JP4527693B2 - Continuous casting method of high Al steel slab - Google Patents

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本発明は、溶存Al量が0.1質量%以上である溶鋼から連続鋳造法によって高Al鋼を製造する方法に関するものであり、特に表面品質が良好な鋳片を製造するための連続鋳造方法に関するものである。   The present invention relates to a method for producing high Al steel from molten steel having a dissolved Al content of 0.1% by mass or more by a continuous casting method, and in particular, a continuous casting method for producing a slab having good surface quality. It is about.

鋼の連続鋳造では、良好な表面品質の鋳片を製造するために、モールドパウダーが鋳型内の溶鋼表面上に添加される。これは、溶鋼からの熱で滓化溶融し、溶融スラグ層を形成し、順次鋳型と凝固シェルとの隙間に流入して、消費される。モールドパウダーは、主にCaOとSiO2とからなり、さらに溶融スラグの粘度や凝固温度を調整するためにAl23、MgO、Na2O、FやLi2Oなど、またスラグの溶融速度を調整するためにCなどが加えられている。このモールドパウダーの主な作用としては、(ア)鋳型および凝固シェル間の潤滑性を確保すること、および(イ)凝固シェルから鋳型への抜熱速度を抑えて緩冷却させることなどが挙げられる。 In continuous casting of steel, mold powder is added onto the molten steel surface in the mold to produce a slab of good surface quality. This melts and melts with the heat from the molten steel, forms a molten slag layer, and then flows into the gap between the mold and the solidified shell and is consumed. The mold powder is mainly composed of CaO and SiO 2, and Al 2 O 3 , MgO, Na 2 O, F, Li 2 O, etc. to adjust the viscosity and solidification temperature of the molten slag, and the slag melting rate C or the like is added to adjust the value. The main effects of this mold powder include (a) ensuring lubricity between the mold and the solidified shell, and (b) slow cooling by suppressing the rate of heat removal from the solidified shell to the mold. .

まず上記(ア)で挙げた鋳型および凝固シェル間の潤滑性を確保するためには、鋳型および凝固シェルの隙間にモールドパウダーから得られる溶融スラグが適正量流入するように、その粘度および凝固温度を適正に設定することが重要である。一般的に高速鋳造となるほど、溶融スラグの流入量を確保するため、低粘度のものが使用される。   First, in order to ensure lubricity between the mold and the solidified shell mentioned in (a) above, the viscosity and solidification temperature so that an appropriate amount of molten slag obtained from mold powder flows into the gap between the mold and the solidified shell. It is important to set properly. In general, the higher the casting speed, the lower the viscosity of the molten slag in order to ensure the inflow.

また上記(イ)の緩冷却は、得られる鋳片の表面品質に直結するため重要である。亜包晶鋼のように鋳片表面割れの発生しやすい鋼種では、特に緩冷却が必要とされる。緩冷却のためには、モールドパウダーから得られるスラグフィルム中、特にその鋳型側表面に結晶を晶出させることが有効である。スラグフィルムの鋳型側表面に結晶が晶出すると、フィルムと鋳型との間に凹凸が形成され、この凹凸に含まれる空気層が断熱層として作用するからである。このための結晶として、カスピダイン(3CaO・2SiO2・CaF2)が、一般的に利用されている。 In addition, the slow cooling (b) is important because it directly affects the surface quality of the resulting slab. In the case of a steel type such as hypoperitectic steel, where slab surface cracks are likely to occur, particularly slow cooling is required. For slow cooling, it is effective to crystallize the slag film obtained from the mold powder, particularly on the mold side surface. This is because when crystals crystallize on the mold side surface of the slag film, irregularities are formed between the film and the mold, and the air layer contained in the irregularities acts as a heat insulating layer. As a crystal for this purpose, caspidine (3CaO.2SiO 2 .CaF 2 ) is generally used.

しかし溶存Al量が0.1%以上であるような高アルミニウム鋼の連続鋳造では、(ア)の潤滑性の確保、および(イ)の緩冷却が困難となる。なぜなら高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記式(6):
4Al+3SiO2 → 2Al23+3Si … (6)
で表される化学反応により、SiO2が消費されるからである。そのため溶融スラグ中において塩基度[CaO]/[SiO2]が上昇し、その結果、凝固温度が著しく上昇する。そして鋳型壁面にスラグベアが形成され、溶融スラグの流入が阻害される。そのため潤滑性が損なわれて、凝固シェルと鋳型とが焼き付き、ブレークアウトが発生してしまう。なおスラグベアは、一般に、溶融スラグが冷却され凝固して形成された部分と、溶融スラグないしモールドパウダーが焼結した層が団子状に固まって形成された部分とから構成される。
However, in continuous casting of high aluminum steel having a dissolved Al content of 0.1% or more, it becomes difficult to ensure the lubricity of (a) and to slowly cool (a). Because in the continuous casting of high aluminum steel, the following formula (6):
4Al + 3SiO 2 → 2Al 2 O 3 + 3Si (6)
This is because SiO 2 is consumed by the chemical reaction represented by Therefore, the basicity [CaO] / [SiO 2 ] is increased in the molten slag, and as a result, the solidification temperature is significantly increased. And a slag bear is formed in a mold wall surface, and inflow of molten slag is inhibited. Therefore, lubricity is impaired, the solidified shell and the mold are seized, and breakout occurs. The slag bear is generally composed of a part formed by cooling and solidifying molten slag and a part formed by melting a layer obtained by sintering molten slag or mold powder.

上記式(6)の化学反応により引き起こされる溶融スラグの組成変動は、鋳片の表面品質を悪化させ得る。そこで特許文献1は、連続鋳造用フラックス中において、あらかじめSiO2量を極力低下させ、Al23を適量に調整することより、上記式(6)の反応を抑制して、組成変動を防ぐことを提案している(特許請求の範囲、段落[0009])。しかしSiO2量が少ないと、カスピダインを生成させることが難しく、緩冷却の達成が困難となる。 Variation in the composition of the molten slag caused by the chemical reaction of the above formula (6) can deteriorate the surface quality of the slab. Therefore, in Patent Document 1, in the flux for continuous casting, the amount of SiO 2 is reduced as much as possible, and Al 2 O 3 is adjusted to an appropriate amount, thereby suppressing the reaction of the above formula (6) and preventing composition variation. (Claims, paragraph [0009]). However, when the amount of SiO 2 is small, it is difficult to produce cuspidyne and it is difficult to achieve slow cooling.

また高アルミニウム鋼の連続鋳造では溶融スラグの組成が変動するため、カスピダインを安定して生成させることが困難である。高アルミニウム鋼の連続鋳造においてカスピダインの結晶を晶出させるために、特許文献2は、CaO、SiO2 、Li2O、F、Na2O、K2OおよびAl23含有率が所定の式を満たすような特定の組成を有するモールドパウダーを提案している(特許請求の範囲、段落[0011]および[0017])。 Further, in the continuous casting of high aluminum steel, the composition of the molten slag varies, so that it is difficult to stably generate cuspidyne. In order to crystallize caspidyne crystals in continuous casting of high aluminum steel, Patent Document 2 discloses that CaO, SiO 2 , Li 2 O, F, Na 2 O, K 2 O, and Al 2 O 3 contents are predetermined. A mold powder having a specific composition that satisfies the formula is proposed (claims, paragraphs [0011] and [0017]).

他方、特許文献3は、カスピダインとは異なる複合結晶を生じさせて緩冷却を達成するために、周期律表IA族に属する元素の酸化物を2種類以上含有するモールドパウダーを開示している(特許請求の範囲および段落[0013])。なお特許文献3の発明では、想定する複合結晶として、LiCa2FSiO4やNaCa2FSiO4などを開示しているが、実施例で用いられている周期律表IA族に属する元素の酸化物の中では、Na2O量が最も多いことから、メインの複合結晶としてNaCa2FSiO4を想定していると考えられる(段落[0020]および[0030])。また特許文献3の発明は、モールドパウダーの軟化温度を低減させることが目的であるため、周期律表IA族に属する元素の酸化物を2種類以上含有させることを特徴としている(段落[0024])。 On the other hand, Patent Document 3 discloses a mold powder containing two or more kinds of oxides of elements belonging to Group IA of the Periodic Table in order to produce a complex crystal different from caspidyne to achieve slow cooling ( Claims and paragraph [0013]). In the invention of Patent Document 3, LiCa 2 FSiO 4 and NaCa 2 FSiO 4 are disclosed as assumed composite crystals, but oxides of elements belonging to Group IA of the periodic table used in the examples are disclosed. Among them, since the amount of Na 2 O is the largest, it is considered that NaCa 2 FSiO 4 is assumed as the main composite crystal (paragraphs [0020] and [0030]). The invention of Patent Document 3 is characterized by containing two or more oxides of elements belonging to Group IA of the periodic table because the purpose is to reduce the softening temperature of the mold powder (paragraph [0024] ).

しかし高Al鋼でも、特に包晶反応またはδ/γ変態量が多いような組成域の鋼では、上記のようなモールドパウダーを用いても、得られる鋳片の表面に変態収縮に伴うディプレッション(凹み)や割れが発生しやすいという問題がある。こうした鋼種は亜包晶鋼と呼ばれており、一般的にはFe−CまたはFe−Fe23二元系平衡状態図に基づき、C含有量[C]によってその化学成分組成範囲が決定される。その範囲は概ねC:0.09〜0.18%であるとされている。 However, even in a high Al steel, particularly in a steel having a composition range in which the peritectic reaction or the amount of δ / γ transformation is large, even if the mold powder as described above is used, the depletion accompanying transformation shrinkage on the surface of the resulting slab ( There is a problem that dents and cracks are likely to occur. Such a steel type is called hypoperitectic steel, and its chemical composition range is generally determined by the C content [C] based on the Fe—C or Fe—Fe 2 C 3 binary equilibrium diagram. Is done. The range is approximately C: 0.09 to 0.18%.

