JP3780966B2

JP3780966B2 - 連続鋳造用パウダーとそれを使用した連続鋳造法

Info

Publication number: JP3780966B2
Application number: JP2002070276A
Authority: JP
Inventors: 友一塚口; 方史花尾; 正幸川本; 浩史林
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-03-14
Filing date: 2002-03-14
Publication date: 2006-05-31
Anticipated expiration: 2022-03-14
Also published as: JP2003266158A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼の連続鋳造用パウダー（以下、単にパウダーと称す。）とこのパウダーを使用した鋼の連続鋳造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼の清浄化と表面品質に対する要求が強まる中で、連続鋳造時に鋳型内の溶鋼表面に添加されるパウダーには、
(1) 鋳型内の溶鋼表面の保温、
(2) 鋳型内の凝固シェルとの潤滑、
(3) 鋳型内溶鋼の酸化防止、
(4) 溶鋼内の非金属介在物の溶かし込み、
(5) 鋳型内溶鋼の抜熱制御、
といった役割がある。
【０００３】
図１は、連続鋳造機の鋳型内におけるパウダーの状態を示した図である。
鋳型１内へは、所定成分、所定温度等に調整された溶鋼２が、鋳型１上方から連続的に供給されると共に、パウダーも鋳型１内の溶鋼２表面上に連続的に添加される。供給された溶鋼２は、鋳型１内で冷却され、外面に凝固シェル３が形成し内部が未凝固状態のまま鋳型１下端から引き抜かれ、以降順次冷却されて連続鋳造機の下部で所定長さに切断され鋳片として取り出される。
【０００４】
鋳型１内では、溶鋼２表面上に添加されたパウダーは、溶鋼２表面部で溶鋼２と接する部位は溶鋼２の熱で溶されて溶融スラグ４となり、溶融スラグ４より上方のパウダーは溶けることなく生パウダー５として存在する。一方、鋳型１に接する溶鋼２の側部では、鋳型１壁面側より、溶融スラグ４が流入した後、凝固して固相フィルム６を形成し、固相フィルム６と凝固シェル３間には前記溶融スラグ４が未凝固のまま液相フィルム７を形成する。固相フィルム６と液相フィルム７を合わせてパウダーフィルムと称する。
【０００５】
パウダーの役割の中でも、鋳型内溶鋼の抜熱制御は重要な項目であり、例えば、特開平10-58102号公報、特開平10-216907 号公報に開示のように、鋳型と凝固シェル間に介在するパウダーフィルムが凝固する際に生成する結晶により、輻射伝熱を抑制する技術が開発され広く適用されている。
【０００６】
このパウダーフィルム中に析出する結晶は、鋳型への抜熱を抑制し、凝固シェルを緩冷却することにより凝固の均一性を高めるという重要な役割を果たしている。ゆえに、不安定な結晶析出は、凝固シェルの不均一凝固を引き起こし、鋳片表面に縦割れ等の欠陥が生じる原因となる。結晶を安定して析出させる技術としては、例えば、特開平7-164120号公報、特開平10-58102号公報に開示されているように、結晶析出の核となる原料を配合する方法が知られている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、いかに結晶の核を作ろうとしても、パウダー組成によっては、結晶析出が不安定となり、鋳型内溶鋼の抜熱が変動するという問題があった。
【０００８】
本発明は、鋳造用パウダーに求められるパウダーフィルム中への安定した結晶析出という物性を満たすパウダーの提供と、これを使用した鋳片表面品質の優れた連続鋳造法の提供を目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記した目的を達成するために、本発明に係る連続鋳造用パウダーは、鋳型内で一旦溶融した後、凝固したパウダーフィルム中に析出する結晶のうち、１種類の「主な結晶」の析出量が他種結晶の析出量の２倍以上で、「主な結晶」がチタナイト、 CaO ・ SiO ₂ 組成のいずれか１種であることとしている。
そして、このようなパウダーで形成されるパウダーフィルムは、溶鋼から鋳型への抜熱を抑制し、凝固シェルを緩冷却させることにより凝固生成の均一性を高め、鋳片に縦割れ等の欠陥が発生するのを防ぐことができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下本発明者らの検討事項を詳細に述べる。
本発明者らは、パウダー組成によってパウダーフィルム中に析出する結晶の不安定さに起因していると考えられる、鋳型内の抜熱変動が生じる原因について、調査および実機鋳造試験を繰り返した結果、以下の結論に達した。
【００１１】
すなわち、析出する結晶の種類が少なく、かつ、特定の結晶が「主な結晶」となり、他の結晶に比べ明確に析出する場合に、結晶析出が安定するのである。
【００１２】
析出結晶の種類を少なくするには、狙いとする結晶組成を定め、その結晶組成に近いパウダー組成とすれば良い。その際、物性調整のために添加する他の組成は、狙いとする結晶以外の結晶析出を抑制するという観点から、必要最小限に留めるべきである。鋳型内において大幅な組成変化が予想される場合には、その組成変化を考慮したうえで、変化後の組成が狙いとする結晶組成に近づくよう調整すべきことは、言うまでもない。
【００１３】
以下、坩堝試験による結晶調査について述べる。
結晶調査に供した溶融スラグは、600gのパウダーを1350℃の電気炉中で溶解した後、黒鉛坩堝を用いて200℃/hrの冷却速度で炉冷したものである。結晶名は、固有名がある場合には固有名（カスピダイン(Cuspidine)、ペロブスカイト(Perovskite)など）で表記し、固有名がないものは、組成（CaO・SiO₂、3Na₂O・2Al₂O₃・4SiO₂など）で示した。
【００１４】
この調査では、実際にパウダーフィルム中に析出する結晶の構造をＸ線回折により調べ、結晶析出量は、Ｘ線回折ピーク最大高さを指標として用いた。
以下、質量％を単に％で示す。
【００１５】
その結果を表１、表２に示す。なお、T・CaO濃度は、総Ca量をCaOに換算した濃度であり、例えばCaF₂中のCa分も含んでいる。塩基度とはパウダーが溶けて溶融スラグになった際の、該溶融スラグ中のSiO₂含有量（％）に対するT・CaO含有量（％）の比、すなわち(%T・CaO)/(%SiO₂)の値を表す。
【００１６】
【表１】

