JP2014036996A - 鋼の連続鋳造用モールドフラックスおよび連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶鋼に巻き込まれにくく、スラブからスケールを剥離させやすくすることができるモールドフラックス、および該モールドフラックスを用いた鋼の連続鋳造方法を提供する。
【解決手段】ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分として含み、ＣａＯの前記ＳｉＯ_２に対する質量濃度比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．３以上２．０以下であり、Ｂ_２Ｏ_３を５質量％以上１５質量％含み、Ｆを２質量％以上１５質量％以下含み、下記（１）式で定義される光学塩基度が０．６６以上０．８０以下である、鋼の連続鋳造用モールドフラックスとする。

ただし、上記（１）式において、ｎ_ｉは酸化物である成分ｉの１分子中に存在する酸素原子の個数、Ｘ_ｉは前記成分ｉのモル分率、Λ_ｉは前記成分ｉの電気陰性度である。
【選択図】なし

Description

本発明は、良好な表面品質を有する極低炭素鋼または低炭素鋼のスラブを得るためのモールドフラックス、および該モールドフラックスを用いた鋼の連続鋳造方法に関する。

極低炭素鋼および低炭素鋼のスラブが熱間圧延されてコイルになる際、スラブ表層に非金属介在物が存在すると、コイル表面に疵が生じ、それが品質上の問題となる。この非金属介在物としては、アルミナを主とした脱酸生成物の外、連続鋳造に用いる鋳型内に潤滑剤として供給されるモールドフラックスが溶鋼中に巻き込まれることによって生じるものもある。また、熱間圧延時に酸化スケール（以降、「スケール」と略記することがある。）を剥離しそこなった場合、これも同様にコイル表面の疵の原因となる。

鋳型内におけるモールドフラックス（以降、「フラックス」と略記することがある。）の溶鋼への巻き込みを防止するためには、鋳型内の溶鋼流動を安定させる外、溶融したフラックス（以降、「溶融フラックス」と略記することがある。）の物性を調整することが有効である。一般には、溶融したフラックスの密度を下げ、粘度または表面張力（溶鋼との界面張力）を上昇させることが有効であると知られている。

熱間圧延工程でスラブからスケールを剥離させるためには、スラブに高圧力でスプレーを吹き付けることが考えられる。また、連続鋳造で用いるフラックスにより、スラブからスケールを剥離しやすくすることもできる。例えば下記特許文献１に開示されているように、フラックス中にＢ_２Ｏ_３（酸化硼素）を添加すると、スラブの表面に付着したフラックスがスケールの融点を低下させることにより、スラブからスケールを剥離しやすくなる。また、下記特許文献２には、フラックス中に所定量のＳ（硫黄）を添加することによってスラブの表面にＳを濃化させ、Ｓ濃度が高いスラブ表面が剥がれることによってスラブの表面欠陥を低減する技術が開示されている。

特開２００７−１０５７６３号公報 特開平２−３０３５６号公報

しかしながら、Ｂ_２Ｏ_３あるいはＳをフラックスに添加すると、いずれの場合も、フラックスの溶鋼への巻き込みが増大するという問題が起こる。

そこで、本発明は、溶鋼に巻き込まれにくく、スラブからスケールを剥離させやすくすることができるモールドフラックス、および該モールドフラックスを用いた鋼の連続鋳造方法を提供することを課題とする。

スラブからスケールを剥離させやすくすることを目的とした、モールドフラックス中にＢ_２Ｏ_３を添加する従来の発明において、モールドフラックスの主成分であるＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比（以降、「塩基度」ということがある。）は、いずれも０．３〜１．３程度であった（例えば、特開昭６４−７５１５７号公報、特開２００７−１０５７６３号公報参照。）。また、Ｂ_２Ｏ_３も酸性の酸化物成分であり、Ｂ_２Ｏ_３をフラックスに添加することにより、フラックスの組成は、益々酸性の性質が強くなる。フラックスの酸性の性質が強くなるにつれて、溶融フラックスと溶鋼との界面張力が低下し、溶融フラックスが溶鋼中へ巻き込まれやすくなる。このことが、フラックスにＢ_２Ｏ_３を添加することによってフラックスが溶鋼へ巻き込まれやすくなる理由である。

