JP2022182420A - 連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を長時間鋳造する場合であっても、安定して高品質な鋳片を得ることが可能な連続鋳造用モールドパウダーを提供する。【解決手段】ＣａＯとＳｉＯ２を主成分とし、質量比で、骨材としてのＣを除いた成分を１００％とした場合において、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０％以下、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が６％以上１５％以下、Ｆの含有量が１０％以上２４％以下、とされるとともに、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされている。【選択図】なし
Description
本発明は、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に、鋳型内に供給される連続鋳造用モールドパウダー、および、この連続鋳造用モールドパウダーを用いた高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法に関するものである。
鋼の連続鋳造を行う際には、鋳型内の溶鋼湯面上に連続鋳造用モールドパウダー（以下、「モールドパウダー」と記載する場合がある）が添加される。このモールドパウダーは、鋳型内の溶鋼表面において溶融して凝固殻と鋳型の間に流入する。そして、モールドパウダーは、凝固殻と鋳型との間でフィルム（パウダーフィルム）となり、一部は冷却されて固体（ガラス相や結晶相）を形成し、また、残りは融体のまま凝固殻と鋳型の間で潤滑作用を奏する。
ここで、連続鋳造時に、鋳片中にモールドパウダーが巻き込まれた場合には、その後の圧延工程等において表面疵等の欠陥の原因となる。このため、モールドパウダーの巻き込みを抑制する必要がある。
また、モールドパウダーの鋳型と凝固殻間への流入が阻害され、潤滑作用が損なわれた場合には、鋳型と凝固殻が焼き付き、鋳造後に鋳片表面の手入れが必要となる品質不良や最悪の場合にはブレークアウトの発生を招くおそれがあった。このため、モールドパウダーを鋳型壁と凝固殻の間に確実に流入させて、鋳型内において鋳片の凝固均一性を高めて、鋳型内での抜熱を安定的に制御することは非常に重要である。
また、モールドパウダーの鋳型と凝固殻間への流入が阻害され、潤滑作用が損なわれた場合には、鋳型と凝固殻が焼き付き、鋳造後に鋳片表面の手入れが必要となる品質不良や最悪の場合にはブレークアウトの発生を招くおそれがあった。このため、モールドパウダーを鋳型壁と凝固殻の間に確実に流入させて、鋳型内において鋳片の凝固均一性を高めて、鋳型内での抜熱を安定的に制御することは非常に重要である。
また、Ｍｎを含む鋼を連続鋳造する場合には、溶鋼中のＭｎとモールドパウダー中のＳｉＯ２が反応し、モールドパウダー中のＭｎＯ濃度が高くなり、モールドパウダーがガラス化しやすくなる。すると、凝固殻から鋳型への抜熱が大きくなり、凝固殻の不均一凝固を助長し、縦割れ等の表面疵が発生するおそれがあった。
そこで、例えば特許文献１～３に示すように、Ｍｎ含有鋼を対象とした各種モールドパウダーが提案されている。
そこで、例えば特許文献１～３に示すように、Ｍｎ含有鋼を対象とした各種モールドパウダーが提案されている。
最近では、生産性向上の観点から、鋳造速度の高速化、および、連々鋳（多数のヒートを連続的に鋳込むこと：連続連続鋳造、略して連々鋳）回数の増加による鋳造時間の長時間化が図られており、モールドパウダーの流入性を確保し、凝固殻と鋳型との潤滑性を維持することが求められている。
ここで、上述の特許文献１～３のモールドパウダーを用いた場合、鋳型と凝固殻間へ流入した際に形成されるパウダーフィルムには、主にカスピディン（Ｃａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２）を晶出させるように設計されている。
ここで、上述の特許文献１～３のモールドパウダーを用いた場合、鋳型と凝固殻間へ流入した際に形成されるパウダーフィルムには、主にカスピディン（Ｃａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２）を晶出させるように設計されている。
しかしながら、鋳造量が増加した場合には、溶鋼中のＭｎとモールドパウダー中のＳｉＯ２との反応がさらに進行し、モールドパウダー中のＳｉＯ２が大きく減少する。するとモールドパウダーの塩基度が変化して、モールドパウダーにＡｌ２Ｏ３が含まれる場合には、パウダーフィルムにおいてカスピディン（Ｃａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２）が生成せずに高融点のゲーレナイト（Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７）が生成し、モールドパウダーの鋳型と凝固殻間への流入および潤滑性が阻害され、抜熱が不均一となり、鋳片の割れが発生するおそれがあった。
本発明は、前述した状況に鑑みてなされたものであって、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を長時間鋳造する場合であっても、安定して高品質な鋳片を得ることが可能な連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明者らが鋭意検討した結果、モールドパウダーが鋳型と凝固殻間へ流入した際に形成されるパウダーフィルムにおいて、ＣａＦ２を晶出させることにより、モールドパウダー中のＳｉＯ２量が減少した場合であっても、パウダーフィルムの組成に影響が少なく、安定して鋳造を行うことが可能となるとの知見を得た。