【００１７】
【表２】

【００１８】
表１、２において、例Ａ及びＢは、いずれも「主な結晶」の析出量（Ｘ線回折最大強度）が他の結晶の２倍以上あるので、「主な結晶」がパウダーフィルム中に安定して析出し、鋳型内冷却を均一に緩冷却することが可能である。「主な結晶」の種類が異なっても鋳型内冷却均一性の差は見出されないと思われる。これが本発明の第１である。
【００１９】
すなわち、第１の本発明に係わるパウダーの特徴は、一旦溶融した後、凝固したパウダーフィルム中に析出する結晶のうち１種類の「主な結晶」の析出量が他種結晶の析出量の２倍以上であること、更に、「主な結晶」がチタナイト、CaO・SiO₂組成のいずれか１種であるとした。
【００２０】
ここで、「主な結晶」の析出量を他の結晶の２倍以上としたのは、１種類の結晶が明確に析出することが大事であって、２倍未満であると、「主な結晶」の析出が安定せず、「主な結晶」による鋳型内溶鋼の緩冷却が実現されないためである。
【００２１】
例Ａ及びＢは、パウダーの物性として凝固温度が1100〜1280℃、1300℃における粘度が1.80Pa・S以下の適正範囲に収まっているので、連続鋳造の際に鋳型と凝固シェルとの間の潤滑に全く問題が無く、鋳型内溶鋼の冷却も安定した緩冷却が維持できる。これが本発明の第２である。
【００２２】
パウダーの凝固温度が、1100℃未満となると、パウダーフィルム中の結晶析出サイトである固相の割合が少なくなり、結晶析出が阻害される。凝固温度が1280℃を超えると、溶鋼と鋳型壁間への溶融スラグの流入が悪くパウダーフィルムを形成する液相が不足し、鋳型内での潤滑が悪化し凝固シェルの鋳型への焼き付きが発生しやすくなる。同様に、1300℃における粘度が1.80Pa・Sを超えても、鋳型内の潤滑性が悪化し、凝固シェルの鋳型への焼き付きが発生しやすくなる。粘度に下限値を規定していないが、0.02Pa・S以下の低粘度の実現が難しく、事実上0.03Pa・S程度が下限値となる。従って、上記の本発明においては、パウダーの凝固温度が1100〜1280℃、1300℃における粘度が1.80Pa・S以下であることが望ましい。
【００２３】
本発明のパウダーは、「主な結晶」がカスピダインではない。カスピダイン（3CaO・2SiO₂・CaF₂）は、例えば特開平10−58102号、特開平10−216907号に開示されているようにパウダーフィルム中に析出する最も一般的な結晶であるが、この結晶はＦを含有するため、安定して析出させるにはＦ濃度を高める必要がある。しかしながら、多量のＦ含有は、連続鋳造機の腐食や工業排水の環境問題を引き起こす。
【００２４】
本発明のパウダーは、鋳込速度が1.5〜8.0m/minの高速連続鋳造時に使用することにより、高速鋳造で顕著となるシェルの不均一凝固を抑制するという真価を発揮する。鋳込速度が1.5m/min未満の場合には、連続鋳造の安定操業には効果があるものの、鋳造速度が遅いがために、鋳造に与えるパウダーの影響も格別高くなく、ここまで高度な組成調整を必ずしも必要とはしない。また、鋳込速度が8.0m/minを超えた場合には、鋳型内の摩擦抵抗が凝固シェル強度を超えることがあり、連続鋳造の不可能領域となる。これが第３の本発明であり、本発明の第１または第２のパウダーを使用して、鋳込速度1.5〜8.0m/minで鋳造することを特徴としている。
【００２５】
例Ｉ〜Ｍは、析出する結晶の種類が多すぎるか、または各結晶の析出量の差が不明確で「主な結晶」が存在しない、結晶析出が不安定なパウダーの例である。このような結晶析出の不安定なパウダーを用いて連続鋳造すると、鋳造中の溶鋼の鋳型内冷却温度変動、すなわち、鋳型の抜熱変動が大きく、特に高速鋳造時には鋳片を安定して凝固させることが難しい。
【００２６】
【実施例】
以下、表１、表２示したパウダーを実連続鋳造機に供した結果の一例を示す。なお、例Ａ及びＢは発明例、例Ｉ〜Ｍは比較例である。
表３は、発明例Ａ、Ｂおよび比較例Ｋ、Ｍのパウダーを使用して、鋳型サイズ：内径225mm、鋳込速度：2.4m/minで、［Ｃ］＝0.18％、［Si］＝0.2％、［Mn］＝0.6％、［sol.Al］＝0.03％の炭素鋼を連続鋳造した際の鋳片品質を比較した結果を示したものである。
【００２７】
比較例Ｋ、Ｍは、いずれも鋳込中の鋳型内溶鋼の抜熱が大きく変動し、鋳片の割れ性欠陥が多く発生した。これはパウダーフィルム中における結晶析出が不安定なことに起因すると考えられる。これら比較例Ｋ、Ｍに対し、発明例Ａ、Ｂは、パウダーフィルム中に「主な結晶」を安定して析出するので、鋳型内の溶鋼の抜熱が安定しており、鋳片の割れ性欠陥の発生が少なかった。なお、表３中の指数は、優から不可まで４段階で表示したものである。
【００２８】
【表３】

