JP2013049081A - Continuous casting method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、例えば、中炭素鋼を鋳造する連続鋳造方法に関する。 The present invention relates to a continuous casting method for casting, for example, medium carbon steel.
従来より、溶鋼を鋳型に注入して溶鋼の連続鋳造を行うに際して、鋳型にモールドパウダーを投入し、鋳造後の鋳片の表面割れ等を防止する技術がある。
特許文献１では、全カーボン量が５％以下であるモールドパウダーを鋳込み初期にモールド内に散布し、鋳込み開始後の１ヒート以内に全カーボン量が５％を超え１５％以下であるモールドパウダーをモールド内に追加散布して、Ａｌ含有量が０．７０％以上である鋼を連続鋳造している。
Conventionally, when molten steel is poured into a mold to continuously cast the molten steel, there has been a technique for introducing mold powder into the mold to prevent surface cracks of the cast slab after casting.
In Patent Document 1, a mold powder having a total carbon amount of 5% or less is sprayed into the mold at the beginning of casting, and a mold powder having a total carbon amount exceeding 5% and not more than 15% within one heat after the start of casting. Steel that has an Al content of 0.70% or more is continuously cast by additionally spraying into the mold.
特許文献２では、溶融状態からシェル−モールド銅板間に流入して銅板に固着する過程で結晶を晶出する連続鋳造用モールドパウダー（Ａ）にて連続鋳造を開始し、モールドパウダー（Ａ）にてモールドと鋳片Ｓの界面に固着フィルム層を形成後、連続鋳造鋳型内での冷却条件による冷却過程では結晶を晶出しない連続鋳造用モールドパウダー（Ｂ）に切り替えて鋳造を継続している。 In Patent Document 2, continuous casting is started with a mold powder (A) for continuous casting in which crystals are crystallized in the process of flowing between the shell and the mold copper plate from the molten state and fixing to the copper plate. After forming a fixed film layer at the interface between the mold and the slab S, the casting is continued by switching to a continuous casting mold powder (B) that does not crystallize in the cooling process under the cooling conditions in the continuous casting mold. .
特許文献３では、炭素含有量が０．０８〜０．１８重量％の中炭素鋼を連続鋳造で鋳造するに際し、凝固温度が１０００℃以下、溶融温度が９３０℃以上、粘度；１．５〜４．０ｐｏｉｓｅ、溶融速度；３．５〜７．０ｇ／ｃｍ2 ・ｍｉｎであるフロントパウダーを用いて連続鋳造している。
これらの技術の他にも鋳造方法において特許文献４及び５に示すものがある。
In Patent Document 3, when a medium carbon steel having a carbon content of 0.08 to 0.18% by weight is cast by continuous casting, the solidification temperature is 1000 ° C. or lower, the melting temperature is 930 ° C. or higher, and the viscosity is 1.5 to 1.5%. Continuous casting is performed using a front powder of 4.0 poise, melting rate: 3.5 to 7.0 g / cm 2 · min.
In addition to these techniques, there are those shown in Patent Documents 4 and 5 in casting methods.
特許文献１〜３では、モールドパウダーを用いて連続鋳造における鋳片の割れなどを防止しているものの、中炭素鋼を鋳造するにあたっては確実に鋳片の割れを防止することは難しいのが実情である。
そこで、本発明は、上記問題点に鑑み、中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片の縦割れを確実に防止することができる連続鋳造方法を提供することを目的とする。
In Patent Documents 1 to 3, the mold powder is used to prevent slab cracking in continuous casting, but it is difficult to reliably prevent slab cracking when casting medium carbon steel. It is.
Therefore, in view of the above problems, the present invention has an object to provide a continuous casting method that can surely prevent vertical cracking of a slab that is likely to occur at the beginning of casting when continuously casting medium carbon steel. And
前記目的を達成するために、本発明は、次の手段を講じた。
即ち、本発明における課題解決のための技術的手段は、Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を前記本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、前記初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにする。
In order to achieve the above object, the present invention has taken the following measures.
That is, the technical means for solving the problems in the present invention is that the body mold powder that is put into the mold in a steady state when continuously casting medium carbon steel having a C content of 0.08 to 0.18% by mass. The basicity is set to 1.2 or more, the basicity of the initial mold powder to be poured into the mold at the initial stage of casting is set to be larger than that of the main body mold powder and 1.9 or less, and the initial mold powder is charged. To satisfy the expression (1).
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1) Input amount (kg) ≧ 3.0 × (inner mold inner width [m] + mould upper mold thickness [m]) (1)
本発明によれば、中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片Ｓの縦割れを防止することができる。 According to the present invention, when performing continuous casting of medium carbon steel, it is possible to prevent the vertical crack of the slab S that is likely to occur at the initial stage of casting.