そこで、フラックスにＢ_２Ｏ_３を添加しても、フラックスが溶鋼に巻き込まれることを抑制できる方法について、検討を試みた。その結果、フラックスにＢ_２Ｏ_３を５質量％以上添加し、塩基度を１．３以上に上昇させることで、フラックスが溶鋼に巻き込まれることを抑制しながら、スラブからスケールを剥離させやすくすることができることを知見した。本発明は当該知見に基づいてなされたものである。

本発明の第１の態様は、ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．３以上２．０以下であり、Ｂ_２Ｏ_３を５質量％以上１５質量％含み、Ｆを２質量％以上１５質量％以下含み、下記（１）式で定義される光学塩基度が０．６６以上０．８０以下である、鋼の連続鋳造用モールドフラックスである。

ただし、上記（１）式において、ｎ_ｉは酸化物である成分ｉの１分子中に存在する酸素原子の個数、Ｘ_ｉは前記成分ｉのモル分率、Λ_ｉは前記成分ｉの電気陰性度である。

本発明において「主成分」とは、モールドフラックス全量（１００質量％）に対して６５質量％以上の成分を意味する。すなわち、「ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分として含み」とは、ＣａＯおよびＳｉＯ_２の合計含有量がモールドフラックス全量（１００質量％）に対して６５質量％以上であることを意味する。また、「ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比」とは、モールドフラックスに含まれるＣａＯの質量濃度／モールドフラックスに含まれるＳｉＯ_２の質量濃度で表わされる比を意味する。

本発明の第２の態様は、上記本発明の第１の態様にかかる鋼の連続鋳造用モールドフラックスを用いる、鋼の連続鋳造方法である。

本発明のモールドフラックスは、溶鋼へ巻き込まれにくく、スラブからスケールを剥離させやすくすることができる。よって、スラブを圧延して作るコイルの表面に疵が発生することを抑制できる。

また、本発明の鋼の連続鋳造方法によれば、本発明のモールドフラックスを用いることによって、スラブの製造時にモールドフラックスが溶鋼へ巻き込まれにくく、スラブからスケールを剥離させやすくすることができる。よって、スラブを圧延して作るコイルの表面に疵が発生することを抑制できる。

モールドフラックスの光学塩基度と、モールドフラックスの溶鋼への巻き込みに起因した介在物の個数と、の関係を示した図である。 モールドフラックス中のＢ_２Ｏ_３の質量濃度と、スラブ表面とスラブの内部との平均的なＢ濃度の比率と、の関係を示した図である。 様々な塩基度のモールドフラックスについて、モールドフラックス中のＢ_２Ｏ_３濃度に対する光学塩基度の変化を示した図である。

本発明の上記した作用および利得は、以下に説明する発明を実施するための形態から明らかにされる。以下、適宜図面を参照しつつ、本発明の実施の形態について説明する。なお、以下に示す形態は本発明の例示であり、本発明がこれらの形態に限定されるものではない。

本発明にかかる鋼の連続鋳造用モールドフラックス（以降、「本発明のフラックス」と略記することがある。）は、ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分として含む。本発明のモールドフラックスに含まれるＣａＯおよびＳｉＯ_２は、セメントまたは珪砂、珪藻土、高炉スラグ、珪灰石等の複数種類を配合することによって、所望の濃度に調整することができる。

ＣａＯおよびＳｉＯ_２の合計含有量は、本発明のフラックス全量（１００質量％）を基準として６５質量％以上、望ましくは７０質量％以上である。ＣａＯおよびＳｉＯ_２の合計含有量を当該範囲とすることによって、フラックスの塩基度による組成および物性の調整が容易になる。