ところが、合金鋼の場合には、添加元素の影響により状態図そのものが変化し、δ相の最大固溶C濃度、包晶点ともに移動するので、C含有量のみで亜包晶鋼の組成範囲を一律に規定できないという事情がある。こうしたことから、高Al鋼でも特に包晶反応またはδ/γ変態量が多いような組成については、Si、Mn、Al、Ni、CrおよびMo等の合金元素の影響を考慮し、平衡熱力学計算に基づいて下記式(1)〜(3)のように規定することが知られている(非特許文献1)。なお、これらの式の対象となる亜包晶鋼は、Si、Mn、Al、Ni、CrおよびMoの基本成分の含有量は、それぞれ4.0%以下(0%を含まない)であることを想定したものであり、Alの含有量は0.1〜3.0%である。
f1−0.10≦[C]≦f2+0.05 … (1)
f1=0.0828[Si]−0.01951[Mn]+0.07398[Al]
−0.04614[Ni]+0.02447[Cr]+0.01851[Mo]
+0.090 … (2)
f2=0.2187[Si]−0.03291[Mn]+0.2017[Al]
−0.06715[Ni]+0.04776[Cr]+0.04601[Mo]
+0.173 … (3)
〔式中、[Si]、[Mn]、[Al]、[Ni]、[Cr]および[Mo]は、それぞれ、鋼中のSi、Mn、Ni、CrおよびMoの含有量(質量%)を表す。〕
特開平9−85404号公報(特許請求の範囲、段落[0009]) 特開2002−346708号公報(特許請求の範囲、段落[0011]および[0017]) 特開平10−216907号公報(特許請求の範囲、段落[0013]、[0020]、[0024]および[0030]) 「凝固」−373(1985) 日本学術振興会 製鋼第19委員会第3分科会 凝固現象協議会 10670
However, in the case of alloy steel, the phase diagram itself changes due to the influence of the additive element, and both the maximum solid solution C concentration and the peritectic point of the δ phase move, so the composition range of the subperitectic steel with only the C content. There is a circumstance that cannot be uniformly defined. For this reason, even for high Al steels, especially for compositions that have a large amount of peritectic reaction or δ / γ transformation, the effects of alloy elements such as Si, Mn, Al, Ni, Cr, and Mo are taken into account, and equilibrium thermodynamic It is known that the following formulas (1) to (3) are defined based on the calculation (Non-patent Document 1). In addition, the subperitectic steels subject to these formulas each have a basic component content of Si, Mn, Al, Ni, Cr and Mo of 4.0% or less (excluding 0%). The Al content is 0.1 to 3.0%.
f1-0.10 ≦ [C] ≦ f2 + 0.05 (1)
f1 = 0.0828 [Si] −0.01951 [Mn] +0.07398 [Al]
−0.04614 [Ni] +0.02447 [Cr] +0.01851 [Mo]
+0.090 (2)
f2 = 0.2187 [Si] −0.03291 [Mn] +0.2017 [Al]
−0.06715 [Ni] +0.04776 [Cr] +0.04601 [Mo]
+0.173 (3)
[Wherein, [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr] and [Mo] are the contents (mass%) of Si, Mn, Ni, Cr and Mo in the steel, respectively. Represents. ]
JP-A-9-85404 (Claims, paragraph [0009]) JP 2002-346708 A (Claims, paragraphs [0011] and [0017]) JP-A-10-216907 (claims, paragraphs [0013], [0020], [0024] and [0030]) "Solidification" -373 (1985) Japan Society for the Promotion of Science Steelmaking 19th Committee 3rd Subcommittee Solidification Phenomenon Council 10670

上記式(1)〜(3)で規定される亜包晶鋼のように、鋳片表面割れの発生しやすい鋼種では、割れを抑制するために、抜熱速度を低下させて、緩冷却することが重要である。そのため従来では、一般的に、モールドパウダーから得られるスラグフィルム中にカスピダイン(3CaO・2SiO2・CaF2)を晶出させて、その鋳型表面に凹凸(空気による断熱層)を形成させることにより、緩冷却を達成していた。しかし高Al鋼の場合は、組成変動のために、カスピダインを安定して生成させることが困難である。 In the steel type in which slab surface cracks are likely to occur, such as hypoperitectic steels defined by the above formulas (1) to (3), in order to suppress cracking, the heat removal rate is lowered and the steel is slowly cooled. This is very important. Therefore, conventionally, by generally crystallizing caspidyne (3CaO · 2SiO 2 · CaF 2 ) in the slag film obtained from the mold powder and forming irregularities (heat insulation layer by air) on the mold surface, Slow cooling was achieved. However, in the case of high Al steel, it is difficult to stably produce cuspidyne due to composition variation.

また、上記のような鋼種を表面品質を良好に維持しつつ製造するには、適切なモールドパウダーを用いることも重要であるが、連続鋳造における条件も適切に制御する必要がある。しかしAl含有量が0.1%以上である高Al鋼を連続鋳造する場合における最適な鋳造条件について、確立されているとはいえないのが実情である。   Moreover, in order to manufacture the above steel types while maintaining good surface quality, it is important to use an appropriate mold powder, but it is also necessary to appropriately control the conditions in continuous casting. However, in reality, it cannot be said that the optimum casting conditions in the case of continuously casting high Al steel having an Al content of 0.1% or more have been established.

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、Al含有量が0.1%以上であるような高Al鋼を連続鋳造によって製造する場合でも、凹みや鋳片の割れの発生を防止して、表面品質に優れた鋳片を製造できる連続鋳造方法を提供することにある。   The present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and the purpose thereof is to produce a dent and a high Al steel having an Al content of 0.1% or more by continuous casting. An object of the present invention is to provide a continuous casting method capable of producing a slab having excellent surface quality by preventing occurrence of cracking of the slab.

上記目的を達することのできた本発明の連続鋳造方法とは、モールドパウダーを用いる高Al鋼の連続鋳造方法であって、
Al含有量が0.1〜3.0%(質量%の意味、以下同じ)であると共に、Si、Mn、Ni、CrおよびMoを、それぞれ4.0%以下(0%を含まない)含み、且つC含有量[C]が下記式(1)〜(3):
f1−0.10≦[C]≦f2+0.05 … (1)
f1=0.0828[Si]−0.01951[Mn]+0.07398[Al]
−0.04614[Ni]+0.02447[Cr]+0.01851[Mo]
+0.090 … (2)
f2=0.2187[Si]−0.03291[Mn]+0.2017[Al]
−0.06715[Ni]+0.04776[Cr]+0.04601[Mo]
+0.173 … (3)
〔式中、[Si]、[Mn]、[Al]、[Ni]、[Cr]および[Mo]は、それぞれ、鋼中のSi、Mn、Ni、CrおよびMoの含有量(質量%)を表す。〕
の関係を満たす溶鋼を連続鋳造するに際して、
T−CaO:35〜60%、SiO2:5〜20%、Al23:15〜30%、MgO:0.2〜1.0%、Li2O:7〜13%、F:7.0〜13%、C:10.5〜14%および不可避不純物からなり、下記式(4):
2.5≦[T−CaO]/[SiO2]≦12.0 … (4)
〔式中、[T−CaO]および[SiO2]は、それぞれ、モールドパウダー中のT−CaOおよびSiO2の含有量(質量%)を表す。〕
の関係を満たすモールドパウダーを用いると共に、
鋳型内の湯面レベル変動速度を14mm/秒以下とし、鋳型幅方向に溶鋼を吐出させると共に、その吐出角度が水平に対して下向き0°以上、55°以下の浸漬ノズルを用い、
更に振幅のストロークを2mm超、8mm以下とし、下記式(5):
N=(1/π×f)cos-1(Vc/π×f×s) … (5)
〔式中、fは鋳型振動数(Hz)であり、sは鋳型振動時の鋳型の上止点および下止点間の距離(mm)であり、Vcは鋳片引き抜き速度(mm/秒)である。〕
で定められるネガティブストリップ時間tNが0.25秒以下となるような鋳型振動を付与し、且つ1200ガウス以下の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ操業することを特徴とするものである。
The continuous casting method of the present invention that has achieved the above object is a continuous casting method of high Al steel using mold powder,
Al content is 0.1 to 3.0% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), and Si, Mn, Ni, Cr and Mo are each included in an amount of 4.0% or less (excluding 0%). And the C content [C] is represented by the following formulas (1) to (3):
f1-0.10 ≦ [C] ≦ f2 + 0.05 (1)
f1 = 0.0828 [Si] −0.01951 [Mn] +0.07398 [Al]
−0.04614 [Ni] +0.02447 [Cr] +0.01851 [Mo]
+0.090 (2)
f2 = 0.2187 [Si] −0.03291 [Mn] +0.2017 [Al]
−0.06715 [Ni] +0.04776 [Cr] +0.04601 [Mo]
+0.173 (3)
[Wherein, [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr] and [Mo] are the contents (mass%) of Si, Mn, Ni, Cr and Mo in the steel, respectively. Represents. ]
When continuously casting molten steel that satisfies the relationship
T-CaO: 35~60%, SiO 2: 5~20%, Al 2 O 3: 15~30%, MgO: 0.2~1.0%, Li 2 O: 7~13%, F: 7 0.0 to 13%, C: 10.5 to 14% and inevitable impurities, and the following formula (4):
2.5 ≦ [T-CaO] / [SiO 2 ] ≦ 12.0 (4)
[Wherein [T-CaO] and [SiO 2 ] represent the contents (mass%) of T-CaO and SiO 2 in the mold powder, respectively. ]
Using mold powder that satisfies the relationship
The molten metal surface level fluctuation speed in the mold is set to 14 mm / second or less, and molten steel is discharged in the mold width direction, and the discharge angle is 0 ° or more and 55 ° or less downward with respect to the horizontal,
Furthermore, the stroke of the amplitude is set to more than 2 mm and not more than 8 mm, and the following formula (5):
t N = (1 / π × f) cos −1 (V c / π × f × s) (5)
[Where f is the mold frequency (Hz), s is the distance (mm) between the top and bottom stop points of the mold during mold vibration, and V c is the slab drawing speed (mm / second) ). ]
The mold strip vibration is applied such that the negative strip time t N determined in (1) is 0.25 seconds or less, and the mold is operated while performing magnetic stirring in the mold at a magnetic flux density of 1200 gauss or less.