以下、本発明の実施の形態を、図面に基づき説明する。
図１２に示す如く、本発明の連続鋳造方法では、まず、転炉等で二次精錬された溶鋼が装入された取鍋１０を連続鋳造装置１１が設置された連続鋳造ステーションに移動させ、取鍋１０内の溶鋼をタンディッシュ１２に装入して、タンディッシュ１２内の溶鋼を鋳型２に注入することによって溶鋼を連続鋳造する。なお、連続鋳造装置１１は、垂直型、垂直曲げ型、湾曲型など様々なものがあるが、本発明の連続鋳造方法ではどのタイプの連続鋳造装置１１でもよく限定されない。また、連続鋳造装置１１では、スラブ、ブルーム、ビレットなどの鋳片Ｓを鋳造することができるが、鋳片Ｓのサイズはどのようなものでもよく限定されない。
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
As shown in FIG. 12, in the continuous casting method of the present invention, first, the ladle 10 filled with molten steel secondary refined in a converter or the like is moved to a continuous casting station where the continuous casting apparatus 11 is installed, The molten steel in the ladle 10 is charged into the tundish 12 and the molten steel in the tundish 12 is poured into the mold 2 to continuously cast the molten steel. The continuous casting apparatus 11 includes various types such as a vertical type, a vertical bending type, and a curved type, but any type of continuous casting apparatus 11 may be used in the continuous casting method of the present invention. Moreover, in the continuous casting apparatus 11, casting slabs, such as a slab, a bloom, and a billet, can be cast, but the size of the casting slab S may be anything and is not limited.
以下、本発明の連続鋳造方法について詳しく説明する。
Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の範囲にある中炭素鋼を鋳造するに際し、溶鋼を冷却した場合、溶鋼はＦｅ−Ｃ平衡状態図上で亜包晶凝固する系態をとり、凝固直後にα相からγ相に変態するため、凝固直後の鋳片Ｓ（溶鋼）の収縮量が大きく、不均一な凝固が発生し易い。そのため、鋳片Ｓの表面に割れが発生し易い。本発明の連続鋳造方法では、表面割れが発生しやすい中炭素鋼を鋳造するに際して、鋳造の際に鋳型２に投入するモールドパウダーによって表面割れを防止することとしている。詳しくは、「鉄と鋼、高速連続鋳造時の鋳型内潤滑・伝熱挙動、ｐ16、Vol83、1997年、日本鉄鋼協会発行」に示されているように、鋳型２内において溶鋼が急冷されてしまうと表面割れ（縦割れ）が発生し易いことが知られている。発明者らは、鋳造の際に鋳型２に投入するモールドパウダーに着目して、モールドパウダーについて様々な角度から検証を行った。
Hereinafter, the continuous casting method of the present invention will be described in detail.
When casting a medium carbon steel having a C content in the range of 0.08 to 0.18% by mass, when the molten steel is cooled, the molten steel takes a system in which the subperitectic solidifies on the Fe-C equilibrium diagram. Since the α phase is transformed into the γ phase immediately after solidification, the shrinkage of the slab S (molten steel) immediately after solidification is large, and uneven solidification tends to occur. Therefore, cracks are likely to occur on the surface of the slab S. In the continuous casting method of the present invention, when medium carbon steel that is likely to cause surface cracking is cast, surface cracking is prevented by mold powder introduced into the mold 2 during casting. Specifically, as shown in "Iron and Steel, Lubrication and Heat Transfer Behavior in Mold at High-Speed Continuous Casting, p16, Vol83, 1997, published by Japan Iron and Steel Institute", the molten steel is rapidly cooled in mold 2. It is known that surface cracks (longitudinal cracks) are likely to occur. Inventors examined the mold powder from various angles, paying attention to the mold powder put into the mold 2 at the time of casting.
図１は、モールドパウダーの実験装置を示したものである。この実験装置１を用いた実験では、まず、モールドパウダーを予め６００℃で２時間脱炭処理をした後、Ａｒ雰囲気中で１６００℃で溶融する。そして、溶融したモールドパウダーを１３００℃まで下げて１０分間保持して、Ｖ字型の溝を有する実験装置１（水冷鋼鋳型２を模した装置）に溶融したモールドパウダーを流し込む。冷却後のモールドパウダーを切断して、切断した断面におけるモールドパウダーのガラス化率を測定した。図２に示すように、ガラス化率とは、切断面の全体厚みＢに対するガラス化している部分Ａの割合を示す値である。 FIG. 1 shows an experimental apparatus for mold powder. In the experiment using this experimental apparatus 1, first, the mold powder is decarburized for 2 hours at 600 ° C., and then melted at 1600 ° C. in an Ar atmosphere. Then, the melted mold powder is lowered to 1300 ° C. and held for 10 minutes, and the melted mold powder is poured into the experimental apparatus 1 (an apparatus simulating a water-cooled steel mold 2) having a V-shaped groove. The mold powder after cooling was cut, and the vitrification rate of the mold powder in the cut section was measured. As shown in FIG. 2, the vitrification rate is a value indicating the ratio of the vitrified portion A to the entire thickness B of the cut surface.
図３は、モールドパウダーのガラス化率と、鋳片Ｓの縦割れ発生率との関係をまとめたものである。図３に示すように、ガラス化率が７０％以下になると縦割れの発生率が急激に低下し、ガラス化率が７０％を超えると縦割れの発生率が上昇する。モールドパウダーのガラス化率が上昇する、即ち、モールドパウダーのガラス化が進むと、モールドパウダーにおける熱の伝達が急速となり、鋳片Ｓを急冷させてしまうため鋳片Ｓに縦割れが発生すると考えられる。したがって、モールドパウダーのガラス化率を低下させることによって、熱の伝わりを減少させ、鋳片Ｓを緩冷却することにより縦割れを防止することができ
る。
FIG. 3 summarizes the relationship between the vitrification rate of the mold powder and the vertical crack occurrence rate of the slab S. As shown in FIG. 3, when the vitrification rate is 70% or less, the occurrence rate of vertical cracks rapidly decreases, and when the vitrification rate exceeds 70%, the occurrence rate of vertical cracks increases. When the vitrification rate of the mold powder increases, that is, when the vitrification of the mold powder proceeds, the heat transfer in the mold powder becomes rapid, and the slab S is rapidly cooled. It is done. Therefore, by reducing the vitrification rate of the mold powder, heat transfer can be reduced, and the slab S can be slowly cooled to prevent vertical cracks.
