JP4525553B2 - 鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び鋳片の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延ミルにおいて、粗圧延後に再加熱し、その後、高圧水等によってスケールを除去する際のスケール剥離性に優れた鋳片を連続鋳造により製造する際に用いる連続鋳造用モールドフラックス、及びこのモールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片を熱間圧延して製造する方法に関するもので、特に、Ｓｉを０．５〜２．５質量％含有する高張力熱延鋼板の表面に残留する島状スケールの防止に好適なものである。
従来、熱延ミルの粗圧延後のスケール剥離性を高める方法として、以下のような技術が開示されている。
まず、スラブの高温加熱を行うと、ファイアライト（２ＦｅＯ・ＳｉＯ2）が溶融している状態でデスケーリングが行われることになるので、スケールの除去が容易になることが、特許文献１に開示されている。
特開平５−３１７９１３号公報
まず、スラブの高温加熱を行うと、ファイアライト（２ＦｅＯ・ＳｉＯ2）が溶融している状態でデスケーリングが行われることになるので、スケールの除去が容易になることが、特許文献１に開示されている。
また、スラブを粗圧延して粗バーとした後、粗バーの表面を加熱し、次いで粗バーの表面に高圧水を噴射して表面のスケールを除去する方法が特許文献２に開示されている。
特開２００１−３２３３２４号公報
これらの開示技術から分かるように、デスケーリング前に鋼材表面を加熱することが、スケール剥離性を高めるのに有効である。その理由は、スケール基底部のファイアライト層の融点（１２１０℃）以上に加熱することにより、地鉄側からのＦｅイオンの拡散を起こり易くしてスケールを厚く生成した状態でデスケーリングを行うためとされている。
あるいは、同様の原理を利用してスケール剥離性を高める方法として、鋼中にＢあるいはＭｏを添加し、ファイアライトの融点を低下させる方法が、特許文献３に開示されている。
特開２０００−３１９７３０号公報
しかしながら、特許文献１あるいは特許文献２に開示されている、スケール除去前に鋼材を加熱する方法は、加熱装置の能力上、十分な加熱が得られない場合がある。また、特許文献３に開示されている方法は、スケールの生成を阻害するファイアライト層の融点を低下させ、加熱温度が低い場合にもファイアライト層を溶融させてスケール生成を促進することを狙った方法と考えられるが、さらなるデスケール性の効果の改善が要望されている。
本発明が解決しようとする問題点は、特許文献１や特許文献２に開示された方法は、十分な加熱が得られない場合はスケールの除去が十分でなく、また、特許文献３に開示された方法でも、スケールの除去効果が十分とは言えないという点である。
本発明は、粗圧延後のスケール剥離性を高める方法として、特許文献２に開示されている、粗圧延後に鋼板を加熱してスケールを厚く生成させた後、高圧水スプレーによってスケールを除去する方法において、スケール剥離性を高めるという課題に対し、連続鋳造用モールドフラックスを活用する簡便かつ効果的な方法、およびモールドフラックスを提供するものである。
ここで、粗圧延後に誘導ヒータ等により鋼板を加熱した際にスケールを厚く生成させるには、スケールと地鉄界面間に形成されるファイアライト層の融点以上の温度にまで加熱し、ファイアライト層が有する物質移動阻害作用を軽減することが重要なポイントである。すなわち、このプロセスにおけるスケール剥離性を向上させるには、ファイアライトの融点を低下させることが効果的である。
発明者らは、鋳片表面のスケール生成に及ぼすモールドフラックスの影響について、調査、研究を重ねた結果、以下の事実を見出すに到った。
(1) 溶融したモールドフラックスと溶鋼との界面張力が低く、溶鋼に溶融フラックスが濡れやすい場合には、鋳片表面に多くのモールドフラックスが付着し、スケール中のモールドフラックス由来成分の含有率が増えること。
(1) 溶融したモールドフラックスと溶鋼との界面張力が低く、溶鋼に溶融フラックスが濡れやすい場合には、鋳片表面に多くのモールドフラックスが付着し、スケール中のモールドフラックス由来成分の含有率が増えること。