ここで「1200ガウス以下の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行う」との要件は、電磁撹拌を行う際の磁束密度の上限を1200ガウスに制限することを意図し、本発明の範囲には、磁束密度が0である場合、即ち鋳型内電磁撹拌を行わない場合も包含される。また本発明の方法において、300ガウス以上の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ操業することが好ましい。   Here, the requirement “perform magnetic stirring in the mold with a magnetic flux density of 1200 gauss or less” is intended to limit the upper limit of magnetic flux density when performing magnetic stirring to 1200 gauss, and the scope of the present invention includes: The case where the magnetic flux density is 0, that is, the case where electromagnetic stirring in the mold is not performed is also included. Further, in the method of the present invention, it is preferable to operate while performing in-mold electromagnetic stirring at a magnetic flux density of 300 gauss or more.

本発明によれば、適正に調整された組成を有するモールドパウダーを用いると共に、連続鋳造の操業条件を適切に制御することによって、鋳片表面の凹みや割れが防止されて表面品質に優れた高Al鋼を製造することができる。   According to the present invention, a mold powder having a properly adjusted composition is used, and by appropriately controlling the operating conditions of continuous casting, dents and cracks on the slab surface are prevented and high surface quality is excellent. Al steel can be manufactured.

本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意研究を重ねた。その結果、適正に調整された組成を有するモールドパウダーを用いると共に、連続鋳造条件を適切に制御することによって、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。まず、本発明で用いるモールドパウダーについて説明する。   The inventors of the present invention have made extensive studies to achieve the above object. As a result, the inventors have found that the above object can be achieved brilliantly by using mold powder having a properly adjusted composition and appropriately controlling the continuous casting conditions, and completed the present invention. First, the mold powder used in the present invention will be described.

従来提案されているモールドパウダーでは、高Al鋼に適用したときには、組成変動のために、カスピダインを安定して生成させることが困難である。そこで本発明者らは、スラグフィルム中に、カスピダインに代わる結晶を生成させることを検討した。   In the conventionally proposed mold powder, when applied to high Al steel, it is difficult to stably generate cuspidyne due to composition variation. Therefore, the present inventors examined the generation of crystals instead of caspidyne in the slag film.

しかし緩冷却のために、ダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)、メイエナイト(12CaO・7Al23)およびゲーレナイト(2CaO・SiO2・Al23)といった結晶を晶出させると、鋳型銅板温度の変動が大きくなる問題があり、また鋳片の凹みや割れの防止にも有効ではない。これらは、粗大な結晶としてスラグフィルム中で不均一に晶出するため、鋳型側の表面に不均一な凹凸(空気層)を形成し、その結果、抜熱速度にバラツキが生ずる。そうすると凝固シェルの厚みが不均一になるため、変態収縮で、鋳片表面に凹みや割れが発生すると考えられる。 However, when crystals such as dicalcium silicate (2CaO · SiO 2 ), mayenite (12CaO · 7Al 2 O 3 ) and gelenite (2CaO · SiO 2 · Al 2 O 3 ) are crystallized for slow cooling, the temperature of the mold copper plate There is a problem that the fluctuation of the slab becomes large, and it is not effective in preventing dents and cracks in the slab. Since these crystallize non-uniformly in the slag film as coarse crystals, non-uniform unevenness (air layer) is formed on the surface on the mold side, and as a result, the heat extraction rate varies. Then, since the thickness of the solidified shell becomes non-uniform, it is considered that dents and cracks are generated on the slab surface due to transformation shrinkage.

そこで鋭意検討した結果、カスピダインの代わりに、LiAlO2をスラグフィルム中に晶出させることで、鋳片の凹みや割れを有効に防止できることを見出した。LiAlO2を晶出させることにより、鋳片の凹みや割れを防止できる正確なメカニズムは不明であるが、次のように推定できる。 As a result of intensive studies, it was found that dents and cracks in the slab can be effectively prevented by crystallizing LiAlO 2 in the slag film instead of caspidine. The exact mechanism by which LiAlO 2 is crystallized to prevent slab dents and cracks is unknown, but can be estimated as follows.

LiAlO2は、スラグフィルムの鋳型側表面に、微細な結晶として均一に晶出するため、均一な空気層が形成される。その結果、均一な抜熱が達成され、鋳型銅板温度の変動が小さく、また均一な緩冷却により均一な厚みの凝固シェルが形成されて、変態収縮による鋳片の凹凸や割れも抑制されると考えられる。但し、本発明はこのような推定メカニズムに限定されない。 Since LiAlO 2 crystallizes uniformly as fine crystals on the mold side surface of the slag film, a uniform air layer is formed. As a result, uniform heat removal is achieved, fluctuations in the mold copper plate temperature are small, uniform solidified shells are formed by uniform slow cooling, and unevenness and cracks in the slab due to transformation shrinkage are suppressed. Conceivable. However, the present invention is not limited to such an estimation mechanism.

本発明のモールドパウダーは、カスピダインの代わりにLiAlO2を晶出させるために、各成分量および塩基度[T−CaO]/[SiO2]が、適正範囲に調整されていることを特徴とする。さらに溶融スラグ(モールドパウダー)の凝固温度を適正範囲に調整して、潤滑性を確保するという観点から、各成分組成が適正範囲に調整されていることも、本発明のモールドパウダーの特徴である。以下、本発明のモールドパウダー中の各成分量、および塩基度[T−CaO]/[SiO2]を、それぞれ説明する。 The mold powder of the present invention is characterized in that the amount of each component and the basicity [T-CaO] / [SiO 2 ] are adjusted to an appropriate range in order to crystallize LiAlO 2 instead of caspidine. . Further, from the viewpoint of ensuring lubricity by adjusting the solidification temperature of molten slag (mold powder) to an appropriate range, it is also a feature of the mold powder of the present invention that each component composition is adjusted to an appropriate range. . Hereinafter, the amount of each component in the mold powder of the present invention and the basicity [T-CaO] / [SiO 2 ] will be described.

〈T−CaO:35〜60%〉
本発明において「T−CaO」とは、モールドパウダー中に含まれる全てのCaを、CaOに換算した際のCaO量(質量%)を表す。モールドパウダー中のT−CaO量は、35%以上、好ましくは38%以上、より好ましくは40%以上であり、60%以下、好ましくは55%以下、より好ましくは50%以下である。T−CaO量が35%未満であると、相対的にSiO2量が増加し、LiAlO2よりもゲーレナイト(2CaO・SiO2・Al23)が生成しやすくなる。逆にT−CaO量が60%を超えると、相対的にLi2O量が低下してLiAlO2が生成しにくくなり、またメイエナイト(12CaO・7Al23)の粗大な結晶が優先的に晶出する。さらに溶融スラグの凝固温度が高くなりすぎるおそれがある。
<T-CaO: 35-60%>
In the present invention, “T-CaO” represents the CaO amount (% by mass) when all Ca contained in the mold powder is converted to CaO. The amount of T-CaO in the mold powder is 35% or more, preferably 38% or more, more preferably 40% or more, 60% or less, preferably 55% or less, more preferably 50% or less. When the amount of T-CaO is less than 35%, the amount of SiO 2 is relatively increased, and gehlenite (2CaO · SiO 2 · Al 2 O 3 ) is more easily generated than LiAlO 2 . On the other hand, when the amount of T-CaO exceeds 60%, the amount of Li 2 O is relatively reduced and LiAlO 2 is hardly formed, and coarse crystals of mayenite (12CaO · 7Al 2 O 3 ) are preferentially used. Crystallize. Furthermore, the solidification temperature of the molten slag may become too high.