図４は、モールドパウダーの塩基度（Ｔ−ＣａＯ／ＳｉＯ2）とガラス化率との関係をまとめたものである。塩基度とは、モールドパウダー中のＣａ分をＣａＯに換算し、モールドパウダー中のＳｉ分をＳｉＯ2に換算して、換算したＣａＯから換算したＳｉＯ2で割った値である。
図４に示すように、モールドパウダーの塩基度が１．２以上にすると、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）結晶が十分に晶出してガラス化率を７０％以下にすることができ、鋳片Ｓの縦割れを防止することができる。また、モールドパウダーの塩基度が１．２未満の場合は鋳型２内で凝固したモールドパウダー中にカスピダインの結晶が十分に晶出しないため、鋳型２内での緩冷却が達成できずに、鋳片Ｓに縦割れが発生すると考えられる。カスピダインと塩基度との関係をＣａＯ−ＳｉＯ2−ＣａＦの３元系で表すと図５に示すようになる。
FIG. 4 summarizes the relationship between the basicity (T-CaO / SiO 2 ) of mold powder and the vitrification rate. The basicity, in terms of Ca content in the mold powder to CaO, in terms of Si content in the mold powder to SiO 2, is divided by SiO 2 converted from-converted CaO.
As shown in FIG. 4, when the basicity of the mold powder is 1.2 or more, the caspidine (3CaO.2SiO 2 .CaF 2 ) crystal is sufficiently crystallized, and the vitrification rate can be reduced to 70% or less. The vertical crack of the slab S can be prevented. In addition, when the basicity of the mold powder is less than 1.2, caspidine crystals are not sufficiently crystallized in the mold powder solidified in the mold 2, so that slow cooling in the mold 2 cannot be achieved, and casting It is considered that vertical cracks occur in the piece S. When the relationship between caspidine and basicity is expressed by a ternary system of CaO—SiO 2 —CaF, it is as shown in FIG.
このようなことから、本発明では、定常状態にて鋳型２に投入するモールドパウダー（定常状態で投入するモールドパウダーを本体モールドパウダーということがある）の塩基度を１．２以上とすることとしている。
さて、鋳造初期では、溶鋼の温度低下を防止するために、モールドパウダー中に含有させた金属Ｓｉ、Ｃａ−Ｓｉ合金などの発熱剤によって発熱させる必要がある。そのため、初期に鋳型２に投入するモールドパウダー（初期モールドパウダー）は、定常状態で投入する本体モールドパウダーとは別のものとしている。ここで、鋳造初期とは、タンディッシュ１２から鋳型２への溶鋼を注入開始した直後から鋳片Ｓの引き抜きを開始するまでの期間のことであり、それ以降を定常状態（定常期）という。
For this reason, in the present invention, the basicity of the mold powder charged into the mold 2 in the steady state (the mold powder charged in the steady state may be referred to as the main body mold powder) is set to 1.2 or more. Yes.
Now, at the initial stage of casting, in order to prevent the temperature of molten steel from lowering, it is necessary to generate heat with a heat generating agent such as metal Si or Ca—Si alloy contained in the mold powder. Therefore, the mold powder (initial mold powder) initially charged in the mold 2 is different from the main body mold powder charged in a steady state. Here, the initial stage of casting is a period from the start of pouring molten steel from the tundish 12 into the mold 2 to the start of drawing of the slab S, and the subsequent period is referred to as a steady state (steady period).
初期モールドパウダーには、Ｓｉを含有する発熱物質を多く含むことから塩基度が下がる傾向にあるものの、本発明では、初期モールドパウダーの塩基度は、本体モールドパウダーの塩基度よりも大きくすることにより、発熱と縦割れとの両方を防止することとしている。なお、初期モールドパウダーと本体モールドパウダーとの関係は後述する。
次に、本体モールドパウダーと、初期モールドパウダーについてさらに詳しく説明する。まず、モールドパウダーの各成分について説明する。
Although the initial mold powder includes a large amount of Si-containing exothermic substances, the basicity tends to decrease, but in the present invention, the basicity of the initial mold powder is made larger than the basicity of the main body mold powder. , Trying to prevent both heat generation and vertical cracking. The relationship between the initial mold powder and the main body mold powder will be described later.
Next, the main body mold powder and the initial mold powder will be described in more detail. First, each component of the mold powder will be described.
［本体モールドパウダーの成分について］
本体モールドパウダーのＣａＯ及びＳｉＯ2含有量は６０〜７５質量％であり、Ｆ、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、Ｃ等が含有されている。これらの元素は、結晶析出に必要であると共に、溶融速度、溶融時の粘度、凝固温度をコントロールするために必要である。まず、各成分について説明する。
[Ingredients of body mold powder]
The CaO and SiO 2 content of the main body mold powder is 60 to 75% by mass, and contains F, Al 2 O 3 , Na 2 O, Li 2 O, MgO, C, and the like. These elements are necessary for crystal precipitation and for controlling the melting rate, the viscosity at the time of melting, and the solidification temperature. First, each component will be described.