本発明は、上述の知見に基づいてなされたものであって、本発明に係る連続鋳造用モールドパウダーは、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に、鋳型内に供給される連続鋳造用モールドパウダーであって、ＣａＯとＳｉＯ２を主成分とし、質量比で、骨材としてのＣを除いた成分を１００％とした場合において、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が６．０％以上１５．０％以下、Ｆの含有量が１０．０％以上２４．０％以下、とされるとともに、質量比で、ＣａＯ量を〔ＣａＯ〕、ＳｉＯ２の含有量を〔ＳｉＯ２〕とした場合に、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされていることを特徴とする。
ここで、各成分の含有量は、モールドパウダー中の金属元素の濃度から、その金属元素は全て酸化物として存在するとして酸化物に換算し、Ｆについては、モールドパウダー中のＦの濃度の値をそのまま用い、これらの金属元素の酸化物への換算値とＦの値との合計を１００％とした濃度である。例えば、Ｓｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ、Ｆから成るモールドパウダーの場合、モールドパウダーの中のＳｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｆのそれぞれの濃度をそれぞれ％Ｓｉ、％Ｃａ、％Ａｌ、％Ｆとし、ＷＳｉＯ２、ＷＣａＯ、ＷＡｌ２Ｏ３、ＷＦを以下とすると、
ＷＳｉＯ２＝％Ｓｉ×ＭＳｉＯ２／ＭＳｉ
ＷＣａＯ＝％Ｃａ×ＭＣａＯ／ＭＣａ
ＷＡｌ２Ｏ３＝％Ａｌ×ＭＡｌ２Ｏ３／（ＭＡｌ×２）
ＷＦ＝％Ｆ
ＳｉＯ２の濃度は、ＷＳｉＯ２／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
ＣａＯの濃度は、ＷＣａＯ／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
Ａｌ２Ｏ３の濃度は、ＷＡｌ２Ｏ３／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
Ｆの濃度は、ＷＦ／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
ここで、ＭＳｉＯ２、ＭＣａＯ、ＭＡｌ２Ｏ３はそれぞれ、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３の分子量、ＭＳｉ、ＭＣａ、ＭＡｌはそれぞれＳｉ、Ｃａ、Ａｌの原子量である。
ＷＳｉＯ２＝％Ｓｉ×ＭＳｉＯ２／ＭＳｉ
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ＷＡｌ２Ｏ３＝％Ａｌ×ＭＡｌ２Ｏ３／（ＭＡｌ×２）
ＷＦ＝％Ｆ
ＳｉＯ２の濃度は、ＷＳｉＯ２／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
ＣａＯの濃度は、ＷＣａＯ／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
Ａｌ２Ｏ３の濃度は、ＷＡｌ２Ｏ３／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
Ｆの濃度は、ＷＦ／（ＷＳｉＯ２＋ＷＣａＯ＋ＷＡｌ２Ｏ３＋ＷＦ）×１００で表される。
ここで、ＭＳｉＯ２、ＭＣａＯ、ＭＡｌ２Ｏ３はそれぞれ、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３の分子量、ＭＳｉ、ＭＣａ、ＭＡｌはそれぞれＳｉ、Ｃａ、Ａｌの原子量である。
本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいては、上述のような組成とされているので、パウダーフィルムにはＣａＦ２が晶出することになり、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に使用して、モールドパウダー中のＭｎＯ量が増加し、ＳｉＯ２量が低下しても、パウダーフィルムの組成が大きく影響されず、長時間安定して鋳造を行うことが可能となる。
また、質量比で、ＣａＯ量を〔ＣａＯ〕、ＳｉＯ２の含有量を〔ＳｉＯ２〕とした場合に、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされ、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、とされているので、モールドパウダー中のＭｎＯ量が増加し、ＳｉＯ２量が低下しても、塩基度を適切な範囲に維持することができ、凝固時に高融点のゲーレナイトが生成することを抑制でき、流入性や潤滑性を安定して向上させることが可能となる。
また、質量比で、ＣａＯ量を〔ＣａＯ〕、ＳｉＯ２の含有量を〔ＳｉＯ２〕とした場合に、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされ、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、とされているので、モールドパウダー中のＭｎＯ量が増加し、ＳｉＯ２量が低下しても、塩基度を適切な範囲に維持することができ、凝固時に高融点のゲーレナイトが生成することを抑制でき、流入性や潤滑性を安定して向上させることが可能となる。