また、本発明のフラックス全量（１００質量％）に対するＳｉＯ_２の含有量は、３０質量％未満であることが好ましい。ＳｉＯ_２濃度を３０質量％未満にすることにより、溶鋼中のＡｌやＭｎとの酸化還元反応を抑制し、溶鋼の清浄性を維持する効果を奏する。

また、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）である塩基度は、１．３以上２．０以下、好ましくは１．３以上１．７以下の範囲内に調整する。フラックスの上記塩基度が上記範囲より低い場合は、フラックスの塩基性が確保できず、溶鋼に巻き込まれるフラックスの量が増加する。一方、フラックスの上記塩基度が上記範囲よりも高い場合は、鋳型内でフラックスの結晶化が過度に進行し、鋳型銅板の温度変動が大きくなるなどの弊害が生じる虞がある。

本発明のフラックスは、さらにＢ_２Ｏ_３を含む。これは、フラックスにＢ_２Ｏ_３を添加することにより、鋳型内での還元反応が起こって溶鋼の表面付近にＢが移行する。Ｂが移行した溶鋼の表面付近はメニスカスにおいて凝固し、凝固殻表面付近、最終的にはスラブの表面付近にＢが濃化する。スラブの表面付近に濃化したＢは、後に酸化されて再度Ｂ_２Ｏ_３となり、スラブの表面に生成したスケール中に移行する。スケール中に移行したＢ_２Ｏ_３は該スケールの融点を低下させ、スラブから該スケールを剥離しやすくさせる効果を奏する。

Ｂ_２Ｏ_３の含有量は、本発明のフラックス全量（１００質量％）を基準として、５質量％以上１５質量％以下である。Ｂ_２Ｏ_３の含有量が５質量％より低いと、スラブ表面のＢ濃度が上昇しにくい。一方、Ｂ_２Ｏ_３の含有量が１５質量％を超えると、フラックスの塩基性が損なわれ、溶鋼に巻き込まれるフラックスの量が増加する。

フラックスの上記塩基度を一定値に維持したとしても、フラックスにＢ_２Ｏ_３を添加すると、Ｂ_２Ｏ_３の酸性酸化物としての性質から、フラックスの実質的な塩基性の性質は弱くなる。Ｂ_２Ｏ_３等のフラックスの構成成分がフラックスの塩基性の性質に与える影響を全般的に考慮するためには、下記（１）式で定義される光学塩基度（Ｓｌａｇ Ａｔｌａｓ ２ｎｄ ｅｄｉｔｉｏｎ： Ｖｅｒｌａｇ Ｓｔａｈｎｅｉｓｅｎ ＧｍｂＨ，（１９９５），ｐ９参照。）を指標として用いることが好ましい。フラックスの性質を評価する指標に光学塩基度を用いることによって、スラグの酸性へのなり具合について、Ｂ_２Ｏ_３だけでなくフラックスを構成するその他の成分による影響も考慮することができる。

ただし、上記（１）式において、ｎ_ｉは酸化物である成分ｉの１分子中に存在する酸素原子の個数、Ｘ_ｉは成分ｉのモル分率、Λ_ｉは成分ｉの電気陰性度である。

モールドフラックス組成の光学塩基度を上昇させると、フラックスの塩基性がより強くなり、鋳型内におけるフラックスと溶鋼との界面張力が上昇して、溶鋼に巻き込まれるフラックスの量が減少する。本発明のフラックスの光学塩基度は、０．６６以上０．８０以下であることが好ましい。光学塩基度を０．６６以上とすることによって、フラックスの溶鋼への巻き込みを防止する効果を得やすい。一方、光学塩基度を０．８０以下とすることによって、モールドフラックスの溶融温度あるいは凝固点が高くなりすぎることを防止できる。