鋳造の際にカスピダインを晶出させて結晶化する必要があり、Ｆは、このカスピダインを晶出させるために不可欠な元素であり、ＣａＯやＳｉＯ2に対して一定量以上含有させる必要があり、Ｆは５質量％以上（Ｆ≧５％）にする必要がある。
ＣａＯ、ＳｉＯ2、ＣａＦ2の割合によっては、本体モールドパウダーの凝固温度が１３００℃以上となってしまう可能性があり、本体モールドパウダーによる鋳型２と鋳片Ｓとの間の潤滑の役割が低下する虞がある。本体モールドパウダーの凝固温度を調整するもの（凝固温度を低下させるもの）として、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏを含有させる必要があり、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ≧３質量％とすることが望ましい。なお、本体モールドパウダーの凝固温度が低くなる場合は、ＭｇＯ、ＺｒＯ2等を含有させて凝固温度を上昇させてもよい。
上述したＦ、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏは、凝固温度を下げる役割がある一方、溶融した本体モールドパウダーの粘度を低下させてしまう。ある程度、本体モールドパウダーの粘度を確保しないと、本体モールドパウダーが溶鋼内へ巻き込まれてしまう可能性がある。
It is necessary to crystallize and crystallize caspodyne at the time of casting, F is an indispensable element for crystallizing this caspodyne, it is necessary to contain a certain amount or more with respect to CaO and SiO 2 , F needs to be 5% by mass or more (F ≧ 5%).
Depending on the ratio of CaO, SiO 2 and CaF 2 , the solidification temperature of the main body mold powder may become 1300 ° C. or higher, and the role of lubrication between the mold 2 and the slab S by the main body mold powder is reduced. There is a risk of doing. It is necessary to contain Na 2 O and Li 2 O as the one that adjusts the solidification temperature of the main body mold powder (that lowers the solidification temperature), and it is desirable that Na 2 O + Li 2 O ≧ 3 mass%. Incidentally, if the solidification temperature of the body mold powder is lowered, MgO, may increase the solidification temperature contain a ZrO 2 or the like.
F, Na 2 O, and Li 2 O described above have a role of lowering the solidification temperature, but lower the viscosity of the melted main body mold powder. If the viscosity of the main body mold powder is not ensured to some extent, the main body mold powder may be caught in the molten steel.
Ａｌ2Ｏ3は、本体モールドパウダーの粘度を上げる効果があり、各種原料から不可避的に混入する量に加えて、粘度調整が必要な場合は適宜投入する。
Ｃは、本体モールドパウダーの溶融速度を調整する投入剤として有効であり、必要により適正量を配合しておく必要がある。一般的には、特許第３４６３５６７号の［００５７］に記載されているようにその効果を得るためには１質量％以上の含有率とすることが望ましく、１０質量％を越えると逆に溶融速度が遅くなりすぎ、連続鋳造が難しくなる。
Al 2 O 3 has an effect of increasing the viscosity of the main body mold powder, and in addition to the amount inevitably mixed from various raw materials, it is appropriately added when viscosity adjustment is necessary.
C is effective as an additive for adjusting the melting rate of the main body mold powder, and it is necessary to add an appropriate amount if necessary. Generally, as described in [0057] of Japanese Patent No. 3463567, the content is preferably 1% by mass or more in order to obtain the effect. Becomes too slow, making continuous casting difficult.
［初期モールドパウダーの成分について］
初期モールドパウダーに含有する元素は、本体モールドパウダーで使用するパウダーと殆ど同じであり、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｆ、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、Ｃ等が含有されている。上述したように鋳造初期では、鋳型２内の溶鋼の温度低下を抑制するために例えば金属ＳｉやＣａ−Ｓｉ合金などの発熱物質（発熱剤）を含有させる必要があり、また、金属ＳｉやＣａ−Ｓｉ合金等の発熱剤の燃焼（酸化）に必要な酸化鉄や硝酸ソーダも１０質量％程度含有させている。
[Ingredients of initial mold powder]
The elements contained in the initial mold powder are almost the same as the powder used in the main body mold powder, and contain CaO, SiO 2 , F, Al 2 O 3 , Na 2 O, Li 2 O, MgO, C, etc. Yes. As described above, at the initial stage of casting, in order to suppress the temperature drop of the molten steel in the mold 2, it is necessary to contain a heat generating material (heating agent) such as metal Si or Ca—Si alloy. -About 10% by mass of iron oxide and sodium nitrate necessary for combustion (oxidation) of a heat generating agent such as Si alloy is also contained.
ここで、Ｓｉ分を含有する発熱物質の含有量（投入量）が少ないと、初期モールドパウダーの塩基度が上がることとなり、少なくとも鋳造初期における鋳型２内の溶鋼の温度低下を補償するためには、塩基度を１．９以下にする必要がある。即ち、初期モールドパウダーの塩基度が１．９を越えると溶鋼の温度低下を補償するほどの発熱量を確保できなくなってしまい、鋳型２内湯面の凝固が発生し、品質異常（製品でのフクレ疵）や操業トラブルが発生してしまう可能性がある。 Here, if the content (input amount) of the exothermic substance containing Si is small, the basicity of the initial mold powder will increase, and at least to compensate for the temperature drop of the molten steel in the mold 2 at the initial stage of casting. The basicity needs to be 1.9 or less. In other words, if the basicity of the initial mold powder exceeds 1.9, it will not be possible to secure a calorific value enough to compensate for the temperature drop of the molten steel, causing solidification of the molten metal surface in the mold 2 and resulting in abnormal quality (fouling in the product). I) and operational troubles may occur.