本発明に係る高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法は、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法であって、上述の連続鋳造用モールドパウダーを鋳型内に供給することを特徴としている。
この構成の高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法においては、上述の連続鋳造用モールドパウダーを鋳型内に供給しているので、パウダーフィルムにはＣａＦ２が晶出することになり、長時間鋳造してモールドパウダー中のＳｉＯ２量が減少した場合であっても、パウダーフィルムに主として晶出する結晶相は変化することなく、長時間安定して鋳造を行うことが可能となる。
この構成の高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法においては、上述の連続鋳造用モールドパウダーを鋳型内に供給しているので、パウダーフィルムにはＣａＦ２が晶出することになり、長時間鋳造してモールドパウダー中のＳｉＯ２量が減少した場合であっても、パウダーフィルムに主として晶出する結晶相は変化することなく、長時間安定して鋳造を行うことが可能となる。
上述のように、本発明によれば、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を長時間鋳造する場合であっても、安定して高品質な鋳片を得ることが可能な連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法を提供することが可能となる。
以下に、本発明の実施形態である連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。
本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に、鋳型内に供給されるものである。
本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に、鋳型内に供給されるものである。
本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、ＣａＯとＳｉＯ２を主成分とし、質量比で、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が６．０％以上１５．０％以下、Ｆの含有量が１０．０％以上２４．０％以下、とされるとともに、質量比で、ＣａＯ量を〔ＣａＯ〕、ＳｉＯ２の含有量を〔ＳｉＯ２〕とした場合に、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内、とされている。
なお、本実施形態においては、ＣａＯとＳｉＯ２の合計含有量が、質量比で、５０．０％以上とされている。
また、不可避不純物として、例えばＳ、ＦｅＯ等を含むことがある。これら不可避不純物は質量比で１．５％以下に制限することが好ましい。
なお、本実施形態においては、ＣａＯとＳｉＯ２の合計含有量が、質量比で、５０．０％以上とされている。
また、不可避不純物として、例えばＳ、ＦｅＯ等を含むことがある。これら不可避不純物は質量比で１．５％以下に制限することが好ましい。
なお、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、凝固点が９８０℃以上１２００℃以下とされていることが好ましい。
また、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、１３００℃における粘度が０．６Ｐａ・ｓ以下であることが好ましい。
また、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、１３００℃における粘度が０．６Ｐａ・ｓ以下であることが好ましい。
以下に、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーの組成等について、上述のように規定した理由について説明する。
＜〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕＞
本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーにおいては、ＣａＯ量〔ＣａＯ〕とＳｉＯ２量〔ＳｉＯ２〕の質量比〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度を０．５０以上１．００以下に設定している。
ここで、本実施形態においては、塩基度：〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕を１．００以下とし、ＳｉＯ２量を確保しているので、溶鋼中のＭｎによりモールドパウダー中のＳｉＯ２の比率が減少した場合であっても、高融点の結晶が生成することを抑制できる。
また、塩基度：〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕を０．５０以上としているので、ガラス質のモールドパウダーとなることを抑制でき、凝固殻から鋳型への抜熱が抑えられ、鋳片の表面割れの発生を抑制することができる。