モールドフラックスの光学塩基度とスラブ表面の清浄性について、実験的な調査を実施した。厚み１００ｍｍ、幅８００ｍｍの極低炭素鋼スラブを速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造し、得られたスラブの表面から、厚み１０ｍｍ、幅５０ｍｍの範囲で重量１ｋｇ分のサンプルを切断し、その中に含まれる、モールドフラックスの巻き込みに起因した介在物の個数を調査した。介在物の個数は上記サンプルを酸溶解法により溶解した残渣中の介在物を目視でカウントし、サンプル重量で除して単位重量当たりの介在物個数を求めた。その時に使用したモールドフラックスの光学塩基度との関係を図１に示した。

図１に示したように、スラブ表面の清浄性に対して実用上問題ない単位重量当たりの介在物個数が３０個／ｋｇモールドフラックスの光学塩基度の範囲として、０．６６以上が望ましいことがわかった。

また、モールドフラックス中へＢ_２Ｏ_３を添加すると、これが鋳型内で還元されることにより、スラブ表面にＢが濃化する。スラブ表面から厚み３ｍｍの範囲におけるＢ濃度の最高値を分析して、フラブ表面から厚み３ｍｍより内部の平均的なＢ濃度に対する比率を鋳片表面のＢ濃度比（−）と定義して評価した。その結果を図２に示した。

図２に示したように、スラブ表面にＢを濃化させるためには、モールドフラックス中に５質量％以上のＢ_２Ｏ_３を添加する必要があることがわかった。

図３には、モールドフラックス中のＢ_２Ｏ_３濃度に対して、各塩基度の場合における光学塩基度の変化を示した。図１および図２から得られた好適な組成範囲を図３から読み取ると、Ｂ_２Ｏ_３濃度が５質量％以上、且つ光学塩基度が０．６６以上である範囲に含まれるのは、塩基度が１．１から１．４の場合である。ただし、塩基度が１．１の場合は上記範囲に含まれる部分が僅かであり、塩基度は約１．３以上であることが好ましいとわかる。即ち、塩基度１．３以上、Ｂ_２Ｏ_３濃度５質量％以上とした場合、フラックスが溶鋼へ巻き込まれにくく、スラブからスケールを剥離させやすくすることができるとわかる。

本発明のフラックスは、上述したＣａＯ、ＳｉＯ_２およびＢ_２Ｏ_３に加えて、さらにＦを含むことが好ましい。Ｆは、ＣａＦ_２（蛍石）の形で本発明のフラックスに添加することが好ましい。また、ＮａＦやＬｉＦを用いて添加してもよい。ＣａＦ_２としてＦを添加した場合、その中に含まれるＣａは酸化物として扱い、塩基度を算出する際は上記のＣａＯと合わせることとする。

Ｆは、鋳型と凝固殻との間隙にモールドフラックスが流入して形成するフィルムの結晶化を促し、凝固殻の冷却状態を安定にさせる効果を奏する。Ｆの含有量は、本発明のフラックス全量（１００質量％）を基準として、２質量％以上１５質量％以下であることが好ましい。Ｆの含有量が２質量％以上とすることによって、Ｆを添加することによる上記効果を得やすい。一方、Ｆの含有量が１５質量％以下とすることによって、溶鋼に浸漬された浸漬ノズルの溶損が速くなるという事態を防止しやすくなる。

また、本発明のフラックスには、その他の成分として、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、Ｎａ_２Ｏ、ＭｎＯ、ＴｉＯ_２等を必要に応じて添加することができる。通常、これらの成分の合計濃度は、発明のフラックス全量（１００質量％）を基準として３０質量％以下である。

本発明のフラックスを鋳型と凝固殻との間の潤滑剤として機能させる観点から、本発明のフラックスの溶融時の粘度と凝固点は、適切な範囲内に調整されることが望ましい。

例えば、本発明のフラックスの１３００℃における粘度としては、０．１ｐｏｉｓｅ以上１０ｐｏｉｓｅ以下の範囲内に調整するのが望ましい。本発明のフラックスの組成を考えると、１３００℃における粘度を０．１ｐｏｉｓｅ未満に調整することは実質的に困難であり、１０ｐｏｉｓｅ以上に高めると、例えば２．０ｍ／ｍｉｎより高い鋳造速度で鋳造する場合、潤滑性が十分に維持できなくなる虞がある。