図６は、初期モールドパウダーの塩基度を変化させたときの鋳造初期の鋳片Ｓの製品でのフクレ疵発生率を示したものである。図６に示すように、初期モールドパウダーの塩基度が１．９以下である場合は発熱量を確保できるため、製品でのフクレ疵は全く発生しない（フクレ疵発生率が０％）。一方、初期モールドパウダーの塩基度が１．９を超えてしまうと製品でのフクレ疵が発生することになる。 FIG. 6 shows the occurrence rate of blistering in the product of the slab S at the initial casting stage when the basicity of the initial mold powder is changed. As shown in FIG. 6, when the basicity of the initial mold powder is 1.9 or less, the amount of heat generated can be ensured, so that no bulge is generated in the product (the bulge generation rate is 0%). On the other hand, if the basicity of the initial mold powder exceeds 1.9, bulges in the product will occur.
このように、本発明では、中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型２に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型２に投入する初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下としている。
図７及び８は、連続鋳造の際に初期モールドパウダー及び本体モールドパウダーを鋳型２に投入したときの塩基度の推移を示したものである。図中のパラメータ「本＋数値」は、初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーの塩基度（図中の本）を用いて表したものである。例えば、「本＋０．２」であれば、初期モールドパウダーの塩基度は、本体モールドパウダーの塩基度に０．２を足した値である。また、図中の本体Ｃ／Ｓとは、使用前の本体モールドパウダーの塩基度（分析値）であり、Ｃ／Ｓ実績とは鋳型２内で溶融しているモールドパウダーの塩基度の実績値である。
As described above, in the present invention, when the medium carbon steel is continuously cast, the basicity of the main body mold powder to be charged into the mold 2 in a steady state is set to 1.2 or more, and the basic mold powder is charged into the mold 2 at the initial stage of casting. The basicity of the initial mold powder is made larger than that of the main body mold powder and 1.9 or less.
7 and 8 show changes in basicity when initial mold powder and main body mold powder are put into the mold 2 during continuous casting. The parameter “book + number” in the figure represents the basicity of the initial mold powder using the basicity of the main body mold powder (book in the figure). For example, in the case of “book + 0.2”, the basicity of the initial mold powder is a value obtained by adding 0.2 to the basicity of the main body mold powder. Moreover, the main body C / S in the figure is the basicity (analytical value) of the main body mold powder before use, and the C / S performance is the actual value of the basicity of the mold powder melted in the mold 2. It is.
図７及び図８に示すように、初期モールドパウダーを投入後に本体モールドパウダーを投入していくと、次第に塩基度は、ほぼ一定値となる。ここで、塩基度については、鋳造する溶鋼成分（脱酸元素の種類：例えば、Ｓi単独、Ｓｉ−Ａｌ併用、Ａｌ単独の脱酸）の影響を受ける。
図７に示すように、Ａｌキルド鋼では溶鋼中のＡｌとモールドパウダー内のＳｉＯ2とが反応するため、モールドパウダーの塩基度は０．２程度に上昇する傾向にある。これは、Ａｌキルド鋼ではモールドパウダー中のＳｉＯ2とＡｌとの反応『３／２ＳｉＯ2＋２[Ａｌ]→３／２[Ｓｉ]＋Ａｌ2Ｏ3、[]は溶鋼中に存在』により、ＳｉＯ2が減少するためである。
As shown in FIGS. 7 and 8, when the main body mold powder is introduced after the initial mold powder is introduced, the basicity gradually becomes a substantially constant value. Here, the basicity is affected by the molten steel component to be cast (type of deoxidation element: for example, Si alone, Si—Al combination, Al alone deoxidation).
As shown in FIG. 7, in Al killed steel, Al in molten steel reacts with SiO 2 in the mold powder, so the basicity of the mold powder tends to increase to about 0.2. This is because in Al killed steel, the reaction between SiO 2 and Al in the mold powder “3 / 2SiO 2 +2 [Al] → 3/2 [Si] + Al 2 O 3 , [] exists in molten steel” This is because 2 decreases.
図８に示すように、Ｓｉ−Ａｌキルド鋼では溶鋼中にＳｉが含まれ上記の反応が抑制されるため、Ａｌキルド鋼に比べて塩基度の上昇量は少なく０．０５程度である。初期モールドパウダーを鋳型２に投入する場合、鋳造初期は上記の反応が進まないため、定常部と同等の塩基度を確保するために、初期モールドパウダーの塩基度を上げておく必要がある。 As shown in FIG. 8, in Si-Al killed steel, Si is contained in the molten steel and the above reaction is suppressed. Therefore, the increase in basicity is about 0.05 compared with Al killed steel. When the initial mold powder is put into the mold 2, the above reaction does not proceed at the initial stage of casting. Therefore, it is necessary to increase the basicity of the initial mold powder in order to ensure the same basicity as that of the stationary part.