〈SiO2:5〜20%〉
SiO2量は、5%以上、好ましくは6%以上、より好ましくは7%以上であり、20%以下、好ましくは17%以下、より好ましくは14%以下である。ガラス形成化合物であるSiO2量が少ないと、液相の溶融スラグから粗大な結晶が晶出しやすくなる。そしてLiAlO2は、一般に介在物の融点を低下させるLiO2から構成されることから、メイエナイト(12CaO・7Al23)などと比べて、その融点はかなり低いと推定される。そのためSiO2量が5質量%未満であると、LiAlO2よりも融点が高く、且つSiO2を含まないメイエナイトの粗大な結晶が優先的に生成し、その結果、スラグフィルムの鋳型側表面に不均一な凹凸が形成されると考えられる。また凝固温度も上昇し、潤滑性が損なわれて、スラグベアが生成しやすくなる。逆にSiO2量が20%を超えても、SiO2から構成されるゲーレナイト(2CaO・SiO2・Al23)やダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)が多く生成する。
<SiO 2: 5~20%>
The amount of SiO 2 is 5% or more, preferably 6% or more, more preferably 7% or more, 20% or less, preferably 17% or less, more preferably 14% or less. When the amount of SiO 2 that is a glass-forming compound is small, coarse crystals are easily crystallized from the liquid phase molten slag. Since LiAlO 2 is generally composed of LiO 2 that lowers the melting point of inclusions, it is estimated that its melting point is considerably lower than that of mayenite (12CaO · 7Al 2 O 3 ). Therefore, if the amount of SiO 2 is less than 5% by mass, coarse crystals of mayenite having a melting point higher than that of LiAlO 2 and not containing SiO 2 are preferentially formed. It is thought that uniform unevenness is formed. In addition, the solidification temperature rises, the lubricity is impaired, and slag bear is easily generated. Also the amount of SiO 2 exceeds 20% Conversely, gehlenite composed of SiO 2 (2CaO · SiO 2 · Al 2 O 3) and Dicalcium silicate (2CaO · SiO 2) is more produced.

〈Al23:15〜30%〉
Al23量は、15%以上、好ましくは16%以上、より好ましくは17%以上であり、30%以下、好ましくは28%以下、より好ましくは26%以下である。Al23を15%以上という高濃度で含有させておくことにより、LiAlO2が形成されやすくなる。またモールドパウダー中のAl23量が15%以上であると、溶融スラグ中のAl23濃度は飽和状態に近くなり、上記式(6)の反応を抑制して、溶融スラグの組成、殊にSiO2量を適正範囲に維持することができる。なおAl23量が15%未満であると、Al23成分を含まないダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)の粗大な結晶が形成されやすくなり、抜熱速度にバラツキが生じて、鋳片表面の品質に悪影響を及ぼすことがある。しかし逆にAl23量が30%を超えると、メイエナイト(12CaO・7Al23)が生成しやすくなり、また溶融スラグの凝固温度が上昇しすぎて、適正な潤滑性を確保することが困難になる。
<Al 2 O 3: 15~30% >
The amount of Al 2 O 3 is 15% or more, preferably 16% or more, more preferably 17% or more, and 30% or less, preferably 28% or less, more preferably 26% or less. By containing Al 2 O 3 at a high concentration of 15% or more, LiAlO 2 is easily formed. Further, when the Al 2 O 3 content in the mold powder is 15% or more, the Al 2 O 3 concentration in the molten slag becomes close to saturation, and the reaction of the above formula (6) is suppressed, and the composition of the molten slag. In particular, the amount of SiO 2 can be maintained within an appropriate range. If the amount of Al 2 O 3 is less than 15%, coarse crystals of dicalcium silicate (2CaO · SiO 2 ) that does not contain an Al 2 O 3 component are likely to be formed, resulting in variations in the heat removal rate. It may adversely affect the quality of the slab surface. On the other hand, if the amount of Al 2 O 3 exceeds 30%, mayenite (12CaO · 7Al 2 O 3 ) is likely to be formed, and the solidification temperature of the molten slag will rise too much to ensure proper lubricity. Becomes difficult.

〈MgO:0.2〜1.0%〉
MgO量は、0.2%以上、好ましくは0.3%以上、より好ましくは0.4%以上であり、1.0%以下、好ましくは0.9%以下、より好ましくは0.8%以下である。MgOは、スラグフィルム中で結晶が晶出するための核として作用する。そのためMgO量が1.0%を超えると、核が多くなりすぎて結晶の晶出を適切に制御できなくなり、殊にモールドパウダー組成によっては、ダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)などが優先的に晶出する場合がある。一方、MgO量が0.2%未満であると、結晶の核が少なすぎるため、低温の平衡温度に達するまでは結晶が充分に晶出せず、殊に溶鋼が高温である鋳型メニスカス直下では、緩冷却が達成されにくくなる。また平衡温度に達すると、粗大な結晶が一度に晶出するため、抜熱速度にバラツキが生じる。
<MgO: 0.2 to 1.0%>
The amount of MgO is 0.2% or more, preferably 0.3% or more, more preferably 0.4% or more, 1.0% or less, preferably 0.9% or less, more preferably 0.8%. It is as follows. MgO acts as a nucleus for crystallizing in the slag film. Therefore, if the MgO content exceeds 1.0%, the number of nuclei becomes too large to control the crystallization of crystals properly, and in particular, depending on the mold powder composition, dicalcium silicate (2CaO · SiO 2 ) is preferential. May crystallize. On the other hand, if the amount of MgO is less than 0.2%, the number of crystal nuclei is too small, so that the crystal does not crystallize sufficiently until the low temperature equilibrium temperature is reached. Slow cooling is difficult to achieve. Also, when the equilibrium temperature is reached, coarse crystals are crystallized at a time, resulting in variations in the heat removal rate.

〈Li2O:7〜13%〉
Li2O量は、7%以上、好ましくは7.5%以上、より好ましくは8.0%以上であり、13%以下、好ましくは12%以下、より好ましくは11%以下である。Li2O量が7%未満であると、充分な量のLiAlO2を晶出させることが難しく、また溶融スラグの凝固温度および粘度が上昇して、充分な潤滑性を確保できない場合がある。逆にLi2O量が13%を超えても、LiAlO2が晶出する最適範囲から外れて、その晶出量が低下し、緩冷却が達成されない場合がある。さらに溶融スラグの粘度が大きく低下して、溶融スラグが局所的に過剰流入したり、脈動が生じて、連続鋳造の安定操業に悪影響を及ぼすことがある。
<Li 2 O: 7~13%>
The amount of Li 2 O is 7% or more, preferably 7.5% or more, more preferably 8.0% or more, and 13% or less, preferably 12% or less, more preferably 11% or less. If the amount of Li 2 O is less than 7%, it is difficult to crystallize a sufficient amount of LiAlO 2 , and the solidification temperature and viscosity of the molten slag increase, so that sufficient lubricity may not be ensured. On the other hand, even if the Li 2 O content exceeds 13%, the LiAlO 2 may deviate from the optimum range for crystallization, the crystallization amount may decrease, and slow cooling may not be achieved. Further, the viscosity of the molten slag is greatly reduced, and the molten slag may locally flow excessively or pulsate, which may adversely affect the stable operation of continuous casting.

〈F:7.0〜13%〉
F量は、7.0%以上、好ましくは7.5%以上、より好ましくは8.0%以上であり、13%以下、好ましくは12%以下、より好ましくは11%以下である。F量が7%未満であると、溶融スラグの凝固温度および粘度が上昇し、潤滑性を確保できなくなる場合がある。一方、Fは結晶晶出を抑制する作用を有するため、F量が過剰であると、溶融スラグの鋳型側表面に充分な結晶を晶出させることができず、緩冷却を達成することが困難になる。殊にF量が13%を超えると、LiAlO2の晶出量が急激に低減する。
<F: 7.0 to 13%>
The F amount is 7.0% or more, preferably 7.5% or more, more preferably 8.0% or more, and 13% or less, preferably 12% or less, more preferably 11% or less. If the F content is less than 7%, the solidification temperature and viscosity of the molten slag increase, and lubricity may not be ensured. On the other hand, since F has an action of suppressing crystal crystallization, if the amount of F is excessive, sufficient crystals cannot be crystallized on the mold side surface of the molten slag, and it is difficult to achieve slow cooling. become. In particular, when the amount of F exceeds 13%, the crystallization amount of LiAlO 2 is drastically reduced.

〈C:10.5〜14%〉
本発明で規定するC量は、モールドパウダー中に含まれる全てのC量を表す。即ち本発明のC量は、モールドパウダーの原料として添加されるような、単体の炭素量(遊離C量)と、例えばLi2O原料として添加されるLi2CO3などの化合物中の炭素量との合計を表す。モールドパウダー中のC量は、10.5%以上、好ましくは11.0%以上、より好ましくは11.5%以上であり、14%以下、好ましくは13.5%以下、より好ましくは13%以下である。C量が10.5%未満であると、モールドパウダーの溶融速度が大きくなりすぎて、流入過多となり、不均一流入が生ずる。その結果、鋳片の縦割れが発生しやすくなる。逆にC量が14%を超えると、溶融速度が小さくなりすぎて、充分なスラグフィルムの厚みが確保できなくなる。その結果、工業生産上で不可避的に発生する鋳型内の湯面変動の際に、スラグフィルムの膜切れを起こし、焼付きや、溶鋼が直接鋳型に接することによる急冷のために、鋳片の表面品質が劣化する。
<C: 10.5-14%>
The amount of C specified in the present invention represents all the amount of C contained in the mold powder. That C content of the present invention, such as is added as a raw material for mold powder, carbon content alone (free C amount) and, for example, the amount of carbon compounds in such Li 2 CO 3 added as Li 2 O feed And the total. The amount of C in the mold powder is 10.5% or more, preferably 11.0% or more, more preferably 11.5% or more, 14% or less, preferably 13.5% or less, more preferably 13%. It is as follows. If the amount of C is less than 10.5%, the melting rate of the mold powder becomes too high, resulting in excessive inflow and non-uniform inflow. As a result, the vertical crack of the slab is likely to occur. On the other hand, if the amount of C exceeds 14%, the melting rate becomes too low to ensure a sufficient thickness of the slag film. As a result, slag film breakage occurs when the molten metal level in the mold inevitably occurs in industrial production, causing seizure and rapid cooling due to direct contact of the molten steel with the mold. Surface quality is degraded.