また、本発明のフラックスの凝固点は、粘度および鋳造する鋼種およびを勘案して調整するのが良い。本発明のフラックスの凝固点は、例えば９００℃以上１３００℃以下の範囲内で調整することが好ましい。炭素濃度０．０８質量％以上０．１６質量％以下の亜包晶鋼を鋳造する場合には、フラブ表面の縦割れを防止する観点から、本発明のフラックスの凝固点を１２００℃以上に高めることが好ましい。

以下、実施例および比較例により本発明についてさらに説明する。ただし、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

表１に示す組成のモールドフラックスを使用して、表２に示す組成の極低炭素鋼３００ｔｏｎを鋳造速度１．４ｍ／ｍｉｎで連続鋳造し、幅１４５０ｍｍ、厚み２７０ｍｍのスラブを得た。なお、スラブは１種のモールドフラックスにつき１５枚ずつ鋳造した。

本発明のモールドフラックス（実施例１）は、Ｂ_２Ｏ_３を９質量％含有し、塩基度が１．４、光学塩基度が０．６７であった。実施例１のモールドフラックスにおける光学塩基度Λの計算例を表３に示した。表３に示したように、光学塩基度Λは、各酸化物（成分ｉ）の１分子中に存在する酸素原子の個数ｎ_ｉ、成分ｉのモル分率Ｘ_ｉ、成分ｉの電気陰性度Λ_ｉより、式（１）を使って求めることができる。

比較例２は塩基度が１．０と低く、それに応じて光学塩基度も０．６４と低くなった。比較例３は塩基度が１．４と実施例１と同等であるものの、Ｂ_２Ｏ_３濃度が２０質量％と高く、これに起因して光学塩基度は０．６３となった。

上記実施例１および比較例１〜４にかかるモールドフラックスを使用して鋳造したスラブの品質を以下のように比較した。スラブの品質は、スラブを圧延して作ったコイルの表面に発生した疵に基づいて評価した。具体的には、コイル全体の質量に対する、表面に疵が発生している部分の質量の比（表面に疵が発生している部分の質量／コイル全体の質量）を「スラブの不良率」として評価した。ここで、「表面に疵が発生している部分の質量」とは、スラブの長手方向に見て、表面に疵が発生している部分を含む長さ範囲の質量を意味する。スラブの不良率の評価結果を表４に示した。

表４からわかるように、実施例１においては、スラブの不良率が１．４％と比較的低い値であった。なお、疵発生の主な原因は、精錬時に生じる脱酸生成物（アルミナ）が主体であった。これに対して、比較例１〜比較例３では、不良率が１．８〜２．８％と高くなった。比較例１においては、Ｂ_２Ｏ_３の添加が無く、スケールに起因した疵が主に発生した。比較例２および比較例３では、光学塩基度が低く、フラックスの巻き込みが増えた。

このように本発明のモールドフラックスは、溶鋼に巻き込まれにくく、スラブからスケールを剥離させやすくすることができることがわかった。

Claims (2)

1. ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分として含み、前記ＣａＯの前記ＳｉＯ_２に対する質量濃度比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．３以上２．０以下であり、
   Ｂ_２Ｏ_３を５質量％以上１５質量％含み、
   Ｆを２質量％以上１５質量％以下含み、
   下記（１）式で定義される光学塩基度が０．６６以上０．８０以下である、
   鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
   

   

   
   ただし、上記（１）式において、ｎ_ｉは酸化物である成分ｉの１分子中に存在する酸素原子の個数、Ｘ_ｉは前記成分ｉのモル分率、Λ_ｉは前記成分ｉの電気陰性度である。
2. 請求項１に記載の鋼の連続鋳造用モールドフラックスを用いる、鋼の連続鋳造方法。

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