このように、初期モールドパウダー供給後に本体モールドパウダーを随時追加投入するが、初期モールドパウダーの投入量が少なすぎると、塩基度の低い本体モールドパウダーの割合が増加し、塩基度が十分に上昇しない可能性がある。本発明では、初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにしている。
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
式（１）は実験等により求めたものであって、モールドパウダー（初期モールドパウダー）は、鋳型２と鋳型２内溶鋼との間に鋳型２振動により流入して消費されるため、初期
モールドパウダーの投入量は、鋳型上部内寸幅と、鋳型上部内寸厚みとで規定することとした。
As described above, after the initial mold powder is supplied, the main body mold powder is additionally added as needed. However, if the initial mold powder is put in too little, the proportion of the main mold powder with low basicity increases and the basicity does not increase sufficiently. there is a possibility. In the present invention, the input amount of the initial mold powder satisfies the formula (1).
Input amount (kg) ≧ 3.0 × (inner mold inner width [m] + mould upper mold thickness [m]) (1)
The formula (1) is obtained by experiments and the like, and the mold powder (initial mold powder) is consumed by flowing between the mold 2 and the molten steel in the mold 2 due to the vibration of the mold 2. The amount to be fed was determined by the inner width of the mold upper part and the inner thickness of the upper part of the mold.
言い換えれば、モールドパウダーが存在するのは鋳型２内側の領域であり、鋳型２内側面と溶鋼との間に存在する。それ故、モールドパウダーの投入量を鋳型２内側の寸法で規定することにした。
図９は鋳型２を上面から見たものである。
図９に示すように、鋳型上部内寸幅（鋳型上部幅）とは、鋳型２を構成する一対の短辺銅板３間の距離、言い換えれば、短辺側内壁間の直線距離である。鋳型上部内寸厚み（鋳型上部厚み）とは、鋳型２を構成する一対の長辺銅板４間の距離、言い換えれば、長辺側内壁間の直線距離である。なお、鋳型２を上面から見て正方形の場合は、鋳型上部内寸幅と鋳型上部内寸厚みとは同じ長さとなる。
In other words, the mold powder exists in a region inside the mold 2 and exists between the inner surface of the mold 2 and the molten steel. Therefore, the amount of mold powder charged is determined by the dimensions inside the mold 2.
FIG. 9 shows the mold 2 as viewed from above.
As shown in FIG. 9, the mold upper inside dimension width (mold upper part width) is a distance between a pair of short side copper plates 3 constituting the mold 2, in other words, a linear distance between short side inner walls. The mold upper inner thickness (mould upper mold thickness) is a distance between the pair of long side copper plates 4 constituting the mold 2, in other words, a linear distance between the long side inner walls. In addition, when the mold 2 is square when viewed from the upper surface, the mold upper inner dimension width and the mold upper inner dimension thickness are the same length.
図１０は、初期モールドパウダーの投入量を変更した場合の鋳型２内の溶融したモールドパウダーの推移（実験結果）をまとめたものである。図１０の実験では、鋳型２のサイズ２４０ｍｍ（短辺側の内寸）×１７６０ｍｍ（長辺側の内寸）とし、初期モールドパウダーの投入量は、４ｋｇ、６ｋｇ、１０ｋｇとした。
図１０に示すように、初期モールドパウダーの投入量が鋳型２の大きさ（鋳型上部内寸幅＋鋳型上部内寸厚み）に比べて３倍以上であるとき（図中◆）、鋳造の際での塩基度が上昇し易い。言い換えれば、初期モールドパウダーの投入量が鋳型２の大きさの３倍と５倍とは塩基度の上昇傾向が同じであり、初期モールドパウダーの投入量が２倍であると（図中▲）、塩基度の上昇が遅いため、この投入量は少なくとも鋳型２の大きさの３倍以上にする必要がある。つまり、投入量の下限値は、鋳造初期において溶鋼の酸化の影響およびモールドパウダー中のＳｉＯ2と溶鋼中のアルミナとの反応が平衡状態になるまでの時間で消費されるモールドパウダーの塩基度を上昇させておくのに必要な量である。なお、鋳造初期において、初期パウダーを複数回に分けて投入した場合は合計量を、式（１）に示した投入量とする。なお、連続鋳造装置１１では、鋳型２内の溶鋼湯面に熱を供給するために、鋳型２内の溶鋼流動をコントロールできる攪拌装置が付いていることが望ましく、また、タンディッシュ１２から鋳型２へ溶鋼を注入する浸漬ノズルの形状は、鋳型２内の溶鋼湯面に溶鋼が供給されやすい形状とすることが好ましい。
FIG. 10 summarizes the transition (experimental result) of the melted mold powder in the mold 2 when the input amount of the initial mold powder is changed. In the experiment of FIG. 10, the size of the mold 2 was 240 mm (inner dimension on the short side) × 1760 mm (inner dimension on the long side), and the initial mold powder was charged in amounts of 4 kg, 6 kg, and 10 kg.