本発明のモールドパウダーは、上記成分および不可避不純物からなる。なお一般的なモールドパウダーには、粘度や凝固温度を低減させるために、Na2OやK2Oが添加されているが、本発明のモールドパウダーは、これらを含有しないことも特徴とする。なぜなら高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記の反応式(7)および(8):
2Al+3Na2O → Al23+6Na … (7)
2Al+3K2O → 2Al23+6K … (8)
で示される化学反応が起こるため、Na2OやK2Oが消費されて、これらの作用が充分に発揮されず、逆に本発明が想定する以上のAl23が生成して、溶融スラグの凝固温度などに悪影響を及ぼすからである。またNa2OやK2Oを添加すると、モールドパウダーの軟化開始温度から溶融温度までの差が広がるため、溶融スラグないしモールドパウダーの焼結層が形成され易くなり、その結果、スラグベアの生成が助長される。さらにNa2Oが存在すると、Na−Al−O結晶が不均一に晶出して、スラグフィルムの凹凸(空気層)にバラツキが生ずることがある。
The mold powder of the present invention comprises the above components and inevitable impurities. In order to reduce the viscosity and the solidification temperature, Na 2 O and K 2 O are added to a general mold powder, but the mold powder of the present invention is also characterized by not containing these. Because in the continuous casting of high aluminum steel, the following reaction formulas (7) and (8):
2Al + 3Na 2 O → Al 2 O 3 + 6Na (7)
2Al + 3K 2 O → 2Al 2 O 3 + 6K (8)
Therefore, Na 2 O and K 2 O are consumed, and these effects are not fully exhibited. Conversely, Al 2 O 3 more than expected by the present invention is generated and melted. This is because it adversely affects the solidification temperature of the slag. In addition, when Na 2 O or K 2 O is added, the difference from the softening start temperature of the mold powder to the melting temperature widens, so that it becomes easy to form a molten slag or a mold powder sintered layer. Be encouraged. In addition, when Na 2 O is present, Na—Al—O crystals may be crystallized non-uniformly, and unevenness (air layer) of the slag film may occur.

〈2.5≦[T−CaO]/[SiO2]≦12.0〉
塩基度[T−CaO]/[SiO2]は、2.5以上、好ましくは3.0以上、より好ましくは3.5以上であり、12.0以下、好ましくは11.0以下、より好ましくは10.0以下である。塩基度が2.5未満であると、相対的にSiO2量が増加し、LiAlO2よりもダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)やゲーレナイト(2CaO・SiO2・Al23)が生成しやすくなる。逆に塩基度が12.0を超えても、相対的に、ガラス形成化合物であるSiO2量が減少し、LiAlO2よりも融点が高いと考えられるダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)、メイエナイト(12CaO・7Al23)やゲーレナイト(2CaO・SiO2・Al23)の粗大な結晶が優先的に生成する。また塩基度が高すぎると、凝固温度が高くなって潤滑性に悪影響を及ぼし得る。
<2.5 ≦ [T-CaO] / [SiO 2 ] ≦ 12.0>
The basicity [T-CaO] / [SiO 2 ] is 2.5 or more, preferably 3.0 or more, more preferably 3.5 or more, 12.0 or less, preferably 11.0 or less, more preferably Is 10.0 or less. When the basicity is less than 2.5, the amount of SiO 2 is relatively increased, and dicalcium silicate (2CaO · SiO 2 ) and gehlenite (2CaO · SiO 2 · Al 2 O 3 ) are generated rather than LiAlO 2. It becomes easy. Conversely, even when the basicity exceeds 12.0, the amount of SiO 2 that is a glass-forming compound is relatively decreased, and dicalcium silicate (2CaO · SiO 2 ), mayenite, which is considered to have a melting point higher than LiAlO 2. Coarse crystals of (12CaO · 7Al 2 O 3 ) and gehlenite (2CaO · SiO 2 · Al 2 O 3 ) are preferentially generated. On the other hand, if the basicity is too high, the coagulation temperature becomes high and the lubricity can be adversely affected.

本発明のモールドパウダー(溶融スラグ)の凝固温度は、好ましくは1050〜1220℃、より好ましくは1050〜1190℃である。凝固温度が1050℃未満であると、結晶が晶出しにくくなり、緩冷却の効果を充分に発揮させることができないおそれがある。一方、凝固温度が1220℃を超えると、スラグベアが生成し、スラグベアによる不均一流入のために、ブレークアウトや鋳片表面の割れが生ずる場合がある。   The solidification temperature of the mold powder (molten slag) of the present invention is preferably 1050 to 1220 ° C, more preferably 1050 to 1190 ° C. If the solidification temperature is lower than 1050 ° C., the crystals are difficult to crystallize, and the effect of slow cooling may not be fully exhibited. On the other hand, when the solidification temperature exceeds 1220 ° C., slag bear is generated, and breakout and cracking of the slab surface may occur due to non-uniform inflow by the slag bear.

連続鋳造する鋼の溶存Al量(溶鋼中のAl含有量)は、本発明のモールドパウダーの効果を充分に発揮させるために、0.1%以上、好ましくは0.3%以上、より好ましくは0.5%以上であり、2.5%以下、好ましくは2.0%以下、より好ましくは1.7%以下である。ここで鋼の溶存Al量とは、連続鋳造に用いる溶鋼中に溶けているAlの量を表し、この量には、Al23等の化合物として存在しているAl量は含まれない。 The amount of Al dissolved in the continuously cast steel (Al content in the molten steel) is 0.1% or more, preferably 0.3% or more, more preferably in order to sufficiently exhibit the effect of the mold powder of the present invention. It is 0.5% or more, 2.5% or less, preferably 2.0% or less, more preferably 1.7% or less. Here, the amount of dissolved Al in the steel represents the amount of Al dissolved in the molten steel used for continuous casting, and this amount does not include the amount of Al present as a compound such as Al 2 O 3 .

また、本発明方法で対象とする亜包晶鋼では、Si、Mn、Al、Ni、CrおよびMoの基本成分の含有量は、それぞれ4.0%以下(0%を含まない)であることを想定したものであり、上記式(1)〜(3)を満足するものである。上記成分の他は、実質的に鉄からなるものであるが、S、P、Cu等の不可避不純物も含有し得る。   Moreover, in the hypoperitectic steel targeted by the method of the present invention, the basic component contents of Si, Mn, Al, Ni, Cr, and Mo are 4.0% or less (not including 0%), respectively. This satisfies the above formulas (1) to (3). In addition to the above components, it is substantially made of iron, but may contain inevitable impurities such as S, P, and Cu.

本発明において、上記目的を達成するためには、連続鋳造の操業条件も適切に制御する必要があるが、次にこれらの条件について説明する。   In the present invention, in order to achieve the above object, it is necessary to appropriately control the operating conditions of continuous casting. Next, these conditions will be described.

〈鋳型内の湯面レベル変動速度:14mm/秒以下〉
鋳型内の湯面レベル変動速度は、モールドパウダー溶融プールの安定を維持するために適切な範囲に制御する必要がある。この変動速度が14mm/秒を超えると、モールドパウダー溶融プールが切れて溶鋼が鋳型銅板に直接接触し、鋳型抜熱速度が不均一となる。その結果、鋳型熱電対温度変動が大きくなって凹みや割れが発生しやすくなる。なお、この変動速度は、好ましくは10mm/秒以下とするのが良い。また、鋳型内の湯面レベル変動速度を上記の範囲に制御するには、鋳造条件に応じて、ノズル詰まり防止用Arガス流量を最適化し、浸漬ノズルの吐出孔形状を最適化すれば良い。
<Fuel level fluctuation speed in mold: 14 mm / second or less>
It is necessary to control the fluctuation level of the molten metal level in the mold within an appropriate range in order to maintain the stability of the mold powder melting pool. When this fluctuation speed exceeds 14 mm / sec, the mold powder molten pool is cut and the molten steel comes into direct contact with the mold copper plate, and the mold heat removal rate becomes non-uniform. As a result, the temperature fluctuation of the mold thermocouple becomes large, and dents and cracks are likely to occur. The fluctuation speed is preferably 10 mm / second or less. In order to control the fluctuation level of the molten metal surface level in the mold within the above range, the nozzle clogging prevention Ar gas flow rate may be optimized according to the casting conditions, and the discharge hole shape of the immersion nozzle may be optimized.