(2) モールドフラックス組成はスケールと地鉄界面近くのファイアライト層中に選択的に濃化し、ファイアライトの融点を下げる作用を有すること。
(3) モールドフラックス中にＰ2Ｏ5あるいはＢ2Ｏ3を添加すると、ファイアライト層中にこれら酸化物が濃化し、その融点を降下させる作用が強くなること。これらは単体で添加しても効果的であるが、組み合わせて添加すると相乗的に効果を発揮すること。
(3) モールドフラックス中にＰ2Ｏ5あるいはＢ2Ｏ3を添加すると、ファイアライト層中にこれら酸化物が濃化し、その融点を降下させる作用が強くなること。これらは単体で添加しても効果的であるが、組み合わせて添加すると相乗的に効果を発揮すること。
これら見出した事実から、以下の本発明が成された。
ここで、モールドフラックスは、通常、化学組成として、ＣａＯおよびＳｉＯ2を主成分とし、それにＡｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏ等のアルカリ金属酸化物や、フッ素（Ｆ）等を含有して適正な凝固温度に調整したものに、滓化速度調整剤としてカーボンが１〜５質量％程度添加されている。
ここで、モールドフラックスは、通常、化学組成として、ＣａＯおよびＳｉＯ2を主成分とし、それにＡｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏ等のアルカリ金属酸化物や、フッ素（Ｆ）等を含有して適正な凝固温度に調整したものに、滓化速度調整剤としてカーボンが１〜５質量％程度添加されている。
すなわち、本発明の鋼の連続鋳造用モールドフラックスは、
粗圧延後に鋼板を加熱してスケールを厚く生成させた後、高圧水スプレーによってスケールを除去するに際し、連続鋳造用モールドフラックスを活用してスケール剥離性を高めるために、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5を０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3を１．０〜８．０質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であることを最も主要な特徴としている（第１の本発明モールドフラックス）。
粗圧延後に鋼板を加熱してスケールを厚く生成させた後、高圧水スプレーによってスケールを除去するに際し、連続鋳造用モールドフラックスを活用してスケール剥離性を高めるために、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5を０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3を１．０〜８．０質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であることを最も主要な特徴としている（第１の本発明モールドフラックス）。
前記第１の本発明モールドフラックスに代えて、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ 2 含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ 2 ）が０．３〜１．０であり、Ｐ 2 ０ 5 が０．５〜４．０質量％、Ｂ 2 Ｏ 3 が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有し、
さらに、ＴｉＯ2を５〜３５質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であることとした場合には、さらに濡れ性が良くなって、スケール剥離性が高められる（第２の本発明モールドフラックス）。
ＣａＯ含有率をＳｉＯ 2 含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ 2 ）が０．３〜１．０であり、Ｐ 2 ０ 5 が０．５〜４．０質量％、Ｂ 2 Ｏ 3 が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有し、
さらに、ＴｉＯ2を５〜３５質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であることとした場合には、さらに濡れ性が良くなって、スケール剥離性が高められる（第２の本発明モールドフラックス）。