As shown in FIG. 10, when the amount of initial mold powder charged is more than three times the size of the mold 2 (inner mold inner width + mold upper inner thickness) (♦ in the figure), when casting The basicity at is likely to increase. In other words, if the initial mold powder input amount is 3 times and 5 times the size of the mold 2, the increase in basicity is the same, and the initial mold powder input amount is twice (▲ in the figure). Since the increase in basicity is slow, this input amount needs to be at least three times the size of the template 2. In other words, the lower limit value of the input amount is the basicity of the mold powder consumed in the time until the reaction between the SiO 2 in the mold powder and the alumina in the molten steel reaches an equilibrium state at the beginning of casting. This is the amount needed to keep it up. In addition, when the initial powder is charged in a plurality of times in the initial stage of casting, the total amount is set to the input amount shown in the formula (1). In addition, in order to supply heat to the molten steel surface in the mold 2, the continuous casting apparatus 11 desirably has a stirring device that can control the flow of molten steel in the mold 2, and from the tundish 12 to the mold 2. The shape of the immersion nozzle for injecting molten steel into the molten steel is preferably a shape in which molten steel is easily supplied to the molten steel surface in the mold 2.
表１は、本発明の連続鋳造方法にて鋳造を行った実施例と、本発明とは異なる方法で鋳造を行った比較例とを示したものである。 Table 1 shows an example in which casting was performed by the continuous casting method of the present invention and a comparative example in which casting was performed by a method different from the present invention.
実施例及び比較例では、Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を鋳造することとし、リニア式電磁攪拌装置と旋回型電磁攪拌装置とのいずれかを用いて鋳型２内の溶鋼を攪拌した。磁束密度は、鋳型２のメニスカスの高さに一致する長辺銅板の位置から外側に１０ｍｍ離れた位置において幅方向に複数点測定した値の平均をとったものである。
浸漬ノズルの吐出角度は水平方向下向きに１５°〜３５°の角度とすると共に、鋳型２
内で攪拌された溶鋼の流れと浸漬ノズルからの吐出流とが干渉しない向きとし、鋳型２内の溶鋼の湯面への熱供給を促進した。なお、電磁攪拌装置を使用しない場合でも、鋳型２内の溶鋼の湯面への熱供給を促進することが浸漬ノズルの吐出角度や形状等によって行うことができればよく、電磁攪拌装置や浸漬ノズルの吐出角度などは限定されない。
In Examples and Comparative Examples, medium carbon steel having a C content of 0.08 to 0.18 mass% is cast, and a mold 2 using either a linear electromagnetic stirring device or a swiveling electromagnetic stirring device. The molten steel inside was stirred. The magnetic flux density is an average of values measured at a plurality of points in the width direction at a position 10 mm away from the position of the long side copper plate coinciding with the height of the meniscus of the mold 2.
The discharge angle of the immersion nozzle is 15 ° to 35 ° downward in the horizontal direction, and the mold 2
The flow of the molten steel stirred inside and the discharge flow from the immersion nozzle were set so as not to interfere with each other, and heat supply to the molten steel surface of the molten steel in the mold 2 was promoted. Even when the electromagnetic stirrer is not used, it is sufficient that the heat supply to the molten steel surface of the molten steel in the mold 2 can be promoted by the discharge angle or shape of the submerged nozzle. The discharge angle is not limited.
本体モールドパウダーの組成は、塩基度１．２１〜１．８０とし、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ＝３．０〜１７質量％、Ａｌ2Ｏ3＝１．３〜６．６質量％、Ｔ．Ｃ（パウダー中のＣ量＝２．９〜６．３質量％、ＭｇＯ＝０．０〜５．９質量％、ＭｎＯ＝０．０〜０．３質量％、ＳｒＯ＝０．０〜３．５質量％、Ｚｒ2Ｏ＝０．０〜３．５質量％とした。
また、初期モールドパウダーの組成は、塩基度１．２６〜１．９０とし、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ＝３．０〜１２質量％、Ａｌ2Ｏ3＝１．２〜６．５質量％、Ｔ．Ｃ（パウダー中のＣ量＝０．７〜３．３質量％、Ｆｅ2Ｏ3＝７〜１５質量％とした。
The composition of the main body mold powder is basicity 1.21-1.80, Na 2 O + Li 2 O = 3.0-17% by mass, Al 2 O 3 = 1.3-6.6% by mass, T.P. C (C amount in powder = 2.9-6.3 mass%, MgO = 0.0-5.9 mass%, MnO = 0.0-0.3 mass%, SrO = 0.0-3. 5% by mass and Zr 2 O = 0.0 to 3.5% by mass.
The composition of the initial mold powder is basicity 1.26 to 1.90, Na 2 O + Li 2 O = 3.0 to 12% by mass, Al 2 O 3 = 1.2 to 6.5% by mass, T . C (the amount of C in the powder = 0.7 to 3.3% by mass, Fe 2 O 3 = 7 to 15% by mass).
実施例及び比較例では、「縦割れ発生」の有無と、「表皮下欠陥」の有無について評価した。縦割れとは、鋳片Ｓ表面に発生する鋳造方向に平行な割れのことであって、図１１（ａ）、図１１（ｂ）に示すように、鋳造初期については、「鋳造開始後１本目の鋳片Ｓ」を、「定常部については鋳造開始後の約２０〜３０ｍ経過した部位の鋳片Ｓ」を、それぞれ水冷した後、表面を約１．５ｍｍガストーチで溶削したものを目視検査にてチェックし、開口した縦割れが発生したかどうかで良否を判定した。定常部及び鋳造初期について、縦割れ発生無しを良好「○」、縦割れ発生を不良「×」でそれぞれ評価した。 In Examples and Comparative Examples, the presence / absence of “occurrence of vertical crack” and the presence / absence of “epidermal defect” were evaluated. The vertical crack is a crack parallel to the casting direction generated on the surface of the slab S. As shown in FIGS. 11 (a) and 11 (b), the initial casting is “1 after the start of casting. The actual slab S "and the slab S of the portion where about 20 to 30 m have passed after the start of casting for the stationary part" were each water-cooled, and then the surface was visually cut with a gas torch about 1.5 mm. The quality was judged by checking whether or not an open vertical crack occurred. With respect to the steady portion and the initial casting, the occurrence of vertical cracks was evaluated as good “◯”, and the occurrence of vertical cracks was evaluated as defective “×”.