〈鋳型幅方向に溶鋼を吐出させると共に、その吐出角度が水平に対して下向き0°以上、55°以下の浸漬ノズルを用いる〉
鋳型内で使用する浸漬ノズルは、その溶鋼吐出方向が鋳型の幅方向である必要がある。溶鋼吐出方向が厚み方向であると、鋳型広面側凝固シェルの特定部位に溶鋼吐出流が当り、該当部位の抜熱状況が他の部位と異なり、変態収縮の大きい該鋼種では凹みや割れの起点となり易い。このときの浸漬ノズルの吐出角度(吐出方向角度)は水平方向に対して下向き0°以上、55°以下とするのが良い。浸漬ノズルの吐出角度が0°未満(即ち、上向き)となると、吐出溶鋼が溶融モールドパウダーと溶鋼浴面の界面に直接向かうため、界面が高温かつ攪拌される状態となり、溶鋼中の溶存Alとモールドパウダー中のSiO2との間で起こる上記式(6)の反応が激しく進行し、適切なモールドパウダー組成に維持できない。また、浸漬ノズルの吐出角度が水平方向下向き55°を超えると、高温の溶鋼吐出流が鋳型下方に向かう流れが中心となり、鋳型内溶鋼浴面温度が低下し過ぎることなる。こうした場合には、スラグベアが発生し、モールドパウダーの流入不均一を起こし、縦割れを発生させることがある。
<Use a submerged nozzle with a discharge angle of 0 ° or more and 55 ° or less with respect to the horizontal while discharging molten steel in the mold width direction>
The immersion nozzle used in the mold requires that the molten steel discharge direction be the width direction of the mold. When the molten steel discharge direction is the thickness direction, the molten steel discharge flow hits a specific part of the mold wide side solidified shell, and the heat removal situation of the corresponding part is different from other parts. It is easy to become. The discharge angle (discharge direction angle) of the immersion nozzle at this time is preferably 0 ° or more and 55 ° or less downward with respect to the horizontal direction. When the discharge angle of the immersion nozzle is less than 0 ° (that is, upward), since the discharged molten steel goes directly to the interface between the molten mold powder and the molten steel bath surface, the interface becomes hot and stirred, and the dissolved Al in the molten steel The reaction of the above formula (6) that occurs with SiO 2 in the mold powder proceeds violently and cannot be maintained at an appropriate mold powder composition. If the discharge angle of the immersion nozzle exceeds 55 ° in the horizontal direction downward, the hot molten steel discharge flow is centered on the flow toward the lower side of the mold, and the molten steel bath surface temperature in the mold is excessively lowered. In such a case, a slag bear may be generated, causing inflow non-uniformity of mold powder and causing vertical cracks.

〈振幅のストローク:2mm超、8mm以下、下記式(5)で定められるネガティブストリップ時間tN:0.25秒以下〉
連続鋳造を行う場合には、鋳型を振動しながら鋳片を下方に引き抜くのが一般的であるが、この鋳型振動条件としては、鋳型の上止点と下止点間の距離で定められる振幅のストロークを2mm超、8mm以下の範囲に制御した上で、下記式(5)で定められるネガティブストリップ時間tNが0.25秒以下となるような鋳型振動を付与しつつする必要がある。
N=(1/π×f)cos-1(Vc/π×f×s) … (5)
〔式中、fは鋳型振動数(Hz)であり、sは鋳型振動時の鋳型の上止点および下止点間の距離(mm)であり、Vcは鋳片引き抜き速度(mm/秒)である。〕
<Amplitude stroke: More than 2 mm, 8 mm or less, negative strip time t N defined by the following formula (5): 0.25 seconds or less>
When performing continuous casting, it is common to pull the slab downward while vibrating the mold. The mold vibration condition is the amplitude determined by the distance between the top and bottom stop points of the mold. Is controlled to be within a range of more than 2 mm and not more than 8 mm, and it is necessary to apply mold vibration such that the negative strip time t N defined by the following formula (5) is 0.25 seconds or less.
t N = (1 / π × f) cos −1 (V c / π × f × s) (5)
[Where f is the mold frequency (Hz), s is the distance (mm) between the top and bottom stop points of the mold during mold vibration, and V c is the slab drawing speed (mm / second) ). ]

上記ストロークが2mm以下になると、モールドパウダーの流入量が極端に減少し、鋳型−鋳片間の焼き付き頻度が増加し、ブレークアウトの危険性が増加するため安定鋳造が実現し難くなる。また、ストロークが8mmを超えると、オッシレーションマークの間隔が広くなり、鋳造初期の収縮応力が分散されず、オッシレーションマーク部に集中し、凹みを引き起こすことになる。   When the stroke is 2 mm or less, the amount of mold powder inflow is extremely reduced, the seizure frequency between the mold and the slab is increased, and the risk of breakout is increased, making it difficult to achieve stable casting. On the other hand, if the stroke exceeds 8 mm, the interval between the oscillation marks becomes wide, the shrinkage stress at the initial stage of casting is not dispersed, and concentrates on the oscillation mark portion, thereby causing dents.

上記式(5)で定められるネガティブストリップ時間tNは、振幅も考慮に入れたオッシレーションマーク深さを示す指標として知られているものであり(例えば「第3版 鉄鋼便覧 II 製鉄・製鋼」(日本鉄鋼協会編)、p.638)、この値が小さいほどオッシレーションマーク深さは小さくなるとされているものである(例えば「鉄と鋼」、67(1981)、p.1190)。また、通常の鋼材を連続鋳造するときには、上記ネガティブストリップ時間tNは0.35秒程度以下に設定されることになる。本発明者らが検討したところによれば、本発明で対象とする高Al鋼を連続鋳造するには、上記式(5)で定められるネガティブストリップ時間tNを0.25秒以下に制御する必要がある。即ち、このネガティブストリップ時間tNが0.25秒よりも大きな値となると、鋳型の下向きの運動エネルギーがパウダーにより伝達され、メニスカスのパウダーに圧力が発することに起因してオッシレーションマークの深さが大きくなり、オッシレーションマークの谷間部に凝固、変態に伴う変形応力が集中し、横割れが発生することになる。なお、ネガティブストリップ時間tNの好ましい上限は0.23秒である。 The negative strip time t N defined by the above equation (5) is known as an index indicating the depth of the oscillation mark taking into account the amplitude (for example, “Third Edition Steel Handbook II Steel Making / Steel Making”). (Japan Steel Association), p. 638), the smaller the value, the smaller the oscillation mark depth (for example, “Iron and Steel”, 67 (1981), p. 1190). Moreover, when continuously casting a normal steel material, the negative strip time t N is set to about 0.35 seconds or less. According to the study by the present inventors, in order to continuously cast the high Al steel which is the object of the present invention, the negative strip time t N defined by the above formula (5) is controlled to 0.25 seconds or less. There is a need. That is, when the negative strip time t N is greater than 0.25 seconds, the downward kinetic energy of the mold is transmitted by the powder, and the pressure of the meniscus powder is generated, resulting in the depth of the oscillation mark. Becomes larger, deformation stress accompanying solidification and transformation concentrates in the valley of the oscillation mark, and transverse cracks occur. The preferable upper limit of the negative strip time t N is 0.23 seconds.

本発明方法における基本的な鋳造条件は上記の通りであるが、必要によって鋳型内電磁攪拌を行なうことも有効である。電磁攪拌を行うことによって、鋳型内の溶鋼流動が均一化され、凝固シェルへ衝突する溶鋼温度が均一化されるため、鋳片の幅方向への入熱量が均一化され、均一な凝固シェルが得られ、凹み・縦割れが防止できることになる。こうした効果を発揮させるためには、電磁攪拌を行なうときの磁束密度を300ガウス(gauss)以上とすることが好ましく、より好ましくは500ガウス以上である。但し、磁束密度が大きくなり過ぎると、溶鋼湯面の溶鋼流速が速くなり過ぎて、上記式(6)で示した反応が激しく進行し、適切なモールドパウダー組成に維持できないことがあるので、1200ガウス以下とする必要がある。   Although the basic casting conditions in the method of the present invention are as described above, it is also effective to perform electromagnetic stirring in the mold if necessary. By performing magnetic stirring, the molten steel flow in the mold is made uniform and the molten steel temperature that collides with the solidified shell is made uniform, so that the heat input in the width direction of the slab is made uniform, and a uniform solidified shell is formed. As a result, dents and vertical cracks can be prevented. In order to exert such an effect, the magnetic flux density at the time of electromagnetic stirring is preferably 300 gauss or more, more preferably 500 gauss or more. However, if the magnetic flux density becomes too high, the molten steel flow velocity on the surface of the molten steel becomes too high, and the reaction shown by the above formula (6) proceeds violently and may not be maintained at an appropriate mold powder composition. Must be less than Gauss.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, and appropriate modifications are made within a range that can meet the above and the following purposes. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

〈実施例1〉
垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、1ヒート240トンの溶鋼を鋳造した。この実施例では、下記表1に示す化学成分組成の溶鋼(鋼種)を用いると共に、下記表2に示す化学成分組成のモールドパウダーを用いた。連続鋳造におけるモールドサイズは240×1230mmであり、鋳造速度は1.4m/分である。
<Example 1>
Using a vertical bending type continuous casting machine, molten steel of 240 tons per heat was cast. In this example, molten steel (steel type) having the chemical composition shown in Table 1 below was used, and mold powder having the chemical composition shown in Table 2 below was used. The mold size in continuous casting is 240 × 1230 mm, and the casting speed is 1.4 m / min.

モールドパウダー(溶融スラグ)の潤滑性の指針として、その凝固温度を算出した。凝固温度(℃)は、溶融スラグの粘度ηおよび温度Tから算出した。具体的には振動片法により、昇温しながら溶融スラグの粘度ηを連続的に測定し、粘度ηの対数logηをY軸に、粘度の測定温度Tの逆数1/Tを横軸にとったグラフを作成し、このグラフの変曲点に対応する温度Tを凝固温度として求めた。この結果も、下記表2に示す。   The solidification temperature was calculated as a guide for lubricity of the mold powder (molten slag). The solidification temperature (° C.) was calculated from the viscosity η and temperature T of the molten slag. Specifically, the viscosity η of the molten slag is continuously measured while raising the temperature by the vibrating piece method, the logarithm log η of the viscosity η is taken as the Y axis, and the inverse 1 / T of the viscosity measurement temperature T is taken as the horizontal axis. The temperature T corresponding to the inflection point of this graph was determined as the solidification temperature. The results are also shown in Table 2 below.