また、第２の本発明モールドフラックスにおいて、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を０．５〜１．０、ＴｉＯ2含有率を１０〜３５質量％となし、
溶融したモールドフラックスが鋳型内で凝固する際に、主たる結晶としてタイタナイトが析出するようにした場合には、タイタナイトの析出により、潤滑性を確保しつつ、鋳片を緩冷却するようになるので、さらにスケール剥離性が高められる（第３の本発明モールドフラックス）。
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を０．５〜１．０、ＴｉＯ2含有率を１０〜３５質量％となし、
溶融したモールドフラックスが鋳型内で凝固する際に、主たる結晶としてタイタナイトが析出するようにした場合には、タイタナイトの析出により、潤滑性を確保しつつ、鋳片を緩冷却するようになるので、さらにスケール剥離性が高められる（第３の本発明モールドフラックス）。
前記第１の本発明モールドフラックスにおいて、Ｂ 2 Ｏ 3 を１．５〜４．５質量％とした場合、或いは前記第２又は第３の本発明モールドフラックスにおいて、含有させる場合のＢ2Ｏ3を１．５〜４．５質量％とした場合には、より好ましい結果が得られるようになる。
前記何れかの本発明モールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片には、ファイアライトの融点が低下したスケールが付着しているが、溶削あるいは研削によって表層部を除去してしまうと、モールドフラックスの効果が消滅してしまう。ゆえに、熱延工程において、粗圧延後再加熱し、その後に高圧水等によってスケールを除去するまでは、表層部を除去してはならない。
本発明の鋳片の製造方法は、前記の考察に基づいてなされたものであり、
前記何れかの本発明モールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片を熱間圧延して製造する方法であって、
該鋳片を素材として熱間圧延する際の粗圧延後に該鋳片を再加熱した後、高圧水によって該鋳片の表面スケールを除去して熱間圧延を継続するに際して、
連続鋳造後の熱間圧延を開始するまでの間に、該鋳片の表層部を溶削または研削する手入れを行わないことを最も主要な特徴としたものである。
前記何れかの本発明モールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片を熱間圧延して製造する方法であって、
該鋳片を素材として熱間圧延する際の粗圧延後に該鋳片を再加熱した後、高圧水によって該鋳片の表面スケールを除去して熱間圧延を継続するに際して、
連続鋳造後の熱間圧延を開始するまでの間に、該鋳片の表層部を溶削または研削する手入れを行わないことを最も主要な特徴としたものである。
本発明によれば、スケールと地鉄界面間のファイアライト層の融点（１２１０℃）を１５℃あるいは３５℃以上降下できるので、熱延粗圧延後にファイアライトの融点以上に加熱してスケール成長を促すことが容易になり、直後の高圧水等によるスケール除去を促進できる。そして、その結果、島状スケールの少ない熱延鋼板を得ることができるようになる。
以下、本発明を実施するための形態と共に最良の形態について、詳細に説明する。
第１の本発明モールドフラックスは、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5を０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3を１．０〜８．０質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であるものである。
また、第２の本発明モールドフラックスは、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5が０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有し、
さらに、ＴｉＯ2を５〜３５質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であるものである。