なお、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕の下限は０．５５とすることが好ましい。また、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕の上限は０．９５とすることが好ましい。
本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーにおいては、ＣａＯ量〔ＣａＯ〕とＳｉＯ２量〔ＳｉＯ２〕の質量比〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度を０．５０以上１．００以下に設定している。
ここで、本実施形態においては、塩基度：〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕を１．００以下とし、ＳｉＯ２量を確保しているので、溶鋼中のＭｎによりモールドパウダー中のＳｉＯ２の比率が減少した場合であっても、高融点の結晶が生成することを抑制できる。
また、塩基度：〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕を０．５０以上としているので、ガラス質のモールドパウダーとなることを抑制でき、凝固殻から鋳型への抜熱が抑えられ、鋳片の表面割れの発生を抑制することができる。
なお、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕の下限は０．５５とすることが好ましい。また、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕の上限は０．９５とすることが好ましい。
＜ＭｎＯの含有量＞
質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する場合、溶鋼中のＭｎとモールドパウダー中のＳｉＯ２とが反応してＭｎＯが生成する。モールドパウダーのＭｎＯの含有量が増加すると、鋳型と凝固殻との間に生成するパウダーフィルムがガラス化しやすくなり、冷却が不均一となって鋳片表面に割れが生じやすくなる。
このため、本実施形態では、モールドパウダー中のＭｎＯは不可避不純物分であり、その含有量の上限は０．５％である。
質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する場合、溶鋼中のＭｎとモールドパウダー中のＳｉＯ２とが反応してＭｎＯが生成する。モールドパウダーのＭｎＯの含有量が増加すると、鋳型と凝固殻との間に生成するパウダーフィルムがガラス化しやすくなり、冷却が不均一となって鋳片表面に割れが生じやすくなる。
このため、本実施形態では、モールドパウダー中のＭｎＯは不可避不純物分であり、その含有量の上限は０．５％である。
＜Ａｌ２Ｏ３の含有量＞
モールドパウダーに含有されるＡｌ２Ｏ３が多いと、塩基度が高い状態ではゲーレナイトが生成しやすくなる。また、ＭｇＯと共存する状態ではＭｇＡｌＯ４が生成しやすくなる。これらが生成することで、スラグリムが肥大化し、潤滑不良となり、鋳片の割れや焼き付きが生じるおそれがある。
そこで、本実施形態では、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の含有量を、質量比で１０．０％以下としている。
なお、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の含有量の上限は８．５％とすることが好ましい。また、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の含有量の下限に特に制限はない。
さらに、上述のＭｇＡｌＯ４の生成を抑制するためには、ＭｇＯの含有量の上限は７．０％とすることが好ましい。
モールドパウダーに含有されるＡｌ２Ｏ３が多いと、塩基度が高い状態ではゲーレナイトが生成しやすくなる。また、ＭｇＯと共存する状態ではＭｇＡｌＯ４が生成しやすくなる。これらが生成することで、スラグリムが肥大化し、潤滑不良となり、鋳片の割れや焼き付きが生じるおそれがある。
そこで、本実施形態では、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の含有量を、質量比で１０．０％以下としている。
なお、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の含有量の上限は８．５％とすることが好ましい。また、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の含有量の下限に特に制限はない。
さらに、上述のＭｇＡｌＯ４の生成を抑制するためには、ＭｇＯの含有量の上限は７．０％とすることが好ましい。
＜Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量＞
モールドパウダーに含有されるＮａ２ＯとＬｉ２Ｏが少ない場合には、モールドパウダーの凝固点が高くなり、潤滑不良となって、鋳片の割れや焼き付きが生じるおそれがある。一方、モールドパウダーに含有されるＮａ２ＯとＬｉ２Ｏが多いと、鋳型と凝固殻との間に生成するパウダーフィルムがガラス化しやすくなり、冷却が不均一となって鋳片表面に割れが生じやすくなる。
そこで、本実施形態では、モールドパウダー中のＮａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量を、質量比で６．０％以上１５．０％以下としている。凝固点を下げる効果やガラス化を促進する効果は、同一含有量では同等であり、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏとのどちらか一方のみが含まれても構わない。