Figure 0004527693
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各試験で使用した鋼種、モールドパウダー、および操業条件(鋳型内の湯面レベル変動速度、浸漬ノズルの吐出角度、電磁攪拌の磁束密度、鋳型の振幅ストローク、ネガティブストリップ時間tN)を、下記表3に示す。また下記表3には、以下のようにして測定したスラグフィルム中に存在する結晶のX線回折強度、鋳型熱流束、鋳型銅板の温度変動、鋳片表面の凹みおよび割れの結果も示す。 The following table shows the steel types used in each test, mold powder, and operating conditions (rate level fluctuation speed in mold, discharge angle of immersion nozzle, magnetic flux density of electromagnetic stirring, mold amplitude stroke, negative strip time t N ). 3 shows. Table 3 below also shows the results of the X-ray diffraction intensity of the crystals present in the slag film, the mold heat flux, the temperature fluctuation of the mold copper plate, the dents and cracks on the slab surface, measured as follows.

モールドパウダーから得られるスラグフィルム中に存在するLiAlO2、カスピダイン(3CaO・2SiO2・CaF2)、ダイカルシウムシリケート(2CaO・SiO2)、メイエナイト(12CaO・7Al23)およびゲーレナイト(2CaO・SiO2・Al23)の量を調べるために、鋳造終了後に鋳型内からスラグフィルムを採取し、X線回折(Cu管球40kV、200mA)で、それぞれの結晶のX線回折強度を測定した。 LiAlO 2 present in slag film obtained from mold powder, caspidyne (3CaO · 2SiO 2 · CaF 2 ), dicalcium silicate (2CaO · SiO 2 ), mayenite (12CaO · 7Al 2 O 3 ) and gelenite (2CaO · SiO 2 ) In order to investigate the amount of ( 2 · Al 2 O 3 ), a slag film was taken from the mold after the casting was finished, and the X-ray diffraction intensity of each crystal was measured by X-ray diffraction (Cu tube 40 kV, 200 mA). .

緩冷却の指針として、鋳型熱流束(MW/m2)を算出した。鋳型熱流束は、鋳型冷却水の流量と入口出口の温度差とから、鋳型での総抜熱量を求め、これを、鋳型銅板と鋳片との接触面積で割ることにより算出した。熱流束値が1.5MW/m2以上のものを「強冷却」、1.5MW/m2未満のものを「緩冷却」と判定した。 The mold heat flux (MW / m 2 ) was calculated as a guide for slow cooling. The mold heat flux was calculated by obtaining the total heat removal amount in the mold from the flow rate of the mold cooling water and the temperature difference between the inlet and outlet, and dividing this by the contact area between the mold copper plate and the slab. A sample having a heat flux value of 1.5 MW / m 2 or more was determined as “strong cooling”, and a sample having a heat flux value of less than 1.5 MW / m 2 was determined as “slow cooling”.

連続鋳造の安定操業の指針として、鋳型銅板に埋設した熱電対を用いて、一定速度で鋳造した一定区間における温度変動(℃)を測定した。なお、連続鋳造では、温度変動が15℃を超えると、鋳造速度の減速措置、それでも変動が収まらない場合は鋳造停止措置を行う場合がある。   As a guideline for stable operation of continuous casting, the temperature fluctuation (° C.) in a fixed section cast at a constant speed was measured using a thermocouple embedded in a mold copper plate. In continuous casting, if the temperature fluctuation exceeds 15 ° C., the casting speed may be reduced, and if the fluctuation still does not stop, the casting stoppage may be taken.

鋳片の表面品質の指針として、凹みおよび割れを評価した。鋳片表面の凹みは、定常状態で鋳造できた部位のスラブを1ヒートから2枚任意に抜き取りし、スラブ広面の表裏面を目視検査して、凹みが認められた部位について凹み深さを測定し、深さが2mm超の凹みがあるものを、「凹み有り」と評価した。鋳片表面の割れは、鋳片の広面の表面および裏面を目視観察し、長さ100mm以上の割れが1つでも存在するものを、「割れ有り」と評価した。   As an indicator of the surface quality of the slab, dents and cracks were evaluated. As for the dent on the surface of the slab, two slabs of the part that could be cast in a steady state are arbitrarily extracted from one heat, and the front and back surfaces of the wide surface of the slab are visually inspected, and the dent depth is measured at the part where the dent is recognized. And the thing with a dent with a depth exceeding 2 mm was evaluated as "there is a dent." The crack on the surface of the slab was evaluated by visually observing the front and back surfaces of the wide surface of the slab and having one crack having a length of 100 mm or more as “having a crack”.

Figure 0004527693
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Figure 0004527693
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これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの(試験No.1〜10)では、そのスラグフィルム中にカスピダインが形成されなくとも、緩冷却を実現でき、凹みや割れの無い表面品質に優れた鋳片を製造することができる。試験No.1〜10での緩冷却は、スラグフィルム中のLiAlO2により達成されると考えられる。また試験No.1〜10では、温度変動が少なく、安定に操業することができる。さらに試験No.1〜10で用いたモールドパウダーNo.1〜10は、その凝固温度が適正範囲内にあり、適正な潤滑性を有していることが分かる。 As is clear from these results, those satisfying the requirements defined in the present invention (Test Nos. 1 to 10) can realize slow cooling even if caspidyne is not formed in the slag film, and dents and cracks. It is possible to produce a slab having no surface quality and excellent surface quality. Test No. Slow cooling at 1-10 is believed to be achieved by LiAlO 2 in the slag film. In addition, Test No. In 1-10, there are few temperature fluctuations and it can operate stably. Furthermore, test no. Mold powder No. 1 used in 1-10. As for 1-10, it turns out that the coagulation | solidification temperature exists in an appropriate range, and has appropriate lubricity.

一方、本発明で規定する要件を欠くモールドパウダーNo.11〜25を用いた試験No.11〜25では、以下に記載する理由により、凹みや割れの有る鋳片しか得られなかった。   On the other hand, mold powder No. which lacks the requirements specified in the present invention. Test Nos. 11 to 25 were used. In Nos. 11 to 25, only slabs with dents and cracks were obtained for the reasons described below.

試験No.11のものでは、SiO2量が少ないため、メイエナイトが優先的に晶出し、鋳片の割れが発生した。また凝固温度の上昇から、溶融スラグの潤滑性が損なわれて、温度変動も大きくなった。
試験No.12のものでは、SiO2量が多いため、ゲーレナイトが多く晶出し、均一な緩冷却が達成できず、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.13のものでは、CaO量が少ないため、ゲーレナイトが多く晶出し、均一な緩冷却が達成できず、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.14のものでは、CaO量が多いため、メイエナイトが多く晶出し、鋳片の割れが発生した。また凝固温度の上昇から、溶融スラグの潤滑性が損なわれて、温度変動も大きくなった。
Test No. In No. 11, since the amount of SiO 2 was small, the mayenite crystallized preferentially and cracking of the slab occurred. In addition, due to the increase in the solidification temperature, the lubricity of the molten slag was impaired and the temperature fluctuation increased.
Test No. In No. 12, since the amount of SiO 2 was large, a large amount of gehlenite was crystallized, uniform slow cooling could not be achieved, and dents and cracks occurred on the surface of the slab.
Test No. In No. 13, since the amount of CaO was small, much gehlenite was crystallized, uniform slow cooling could not be achieved, and dents and cracks occurred on the slab surface.
Test No. In the case of No. 14, since the amount of CaO was large, a large amount of mayenite was crystallized and cracking of the slab occurred. In addition, due to the increase in the solidification temperature, the lubricity of the molten slag was impaired and the temperature fluctuation increased.

試験No.15のものでは、Al23量が多くて、メイエナイトなどの粗大な結晶が多く形成されたため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.16のものでは、Al23量が少なくて、ダイカルシウムシリケートの粗大な結晶が多く形成されたため、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.17のものでは、Li2Oが多いため、LiAlO2晶出の最適範囲から外れて充分な量のLiAlO2が晶出されなかったこと、および溶融スラグの粘度低下により、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.18のものでは、Li2O量が少ないため、LiAlO2が晶出せず、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
Test No. In No. 15, since the amount of Al 2 O 3 was large and coarse crystals such as mayenite were formed, the heat removal rate varied, and dents and cracks occurred on the surface of the slab.
Test No. In No. 16, since the amount of Al 2 O 3 was small and a large number of coarse crystals of dicalcium silicate were formed, dents and cracks occurred on the surface of the slab.
Test No. In the case of No. 17, since there was much Li 2 O, a sufficient amount of LiAlO 2 was not crystallized out of the optimum range of LiAlO 2 crystallization, and the slab surface was not dented due to a decrease in the viscosity of the molten slag. Cracking occurred.
Test No. In No. 18, since the amount of Li 2 O was small, LiAlO 2 did not crystallize, the heat extraction speed varied, and dents and cracks occurred on the slab surface.

試験No.19のものでは、F量が多くて、充分な結晶が晶出されず緩冷却できなかったため、また粘度低下による過剰流入のため、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.20のものでは、F量が低いため、溶融スラグの凝固温度が上昇し、スラグベアが発生した。その結果、不均一流入により鋳片の縦割れが発生した。
試験No.21のものでは、MgO量が少なくて粗大な結晶が晶出して、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験No.22のものでは、MgO量が多くて、ダイカルシウムシリケートの粗大な結晶が多く形成されたため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
Test No. In No. 19, since the amount of F was large, sufficient crystals were not crystallized and could not be slowly cooled, and excessive inflow due to a decrease in viscosity caused dents and cracks on the surface of the slab.
Test No. In No. 20, since the amount of F was low, the solidification temperature of the molten slag increased and slag bear was generated. As a result, vertical slabs of the slab occurred due to uneven flow.
Test No. In No. 21, coarse crystals were crystallized with a small amount of MgO, the heat extraction speed varied, and dents and cracks occurred on the surface of the slab.
Test No. In the case of No. 22, the amount of MgO was large and a large number of coarse crystals of dicalcium silicate were formed, resulting in variations in the heat removal rate, and dents and cracks occurred on the surface of the slab.