第１の本発明モールドフラックスは、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5を０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3を１．０〜８．０質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であるものである。
また、第２の本発明モールドフラックスは、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5が０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有し、
さらに、ＴｉＯ2を５〜３５質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であるものである。
第１又は第２の本発明モールドフラックスにおいて、ＣａＯ／ＳｉＯ2を０．３〜１．０の範囲に規定しているのは、ＣａＯ／ＳｉＯ2が１．０よりも大きいとモールドフラックスの溶鋼との濡れ性が悪くなり、ファイアライト中へのフラックス組成の濃化が不十分となって融点を下げる作用が小さくなるからである。
また、ＣａＯ／ＳｉＯ2が０．３よりも小さい場合には、凝固温度が低下しすぎて後述の適正範囲に収めることが困難となるからである。ＣａＯ／ＳｉＯ2のより好ましい範囲は、０．６５〜０．９５である。
Ｐ2 Ｏ 5を０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3を１．０〜８．０質量％含有する、或いはＰ2 Ｏ 5が０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有するのは、これらの含有量がそれぞれの規定範囲よりも少ない場合には、ファイアライトの融点を下げる作用が不十分となるからである。また、これらの含有量がそれぞれの規定範囲よりも多い場合には、モールドフラックスが物性に与える影響が顕著となり、モールドフラックスの物性調整が困難となるからである。これらは合わせて添加するとファイアライトの融点低下に効果的であることは言うまでもないが、どちらか一方の添加であっても十分な効果を発揮する。
モールドフラックスの凝固温度を１０５０〜１２８０℃とするのは、凝固温度が１０５０℃よりも低いと、鋳型と凝固シェルの間隙に流入した溶融モールドフラックスが形成するフラックスフィルムの熱伝達係数が過度に増大し、凝固シェルが鋳型内で強冷却される結果、鋳片表面の割れが発生しやすくなるからである。また、逆に、凝固温度が１２８０℃よりも高いと、フラックスフィルム中における液相の割合が低下して潤滑性が低下するので、好ましくないからである。
凝固温度は、前記範囲内で、鋳造する鋼の凝固収縮の大きさに応じて調整することが好ましい。凝固収縮の大きな普通鋼、例えばカーボン濃度が０．１質量％程度の亜包晶鋼を鋳造する場合には、１１８０〜１２８０℃程度の高めに設定する。また逆に、凝固収縮が小さい普通鋼、例えばカーボン濃度が０．０５質量％程度の低炭素鋼を鋳造する場合には、１０５０〜１１５０℃程度の低めに設定するなどである。
前記第２の本発明モールドフラックスでは、さらに濡れ性が良くなって、スケール剥離性が高められる。
第２の本発明モールドフラックスに、ＴｉＯ2を５質量％以上添加するのは、そうすることによって、溶鋼との濡れ性が良くなり、ファイアライト中へのモールドフラックス組成の濃化が促進されファイアライトの融点が低下するからである。ＴｉＯ2のさらに好ましい添加量は１０質量％以上である。
ＴｉＯ2添加量の上限が３５質量％であるのは、この値を超えてＴｉＯ2を添加すると、溶融モールドフラックスの凝固時に高融点のペロブスカイト（ＣａＯ・ＴｉＯ2、融点：１９８０℃）が析出し、モールドフラックスの潤滑性能が阻害されるからである。あるいは、溶鋼との濡れ性が向上しすぎて溶鋼中に巻き込まれ、欠陥となるフラックスが増えてしまうからである。ＴｉＯ2添加量のより好ましい上限値は３０質量％である。