なお、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量の上限は１３．０％とすることが好ましい。また、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量の下限は８．０％とすることが好ましい。
モールドパウダーに含有されるＮａ２ＯとＬｉ２Ｏが少ない場合には、モールドパウダーの凝固点が高くなり、潤滑不良となって、鋳片の割れや焼き付きが生じるおそれがある。一方、モールドパウダーに含有されるＮａ２ＯとＬｉ２Ｏが多いと、鋳型と凝固殻との間に生成するパウダーフィルムがガラス化しやすくなり、冷却が不均一となって鋳片表面に割れが生じやすくなる。
そこで、本実施形態では、モールドパウダー中のＮａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量を、質量比で６．０％以上１５．０％以下としている。凝固点を下げる効果やガラス化を促進する効果は、同一含有量では同等であり、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏとのどちらか一方のみが含まれても構わない。
なお、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量の上限は１３．０％とすることが好ましい。また、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量の下限は８．０％とすることが好ましい。
＜Ｆの含有量＞
モールドパウダーに含まれるＦが少ない場合には、モールドパウダーの凝固点が高くなり、潤滑不良となって、鋳片の割れや焼き付きが生じるおそれがある。一方、モールドパウダーに含有されるＦが多いと、浸漬ノズルの溶損が大きくなり、安定して鋳造を行うことができないおそれがある。また、ＮａＦの揮発による組成変化が生じるおそれがある。
そこで、本実施形態では、モールドパウダー中のＦの含有量を１０．０％以上２４．０％以下としている。
なお、Ｆの含有量の上限は２２．０％とすることが好ましい。また、Ｆの含有量の下限は１２．０％とすることが好ましい。
モールドパウダーに含まれるＦが少ない場合には、モールドパウダーの凝固点が高くなり、潤滑不良となって、鋳片の割れや焼き付きが生じるおそれがある。一方、モールドパウダーに含有されるＦが多いと、浸漬ノズルの溶損が大きくなり、安定して鋳造を行うことができないおそれがある。また、ＮａＦの揮発による組成変化が生じるおそれがある。
そこで、本実施形態では、モールドパウダー中のＦの含有量を１０．０％以上２４．０％以下としている。
なお、Ｆの含有量の上限は２２．０％とすることが好ましい。また、Ｆの含有量の下限は１２．０％とすることが好ましい。
＜凝固点＞
本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、凝固点を９８０℃以上とすることにより、凝固殻から鋳型への抜熱が必要以上に大きくなることを抑制でき、鋳片表面における割れや凹みの発生を抑制することができる。一方、凝固点を１２００℃超とすることにより、潤滑不良となり、鋳片の割れや焼き付きが発生するおそれがある。
このため、本実施形態においては、連続鋳造用モールドパウダーの凝固点を９８０℃以上１２００℃以下の範囲内とすることが好ましい。
なお、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの凝固点の上限は１１８０℃とすることがさらに好ましい。一方、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの凝固点の下限は１０００℃とすることがさらに好ましい。
本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、凝固点を９８０℃以上とすることにより、凝固殻から鋳型への抜熱が必要以上に大きくなることを抑制でき、鋳片表面における割れや凹みの発生を抑制することができる。一方、凝固点を１２００℃超とすることにより、潤滑不良となり、鋳片の割れや焼き付きが発生するおそれがある。
このため、本実施形態においては、連続鋳造用モールドパウダーの凝固点を９８０℃以上１２００℃以下の範囲内とすることが好ましい。
なお、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの凝固点の上限は１１８０℃とすることがさらに好ましい。一方、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの凝固点の下限は１０００℃とすることがさらに好ましい。
＜粘度＞
本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、１３００℃における粘度が０．６Ｐａ・ｓ以下の場合には、モールドパウダーの流入性や潤滑性を十分に確保することができる。
このため、本実施形態においては、１３００℃における粘度を０．６Ｐａ・ｓ以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃における粘度の上限は０．４Ｐａ・ｓとすることがさらに好ましい。一方、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃における粘度の下限に特に制限はないが、モールドパウダーの過流入や巻き込みを懸念する場合には、１３００℃における粘度の下限は０．１Ｐａ・ｓとすることが好ましい。