表皮下欠陥とは、図１１（ｃ）に示すように、圧延後の製品表面にヘゲ状のキズやフクレ疵として現れるもので、鋳造開始後１本目の鋳片Ｓの製品で表皮下欠陥の発生無しを良好「○」、表皮下欠陥の発生有りを不良「×」として評価した。この表皮下欠陥は、鋳型２内の溶鋼の浴面（上面側）が熱不足により凝固し始めると、鋳型２内の溶鋼中から浮上してきたガス気泡（浸漬ノズルもしくは上ノズルから吹き込まれるＡｒガス気泡）やアルミナなどの介在物が凝固後に下面（内部）に捕捉され、鋳片Ｓの表皮下に取り込まれてしまうことにより発生するものと思われる。 As shown in FIG. 11 (c), the epidermal defect appears as a bald scratch or bulge on the surface of the product after rolling, and it is the epidermal defect in the product of the first slab S after the start of casting. Evaluation was made as “good” when no occurrence of defects occurred and “x” when occurrence of epidermal defects was observed. This epidermal defect is caused by gas bubbles rising from the molten steel in the mold 2 (Ar gas blown from the immersion nozzle or the upper nozzle) when the bath surface (upper surface side) of the molten steel in the mold 2 begins to solidify due to insufficient heat. It is considered that inclusions such as bubbles) and alumina are trapped on the lower surface (inside) after solidification and taken into the epidermis of the slab S.
実施例に示すように、本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とし、初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにすれば、縦割れ及び表皮下欠陥の発生はなくこれらを確実に防止することができた。
一方、比較例では、次に示す条件（ａ）〜（ｄ）の少なくともいずれか１つを満たしていないため、縦割れ又は表皮下欠陥が発生してしまった。（ａ）本体モールドパウダーの塩基度が１．２未満、（ｂ）初期モールドパウダーの塩基度が本体モールドパウダーよりも小さい、（ｃ）初期モールドパウダーの塩基度が１．９よりも大きい（１．９超える）、（ｄ）初期モールドパウダーの投入量が式（１）を満たしていない。
As shown in the examples, the basicity of the main mold powder is set to 1.2 or more, the basicity of the initial mold powder is set to be larger than that of the main mold powder and 1.9 or less, and the amount of the initial mold powder added is By satisfying the formula (1), vertical cracks and epidermal defects were not generated, and these could be reliably prevented.
On the other hand, in the comparative example, since at least one of the following conditions (a) to (d) is not satisfied, vertical cracks or epidermal defects have occurred. (A) The basicity of the main mold powder is less than 1.2, (b) the basicity of the initial mold powder is smaller than the main mold powder, (c) the basicity of the initial mold powder is larger than 1.9 (1 .9), (d) The amount of initial mold powder charged does not satisfy formula (1).
以上、本発明によれば、連続鋳造を行うにあたって、鋳込み初期に発生し易い鋳型２内の表面の凝固を防止すると共に、鋳込み初期における鋳片Ｓの縦割れを確実に防止することができる。
なお、今回開示された実施形態において、明示的に開示されていない事項、例えば、操業条件、各種パラメータ、構成物の寸法、重量、体積などは、当業者が通常実施する範囲を逸脱するものではなく、通常の当業者であれば、容易に想定することが可能な事項を採用している。
As described above, according to the present invention, when performing continuous casting, it is possible to prevent solidification of the surface in the mold 2 that is likely to occur at the beginning of casting, and to reliably prevent vertical cracking of the slab S at the beginning of casting.
In the embodiment disclosed herein, matters not explicitly disclosed, for example, operating conditions, various parameters, dimensions, weights, volumes, etc. of the components do not deviate from the range normally practiced by those skilled in the art. However, matters that can be easily assumed by those skilled in the art are employed.
１ 実験装置
２ 鋳型
３ 短辺銅板
４ 長辺銅板
１０ 取鍋
１１ 連続鋳造装置
１２ タンディッシュ
Ｓ 鋳片
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Experimental apparatus 2 Mold 3 Short side copper plate 4 Long side copper plate 10 Ladle 11 Continuous casting apparatus 12 Tundish S slab
Claims (1)
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1) When continuously casting medium carbon steel having a C content of 0.08 to 0.18% by mass, the basicity of the main body mold powder to be poured into the mold in a steady state is set to 1.2 or more. The basicity of the initial mold powder charged into the mold is set to be larger than that of the main body mold powder and 1.9 or less, and the amount of the initial mold powder charged satisfies the formula (1). Continuous casting method.
Input amount (kg) ≧ 3.0 × (inner mold inner width [m] + mould upper mold thickness [m]) (1)
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