また、第２の本発明モールドフラックスにおいて、ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を０．５〜１．０、ＴｉＯ2含有率を１０〜３５質量％となし、溶融したモールドフラックスが鋳型内で凝固する際に、主たる結晶としてタイタナイトが析出するようにしたものが第３の本発明モールドフラックスである。この第３の本発明モールドフラックスでは、タイタナイトの析出により、潤滑性を確保しつつ、鋳片を緩冷却するようになるので、さらにスケール剥離性が高められる。
第３の本発明モールドフラックスにおいて、ＣａＯ／ＳｉＯ2を０．５以上とするのは、０．５未満ではタイタナイト（Titanite：ＣａＯ・ＳｉＯ2・ＴｉＯ2）の析出が安定しないからである。ＣａＯ／ＳｉＯ2の上限値を１．０とする理由は、前記第１の本発明モールドフラックスの場合と同じである。またさらに、ＣａＯ／ＳｉＯ2が１．０を超えると、高融点のペロブスカイトが析出してモールドフラックスの潤滑性能が阻害され、同時にタイタナイトの析出が阻害されるからでもある。この第３の本発明モールドフラックスにおけるＣａＯ／ＳｉＯ2のより好ましい範囲は、０．６５〜０．９５である。
また、ＴｉＯ2を１０質量％以上含有するのは、タイタナイトの析出を安定させるとともに、第１の本発明モールドフラックスに、ＴｉＯ2を含有させた場合と同じく、モールドフラックスの溶鋼との濡れ性を良くすることを目的としている。そして、その上限値が３５質量％なのは、その値を超えると、高融点のペロブスカイトが析出してモールドフラックスの潤滑性能が阻害され、同時にタイタナイトの析出が阻害されるからである。あるいは、溶鋼との濡れ性が向上しすぎて溶鋼中に巻き込まれ、欠陥となるフラックスが増えてしまうからである。ＴｉＯ2のより好ましい添加量は１５〜３０質量％である。
Ｐ2 Ｏ 5が０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有する理由は、前記第２の本発明モールドフラックスの場合と同じである。これらは合わせて添加するとファイアライトの融点低下に効果的であることは言うまでもないが、第３の本発明モールドフラックスでは、ＴｉＯ2を多く添加していることによって、ファイアライト層へのモールドフラックス組成の濃化が促進されるので、どちらか一方の添加であっても十分な効果を発揮する。
また、第３の本発明モールドフラックスにおいて、凝固時の主たる結晶として、タイタナイトを析出させるのは、他の結晶を主に析出させようとすると、タイタナイトと競合析出する傾向が強く、フラックスフィルムの結晶化を安定に保つことが難しくなるからである。
フラックスフィルムの結晶化が不安定であると、フィルムの熱伝達係数ひいては鋳型内冷却が不安定となり、鋳片の割れの原因となる。すなわち、ＣａＯ／ＳｉＯ2が低く、かつＴｉＯ2を多く含有させることによって、溶鋼との濡れ性が良く、ファイアライトの融点を効果的に低下させうるモールドフラックスにおいて、フィルムの結晶化を安定させるには、タイタナイトを主な結晶として析出させるのが好ましいのである。
鋼の連続鋳造用モールドフラックスにおいて、フィルム中に析出する結晶は、高温の鋳型内で析出するには結晶の融点が１２５０℃以上であることが求められ、フィルムの潤滑性を確保するには結晶の融点が１５００℃以下であることが求められる。このような観点からも、主な結晶として析出させるタイタナイトの融点は１３８０℃と適当な値である。
ここで、凝固時の主な結晶とは、フラックスフィルム中、あるいは一旦溶融させた後に凝固させたフラックス中の結晶を、Ｘ線回折試験によって同定したとき、その回折強度（第１ピーク）が最も高い結晶を言う。主な結晶が安定して析出するには、回折強度（第１ピーク）が２番目に高い結晶に対して、概ね１．５倍あるいは２倍以上の回折強度であることが望ましい。
凝固温度を１０５０〜１２８０℃とする理由は、前記第１の本発明モールドフラックスの場合と同じである。
前記何れかの本発明モールドフラックスにおいて、Ｂ2Ｏ3を１．５〜４．５質量％の、より好ましい範囲含有させたのが、第４の本発明モールドフラックスである。
前記何れかの本発明モールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片を処理する場合に、
該鋳片を素材として熱間圧延する際の粗圧延後に該鋳片を再加熱した後、高圧水によって該鋳片の表面のスケールを除去して熱間圧延を継続するに際して、
連続鋳造後の熱間圧延を開始するまでの間に、該鋳片の表層部を溶削または研削する手入れを行わないこととしたのが、本発明の鋳片の製造方法である。