【００２９】
表４は、比較例Ｊを使用して、鋳型サイズ：内面が矩形で２辺が1500mmと210mm、鋳込速度1.3m/minで、［Ｃ］＝0.14％、［Si］＝0.02％、［Mn］＝0.5％、［Sol・Al］＝0.02％の炭素鋼を連続鋳造した際の品質である。
【００３０】
比較例Ｊは、鋳込中の鋳型内溶鋼の抜熱が大きく変動し、鋳片の割れ性欠陥が多く発生した。これはパウダーフィルム中における結晶析出が不安定なことに起因すると考えられる。なお、表４中の指数は、優から不可まで４段階で表示したものである。
【００３１】
【表４】

【００３２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係るパウダーとそれを使用した連続鋳造法によれば、鋳型内溶鋼の抜熱が安定し、鋳片を均一に凝固させ表面欠陥の無い優れた品質の鋳片を得ることが可能である。さらにカスピダイン以外のＦを含まない結晶が「主な結晶」となるので、Ｆ濃度を低下させることができ、環境破壊も軽減できる。特に、安定した高速連続鋳造を実現するのに有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋳型内におけるパウダーの状態を示した図である。
【符号の説明】
１鋳型
２溶鋼
３凝固シェル
４溶融スラグ
５生パウダー
６固相フィルム
７液相フィルム

Claims

一旦溶融した後、凝固したパウダーフィルム中に析出する結晶の内、１種類の「主な結晶」の析出量が他種結晶の析出量の２倍以上であり、前記「主な結晶」がチタナイト、 CaO ・ SiO ₂ 組成のいずれか１種であることを特徴とする連続鋳造用パウダー。
凝固温度が1100〜1280℃、1300℃における粘度が1.80Pa・S以下であることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造用パウダー。
請求項１または２に記載の連続鋳造用パウダーを使用して、鋳込速度1.5 〜8.0m/minで鋳造することを特徴とする連続鋳造法。