本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、１３００℃における粘度が０．６Ｐａ・ｓ以下の場合には、モールドパウダーの流入性や潤滑性を十分に確保することができる。
このため、本実施形態においては、１３００℃における粘度を０．６Ｐａ・ｓ以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃における粘度の上限は０．４Ｐａ・ｓとすることがさらに好ましい。一方、本実施形態の連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃における粘度の下限に特に制限はないが、モールドパウダーの過流入や巻き込みを懸念する場合には、１３００℃における粘度の下限は０．１Ｐａ・ｓとすることが好ましい。
そして、本実施形態である高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法においては、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を対象とし、上述した本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーを用いる。凝固殻と鋳型の間に生成するパウダーフィルムにはＣａＦ２が晶出することになる。
なお、鋳型内の溶鋼の上に形成されるモールドパウダーの溶融層厚さが５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内となるように、モールドパウダーを添加することが好ましい。
なお、鋳型内の溶鋼の上に形成されるモールドパウダーの溶融層厚さが５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内となるように、モールドパウダーを添加することが好ましい。
以上のような構成とされた本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーによれば、ＣａＯとＳｉＯ２を主成分とし、質量比で、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が６．０％以上１５．０％以下、Ｆの含有量が１０．０％以上２４．０％以下、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされているので、パウダーフィルムにはＣａＦ２が晶出することになり、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に使用して、モールドパウダー中のＭｎＯ量が増加し、ＳｉＯ２量が低下しても、パウダーフィルムに主として晶出する結晶相は変化することなく、長時間安定して鋳造を行うことが可能となる。
また、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされ、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、とされているので、モールドパウダー中のＭｎＯ量が増加し、ＳｉＯ２量が低下しても、塩基度を適切な範囲に維持することができ、凝固時に高融点のゲーレナイトが生成することを抑制でき、流入性や潤滑性を安定して向上させることが可能となる。
そして、本実施形態である高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法においては、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に、上述の連続鋳造用モールドパウダーを用いているので、パウダーフィルムにはＣａＦ２が晶出することになり、モールドパウダー中のＭｎＯ量が増加し、ＳｉＯ２量が低下しても、パウダーフィルムに主として晶出する結晶相は変化することなく、長時間安定して鋳造を行うことが可能となる。
以上、本発明の実施形態である連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
（実施例）
以下に、本発明の効果を確認すべく、実施した実験結果について説明する。
連続鋳造設備を用いて、表１に示す組成の高Ｍｎ鋼の連続鋳造を行った。なお、鋳造条件としては、鋳片厚さ２５０ｍｍ、鋳片幅１２００ｍｍ、定常鋳造速度を１．２ｍ／ｍｉｎとした。
このとき、鋳型内に添加する連続鋳造用モールドパウダーとして、表２に記載されたモールドパウダーを用いた。なお、本実施例では、表２に示す組成のモールドパウダー１００％に対して、溶解速度調整用の骨材としてのＣを質量比で３．０％添加した。
以下に、本発明の効果を確認すべく、実施した実験結果について説明する。
連続鋳造設備を用いて、表１に示す組成の高Ｍｎ鋼の連続鋳造を行った。なお、鋳造条件としては、鋳片厚さ２５０ｍｍ、鋳片幅１２００ｍｍ、定常鋳造速度を１．２ｍ／ｍｉｎとした。
このとき、鋳型内に添加する連続鋳造用モールドパウダーとして、表２に記載されたモールドパウダーを用いた。なお、本実施例では、表２に示す組成のモールドパウダー１００％に対して、溶解速度調整用の骨材としてのＣを質量比で３．０％添加した。
鋳造を最長４時間実施し、鋳片の表面欠陥（割れ）の有無を目視で確認した。評価結果を表２に示す。なお、表２においては、割れが確認されなかったものを「無」、割れが確認されたがスカーフで除去可能な場合を「微小」、割れが確認されたがスカーフで除去できない場合を「有」と標記した。