該鋳片を素材として熱間圧延する際の粗圧延後に該鋳片を再加熱した後、高圧水によって該鋳片の表面のスケールを除去して熱間圧延を継続するに際して、
連続鋳造後の熱間圧延を開始するまでの間に、該鋳片の表層部を溶削または研削する手入れを行わないこととしたのが、本発明の鋳片の製造方法である。
すなわち、本発明の鋳片の製造方法では、前記何れかの本発明モールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片には、ファイアライトの融点が低下したスケールが付着しているので、熱延工程において、粗圧延後再加熱し、その後に高圧水等によってスケールを除去するまでは、溶削あるいは研削によって表層部を除去して、モールドフラックスの効果が消滅しないようにするのである。
以下、本発明の効果を確認するために行った実施結果について説明する。
本発明の実施例および比較例を下記表１〜表３に示す。表１及び表２におけるＡ〜Ｈは本発明の実施例、表３におけるＩ〜Ｍは比較例である。
本発明の実施例および比較例を下記表１〜表３に示す。表１及び表２におけるＡ〜Ｈは本発明の実施例、表３におけるＩ〜Ｍは比較例である。
表１〜表３におけるファイアライト融点降下度とは、連続鋳造した鋳片を直ちに加熱し熱延粗圧した鋼板のファイアライト融点と、連続鋳造した鋳片の表面１０mmを研削した後に加熱し、熱延粗圧した鋼板のファイアライト融点との差を表す指数である。当然のことながら、表面を研削した鋳片を熱延粗圧した鋼板よりも、モールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片を直ちに熱延粗圧した鋼板のほうが、ファイアライト融点が低下する。
ファイアライトの融点は、温度を変えながら大気雰囲気で鋼板を加熱した際に、加熱温度がファイアライトの融点以上になるとスケール生成量が急激に増大する現象を利用して測定した。融点の測定においては、５℃刻みに温度を変更しながら、一定時間加熱した後のスケールロス（いわゆる焼き減り）を測定し、スケール生成量が急激な増加を始める温度を、その鋼板のファイアライトの融点と定義した。
ファイアライト融点降下度がＡとは、上に定義したモールドフラックスによるファイアライト融点の低下が３５℃以上、ファイアライト融点降下度がＢとは、上に定義したモールドフラックスによるファイアライト融点の低下が１５℃以上、３５℃未満、ファイアライト融点降下度がＣとは、上に定義したモールドフラックスによるファイアライト融点の低下が１５℃未満の場合を指す。
ファイアライト融点降下度は、Ａであれば熱延鋼板の島状スケールが効果的に防止され、Ｂであっても島状スケールの抑制に効果が認められるが、Ｃの場合には実質的な島状スケールの抑制効果はない。
鋳造した鋼の組成は、下記表４に示す通りである。鋳造は、２５０mm厚×９５０〜１２５０mm幅の鋳型を有する湾曲型連続鋳造機を用いて、鋳造速度が０．９〜１．２m／min、タンディッシュ内溶鋼過熱度が２０〜４０℃、鋳片冷却水量が１．０〜１．３リットル／Kg・Steelの条件で行った。
実施例Ａ及びＢは、請求項１〜５を満たすモールドフラックスである。これらのモールドフラックスは、ファイアライトの融点を３５℃以上下げる効果（ファイアライト融点降下度がＡ）があるので、同時に請求項６を満たすように表面を無手入れのまま熱間圧延に供することによって、島状スケール発生面積が縮減して歩留まりが向上する、あるいは鋼の材質やスケール除去前のヒータ加熱条件によっては島状スケールの全くない熱延高張力鋼板を得ることができた。
この実施例Ａ及びＢのように、請求項１〜５全てを満たし、かつ、Ｂ2Ｏ3とＰ2Ｏ5を共に添加したモールドフラックスは、それぞれの請求項に記載された発明の相乗効果によって高い島状スケール防止効果を発揮するのと同時に、凝固温度が適正な範囲であるので、潤滑性に明確な問題は無かった。さらに、鋳型と凝固シェルの間隙に流れ込んだ溶融フラックスが形成するフィルム中にタイタナイトが安定して析出するので、鋳型内冷却が安定し、鋳片表面の割れを防止する優れた作用を有した。
また、実施例Ａ及びＢは、凝固温度が高く、フィルムの結晶化が安定するので、鋳型内緩冷却作用が強く、凝固収縮の大きい、カーボン濃度が０．０８〜０．１２質量％程度の亜包晶鋼の鋳造に特に適している。
