ｇ（Ｔ：テスラ）で未凝固部の溶鋼を攪拌し、鋳造された鋳片の全厚みＤ（mm）に対する等軸晶厚みｅ（mm）の比である等軸晶生成比率（ｅ／Ｄ）を０．３以上とすることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
   Ｇ≧（１．０８×Ｖｃ＋０．１４）×０．０５…（ａ）
2. 前記珪素鋼板用の溶鋼は、質量％で、成分中のTi含有率を５０ppm以下、成分中のN含有率を８０ppm以下とし、かつ、下記（ｂ）式を満足するもの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。
   Ti×N≧３５０…（ｂ）
   ここで、Ti：成分Ti含有率（ppm）、Ｎ：成分N含有率（ppm）である。

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