なお、各種連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃での粘度は、回転円筒法を用いて測定した。測定対象の連続鋳造用モールドパウダーを坩堝に装入し１４００℃にて１０～１５分間予備溶解した後に、縦型管状炉（発熱体はＳｉＣ）に入れ、Ｅ型粘度計のローターを溶融パウダー中に浸漬し、１３００℃で３０分間安定させた後、ローターを回転させ粘性抵抗によるトルクを測定し粘度を求める。なおＥ型粘度計は事前に標準粘度液にて校正しておくことが重要である。
また、連続鋳造用モールドパウダーの凝固点は、回転粘度計にてパウダーを溶融した後の冷却過程で、５℃おきに粘度を測定し、粘度が大きく上昇した温度とした。
また、連続鋳造用モールドパウダーの凝固点は、回転粘度計にてパウダーを溶融した後の冷却過程で、５℃おきに粘度を測定し、粘度が大きく上昇した温度とした。
さらに、鋳造後に鋳型内から回収したパウダーフィルムについて、ＸＲＤ測定を実施した。そして、最もピークが高かった結晶について表２に記載した。
比較例１においては、Ａｌ２Ｏ３の含有量が２２．０％、Ｆの含有量が６．５％と、いずれも本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したが、スカーフで除去できない割れが発生した。また、パウダーフィルムの結晶はＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２であった。
比較例２においては、Ａｌ２Ｏ３の含有量が２０．０％、Ｆの含有量が４．１％、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が３．０％と、いずれも本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したが、鋳造中にスラグリムが肥大化したため、鋳造を中止した。また、パウダーフィルムの結晶はＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２であった。
比較例３においては、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１８．０％、Ｆの含有量が６．８％、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が５．５％、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕が１．２２と、いずれも本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したが、鋳造中にスラグリムが肥大化したため、鋳造を中止した。また、パウダーフィルムの結晶はＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２であった。
比較例２においては、Ａｌ２Ｏ３の含有量が２０．０％、Ｆの含有量が４．１％、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が３．０％と、いずれも本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したが、鋳造中にスラグリムが肥大化したため、鋳造を中止した。また、パウダーフィルムの結晶はＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２であった。
比較例３においては、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１８．０％、Ｆの含有量が６．８％、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が５．５％、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕が１．２２と、いずれも本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したが、鋳造中にスラグリムが肥大化したため、鋳造を中止した。また、パウダーフィルムの結晶はＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２であった。
比較例４においては、Ｆの含有量が９．０％、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕が０．４５と、いずれも本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したため、スカーフで除去できない割れが発生した。鋳造後に鋳型内から回収したパウダーフィルムのＸＲＤ測定で最もピークが高い結晶はＣａＦ２であったものの、主としてガラス質であり、凝固殻から鋳型への抜熱が不均一になったことが、スカーフで除去できない割れが発生した原因と考えられる。
比較例５においては、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が１６．０％と、本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したため、スカーフで除去できない割れが発生した。鋳造後に鋳型内から回収したパウダーフィルムのＸＲＤ測定で最もピークが高い結晶はＣａＦ２であったものの、主としてガラス質であり、凝固殻から鋳型への抜熱が不均一になったことがスカーフで除去できない割れが発生した原因と考えられる。