実施例Ｃは、本発明の請求項１、２及び４、５を満たす実施例である。実施例Ｃは、ファイアライト融点降下度がＡという島状スケール防止効果を発揮した。ただし、実施例Ｃは実施例Ａ及びＢに比べてＴｉＯ2の含有量が少ないので、ファイアライト層中へのフラックス組成の濃化がやや少なく、同じファイアライト融点降下度がＡであってもファイアライトの融点降下作用においてやや劣った。
また、実施例Ｃは、凝固温度が適正な範囲であるので、鋳片表面の割れや、潤滑性における明確な問題は生じなかった。ただし、鋳型と凝固シェルの間隙に流れ込んだ溶融フラックスが形成するフィルム中へのＣａＯ・ＳｉＯ2結晶の析出をＴｉＯ2が阻害する傾向があり、フィルムの結晶化が実施例Ａ及びＢに比べるとやや不安定であった。
さらに、実施例Ｃは、実施例Ａ及びＢに比べると凝固温度が低いので、凝固収縮が大きくない、カーボン濃度が０．０５〜０．０７質量％程度の低炭素鋼の鋳造に適している。
実施例Ｄ及びＥは、本発明の請求項１及び４を満たす実施例である。実施例Ｄ及びＥは、ファイアライト融点降下度がＢという島状スケール抑制効果を発揮した。実施例Ｄ及びＥのファイアライト融点降下度が実施例Ａ〜Ｃに比べて劣るのは、ＴｉＯ2を含有しないのでファイアライト層中へのフラックス組成の濃化が少ないことに起因していると考えられた。
また、実施例Ｄ及びＥは、凝固温度が適正な範囲であるので、鋳片表面の割れや、潤滑性における明確な問題は生じなかった。特に実施例Ｄでは、鋳型と凝固シェルの間隙に流れ込んだ溶融フラックスが形成するフィルム中にはアケルマナイト（Akermanite）が安定して析出し、鋳型内の冷却は安定していた。また、実施例Ｅでは、鋳型内の冷却が実施例Ｄに比べるとやや不安定であった。これは、多く含まれたＮａ2Ｏがアケルマナイトの析出を阻害したことに起因すると考えられた。
実施例ＤおよびＥは、凝固温度が高いので鋳型内緩冷却作用が強い。中でも実施例Ｄはフィルムの結晶化も安定しているので、凝固収縮の大きい、カーボン濃度が０．０８〜０．１２質量％程度の亜包晶鋼の鋳造に特に適している。
なお、実施例Ｄでは、アケルマナイトが析出しているが、析出もしくは晶出する結晶は、モールドフラックスの化学組成によって異なる。例えばＭｇＯ濃度が高ければアケルマナイト、フッ素濃度が高く塩基度が１．０に近ければカスピダイン（Cuspidine）、塩基度が０．８程度まででＴｉＯ2濃度が１５質量％以上程度になるとタイタナイトが析出する。これは、状態図上のどの点に組成が来るかによって概ね決まるためである。
結晶の融点が鋼の液相線温度や固相線温度よりも高くなると、潤滑性に難が生じるが、前記３種類の結晶の融点は１３８０℃から１４５４℃の間であるため、潤滑性の点は普通鋼なら概ね問題はない。
また、結晶は鋳型内の冷却を緩冷却化する働きがある。これは鋳型と鋳片間のパウダーフィルム中に結晶が出ると、熱伝達の妨げになるからである。この伝熱抵抗作用は不透明な結晶による輻射伝熱の遮蔽作用や、凹凸状の結晶表面が鋳型への接触面積を減少させるというエアギャップ作用による。
実施例Ｆは、本発明の請求項１及び４を満たす実施例である。実施例Ｆは、ファイアライト融点降下度がＢという島状スケール抑制効果を発揮した。実施例Ｆのファイアライト融点降下度が実施例Ａ〜Ｃに比べて劣るのは、ＴｉＯ2を含有しないのでファイアライト層中へのフラックス組成の濃化が少ないことに起因していると考えられた。
実施例Ｆのファイアライト融点降下作用は、実施例Ｄ及びＥに比べると、同じ評価Ｂの中でも強かった。これは、塩基度が０．６２と低いことに起因してファイアライト層中へのフラックス組成の濃化が促進された結果と考えられた。
実施例Ｆは、凝固温度が適正な範囲であるので、鋳片表面の割れや、潤滑性における明確な問題は生じなかった。実施例Ｆでは、鋳型・凝固シェル間隙に流れ込んだ溶融フラックスが形成するフィルムは非常にガラス質であり、主たる結晶相を特定することはできなかった。
実施例Ｆは、凝固温度が比較的低いことにも起因して、フィルム中への結晶の析出量は少なく、鋳型内の緩冷却作用は強くはないので、凝固収縮が大きくない、カーボン濃度が０．０５〜０．０７質量％程度の低炭素鋼の鋳造に特に適している。
実施例Ｇ及びＨは、請求項２〜３を満たし、かつ、Ｐ2Ｏ5またはＢ2Ｏ3の一方を含有しない実施例である。実施例Ｇ及びＨは、Ｐ2Ｏ5もしくはＢ2Ｏ3の一方を含有しないことから、実施例Ａ或いはＢに比べるとファイアライトの融点降下作用が若干小さく、ファイアライト融点降下作用はＢであった。
実施例Ｇは、凝固温度が高いので鋳型内緩冷却作用が強い。また、安定してタイタナイトを析出するので、凝固収縮の大きい、カーボン濃度が０．０８〜０．１２質量％程度の亜包晶鋼の鋳造に特に適している。また、実施例Ｈの凝固温度は、凝固収縮がやや大きい、カーボン濃度が０．１５〜０．１８質量％程度の亜包晶鋼の鋳造に適している。
一方、比較例Ｉ〜Ｍは、本発明の請求項を満たさないので、ファイアライト融点降下度がＣと、島状スケール抑制効果が小さい例である。
中でも、比較例Ｉは塩基度が高いので、ファイアライト層中へのフラックス組成の濃化が特に少なく、ファイアライト融点の降下作用が最も小さかった。一方、比較例Ｌは、低塩基度であることに加え、ＴｉＯ2濃度が高いので、ファイアライト層中へのフラックス組成の濃化が促進され、比較例の中ではファイアライト融点降下作用が強かった。
これら比較例においても、若干のファイアライト融点降下作用はあるので、連続鋳造後に表面を溶削あるいは研削した鋳片を用いて熱延板を製造した場合に比べると、島状スケールの面積はやや低下した。しかしながら、その効果は小さいものであった。
なお、本発明の実施例において添加されたＢ2Ｏ3やＰ2Ｏ5の原料には、それぞれ硼砂およびリン酸カルシウム（Ｃａ3（ＰＯ4）2）を用いた。
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囲内で、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。
本発明は、Ｓｉ含有量が０．５〜２．５質量％を外れる高張力熱延鋼板を製造する場合にも適用できる。
Claims (6)
- ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5を０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3を１．０〜８．０質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドフラックス。 - ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．３〜１．０であり、Ｐ2 Ｏ 5が０．５〜４．０質量％、Ｂ2Ｏ3が１．０〜８．０質量％のうちの１種または２種を含有し、
さらに、ＴｉＯ2を５〜３５質量％含有し、
かつ、凝固温度が１０５０〜１２８０℃であることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドフラックス。 - 請求項２に記載の鋼の連続鋳造用モールドフラックスにおいて、
ＣａＯ含有率をＳｉＯ2含有率で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を０．５〜１．０、ＴｉＯ2含有率を１０〜３５質量％となし、
溶融したモールドフラックスが鋳型内で凝固する際に、主たる結晶としてタイタナイトが析出するようにしたことを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドフラックス。 - Ｂ 2Ｏ3の含有量が１．５〜４．５質量％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用モールドフラックス。
- Ｂ 2 Ｏ 3 を含有させる場合、Ｂ 2 Ｏ 3 の含有量が１．５〜４．５質量％であることを特徴とする請求項２又は３に記載の鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
- 請求項１〜５のいずれかに記載のモールドフラックスを用いて連続鋳造した鋳片の処理方法であって、
該鋳片を素材として熱間圧延する際の粗圧延後に該鋳片を再加熱した後、高圧水によって該鋳片の表面スケールを除去して熱間圧延を継続するに際して、
連続鋳造後の熱間圧延を開始するまでの間に、該鋳片の表層部を溶削または研削する手入れを行わないことを特徴とする鋳片の製造方法。
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