比較例６においては、Ｆの含有量が２６．３％、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕が１．４０と、本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用した。鋳造後に鋳型内から回収したパウダーフィルムのＸＲＤ測定で最もピークが高い結晶はＣａＦ２であったが、Ｆの含有量が高いため、浸漬ノズルの溶損が激しく、鋳造を中止した。
比較例５においては、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が１６．０％と、本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用したため、スカーフで除去できない割れが発生した。鋳造後に鋳型内から回収したパウダーフィルムのＸＲＤ測定で最もピークが高い結晶はＣａＦ２であったものの、主としてガラス質であり、凝固殻から鋳型への抜熱が不均一になったことがスカーフで除去できない割れが発生した原因と考えられる。
比較例６においては、Ｆの含有量が２６．３％、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕が１．４０と、本発明の範囲を外れたモールドパウダーを使用した。鋳造後に鋳型内から回収したパウダーフィルムのＸＲＤ測定で最もピークが高い結晶はＣａＦ２であったが、Ｆの含有量が高いため、浸漬ノズルの溶損が激しく、鋳造を中止した。
これに対して、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内、ＭｎＯの含有量が０．５％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０％未満、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が６．０％以上１５．０％以下、Ｆの含有量が１０．０％以上２４．０％以下、とされた本発明例１～６においては、割れの発生が抑制されており、安定して鋳造を行うことができた。特に、本発明例１～３においては、割れの発生を防止することができた。また、これら本発明例１～６においては、いずれもパウダーフィルムの結晶はＣａＦ２であった。
以上のことから、本発明例によれば、質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を長時間鋳造する場合であっても、安定して高品質な鋳片を得ることが可能な連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法を提供可能であることが確認された。
Claims (2)
- 質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する際に、鋳型内に供給される連続鋳造用モールドパウダーであって、
ＣａＯとＳｉＯ２を主成分とし、
質量比で、骨材としてのＣを除いた成分を１００％とした場合において、
ＭｎＯの含有量が０．５％以下、
Ａｌ２Ｏ３の含有量が１０．０％以下、
Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの合計含有量が６．０％以上１５．０％以下、
Ｆの含有量が１０．０％以上２４．０％以下、
とされるとともに、
質量比で、ＣａＯ量を〔ＣａＯ〕、ＳｉＯ２の含有量を〔ＳｉＯ２〕とした場合に、〔ＣａＯ〕／〔ＳｉＯ２〕である塩基度が０．５０以上１．００以下の範囲内とされていることを特徴とする連続鋳造用モールドパウダー。 - 質量比で、Ｍｎを１０％以上３０％以下の範囲で含む高Ｍｎ鋼を連続鋳造する高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法であって、
請求項１に記載の連続鋳造用モールドパウダーを鋳型内に供給することを特徴とする高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021089964A JP2022182420A (ja) | 2021-05-28 | 2021-05-28 | 連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP2021089964A JP2022182420A (ja) | 2021-05-28 | 2021-05-28 | 連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法 |
Publications (1)
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| JP2021089964A Pending JP2022182420A (ja) | 2021-05-28 | 2021-05-28 | 連続鋳造用モールドパウダー、および、高Ｍｎ鋼の連続鋳造方法 |
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| JP (1) | JP2022182420A (ja) |
-
2021
- 2021-05-28 JP JP2021089964A patent/JP2022182420A/ja active Pending
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