試験No.23のものでは、Na2OおよびK2Oが存在するため、溶融スラグないしモールドパウダーが焼結した層が多く生成し、その結果、スラグベアが生成した。またNa−Al−O結晶が不均一に晶出したため、抜熱速度のバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが生じた。
試験No.24のものでは、C量が多くて、溶融速度が不充分であるため、スラグフィルムが充分に形成されない部分が生じ、その部分が急冷されて、鋳片表面に割れが発生した。
試験No.25のものでは、C量が少なくて、溶融速度が増大したため、流入過多および不均一流入が生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
Test No. In No. 23, since Na 2 O and K 2 O were present, many layers of molten slag or mold powder were formed, and as a result, slag bear was generated. Moreover, since the Na—Al—O crystal was crystallized non-uniformly, the heat extraction rate varied, and the slab surface was dented or cracked.
Test No. In the case of No. 24, since the amount of C was large and the melting rate was insufficient, a portion where the slag film was not sufficiently formed was generated, the portion was rapidly cooled, and cracks occurred on the surface of the slab.
Test No. In No. 25, since the amount of C was small and the melting rate increased, excessive inflow and non-uniform inflow occurred, and dents and cracks occurred on the surface of the slab.

〈実施例2〉
垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、1ヒート240トンの溶鋼を鋳造した。この実施例では、上記表1に示す化学成分組成の溶鋼(鋼種No.CおよびD)を用いると共に、上記表2に示す化学成分組成のモールドパウダー(モールドパウダーNo.5〜8)を用いた。連続鋳造におけるモールドサイズは240×1230mmであり、鋳造速度は1.4m/分である。
<Example 2>
Using a vertical bending type continuous casting machine, molten steel of 240 tons per heat was cast. In this example, molten steel (steel types No. C and D) having the chemical composition shown in Table 1 was used, and mold powder (mold powder No. 5 to 8) having the chemical composition shown in Table 2 was used. . The mold size in continuous casting is 240 × 1230 mm, and the casting speed is 1.4 m / min.

各試験で使用した鋼種、モールドパウダー、および連続鋳造条件(鋳型内の湯面レベル変動速度、浸漬ノズルの吐出角度、電磁攪拌の磁束密度、鋳型の振幅ストローク、ネガティブストリップ時間tN)を、下記表4に示す。また下記表4には、実施例1と同様にして測定した鋳型熱流束、鋳型銅板の温度変動、鋳片表面の凹みおよび割れの結果も示す。 Steel types used in each test, mold powder, and continuous casting conditions (rate level fluctuation speed in mold, discharge angle of immersion nozzle, magnetic flux density of electromagnetic stirring, mold amplitude stroke, negative strip time t N ) Table 4 shows. Table 4 below also shows the results of mold heat flux, mold copper plate temperature fluctuation, slab surface dents and cracks measured in the same manner as in Example 1.

Figure 0004527693
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これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの(試験No.26〜37)では、緩冷却および鋳型銅板の温度変動の安定化が実現でき、凹みや割れの無い表面品質に優れた鋳片を製造することができる。これに対して、本発明で規定する操業条件を外れるもの(試験No.38〜44)では、以下に記載する理由により、凹みや割れの有る鋳片しか得られなかった。   As is clear from these results, those satisfying the requirements stipulated in the present invention (test Nos. 26 to 37) can realize slow cooling and stabilization of the temperature fluctuation of the mold copper plate, and have a surface free from dents and cracks. A slab excellent in quality can be manufactured. On the other hand, in the thing (test No. 38-44) which deviates from the operation condition prescribed | regulated by this invention, only the slab with a dent and a crack was obtained for the reason described below.

試験No.38および39のものでは、鋳型内湯面レベル変動速度が大きいため、抜熱速度が不均一となり、その結果、鋳型銅板の温度変動が大きくなって凹みや割れが発生した。
試験No.40のものでは、浸漬ノズル吐出角度が−5°であるため、抜熱速度が不均一となり、その結果、鋳型銅板の温度変動が大きくなって凹みおよび割れが発生した。
試験No.41のものでは、電磁攪拌における磁束密度が大きくなっており、抜熱速度が不均一となり、その結果、鋳型熱電対温度変動が大きくなって凹みおよび割れが発生した。
Test No. In No. 38 and No. 39, since the mold surface level fluctuation speed was large, the heat removal speed became non-uniform, and as a result, the temperature fluctuation of the mold copper plate became large and dents and cracks occurred.
Test No. In No. 40, since the immersion nozzle discharge angle was −5 °, the heat removal rate became non-uniform. As a result, the temperature fluctuation of the mold copper plate was increased, and dents and cracks were generated.
Test No. In the case of No. 41, the magnetic flux density in electromagnetic stirring was large, and the heat removal rate became non-uniform. As a result, the temperature fluctuation of the mold thermocouple became large and dents and cracks were generated.

試験No.42のものでは、振幅ストロークが小さいため、流入不足で割れが発生した。
試験No.43は、振幅ストロークが大きく、オッシレーションマーク間隔が大きいため、オッシレーションマークに沿った凹みおよび割れが発生した。
試験44のものでは、ネガティブストリップ時間tNが大きく、オッシレーションマーク深さが大きいため、オッシレーションマークに沿った凹みおよび割れが発生した。
Test No. In 42, since the amplitude stroke was small, cracking occurred due to insufficient inflow.
Test No. No. 43 had a large amplitude stroke and a large interval between the oscillation marks, and therefore, dents and cracks along the oscillation marks occurred.
In Test 44, since the negative strip time t N was large and the oscillation mark depth was large, dents and cracks along the oscillation mark occurred.

Claims (1)

モールドパウダーを用いる高Al鋼スラブの連続鋳造方法であって、
Al含有量が0.1〜3.0%(質量%の意味、以下同じ)であると共に、Si、Mn、Ni、CrおよびMoを、それぞれ4.0%以下(0%を含まない)含み、且つC含有量[C]が下記式(1)〜(3):
f1−0.10≦[C]≦f2+0.05… (1)
f1=0.0828[Si]−0.01951[Mn]+0.07398[Al]−0.04614[Ni]+0.02447[Cr]+0.01851[Mo]+0.090… (2)
f2=0.2187[Si]−0.03291[Mn]+0.2017[Al]−0.06715[Ni]+0.04776[Cr]+0.04601[Mo]+0.173… (3)
〔式中、[Si]、[Mn]、[Al]、[Ni]、[Cr]および[Mo]は、それぞれ、鋼中のSi、Mn、Al、Ni、CrおよびMoの含有量(質量%)を表す。〕
の関係を満たす溶鋼を連続鋳造するに際して、
T−CaO:35〜60%、SiO2:5〜20%、Al23:15〜30%、MgO:0.2〜1.0%、Li2O:7〜13%、F:7.0〜13%、C:10.5〜14%および不可避不純物からなり、下記式(4):
2.5≦[T−CaO]/[SiO2]≦12.0 … (4)
〔式中、[T−CaO]および[SiO2]は、それぞれ、モールドパウダー中のT−CaOおよびSiO2の含有量(質量%)を表す。〕
の関係を満たすモールドパウダーを用いると共に、
鋳型内の湯面レベル変動速度を14mm/秒以下としてモールドパウダー溶融プールの安定を維持しつつ、鋳型幅方向に溶鋼を吐出させると共に、
その吐出角度が水平に対して下向き0°以上、55°以下の浸漬ノズルを用い、
更に振幅のストロークを2mm超、8mm以下とし、下記式(5):
N=(1/π×f)cos-1(Vc/π×f×s) … (5)
〔式中、fは鋳型振動数(Hz)であり、sは鋳型振動時の鋳型の上止点および下止点間の距離(mm)であり、Vcは鋳片引き抜き速度(mm/秒)である。〕
で定められるネガティブストリップ時間tNが0.25秒以下となるような鋳型振動を付与し、且つ
1200ガウス以下の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ熱流速値が1.5MW/m 2 未満の緩冷却を行うことを特徴とする高Al鋼スラブの連続鋳造方法。
A continuous casting method of high Al steel slab using mold powder,
Al content is 0.1 to 3.0% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), and Si, Mn, Ni, Cr and Mo are each included in an amount of 4.0% or less (excluding 0%). And the C content [C] is represented by the following formulas (1) to (3):
f1-0.10 ≦ [C] ≦ f2 + 0.05 (1)
f1 = 0.0828 [Si] −0.01951 [Mn] +0.07398 [Al] −0.04614 [Ni] +0.02447 [Cr] +0.01851 [Mo] +0.090 (2)
f2 = 0.2187 [Si] −0.03291 [Mn] +0.2017 [Al] −0.06715 [Ni] +0.04776 [Cr] +0.04601 [Mo] +0.173 (3)
[In the formula, [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr] and [Mo] are the contents (mass of Si, Mn, Al, Ni, Cr and Mo, respectively) in steel. %). ]
When continuously casting molten steel that satisfies the relationship
T-CaO: 35~60%, SiO 2: 5~20%, Al 2 O 3: 15~30%, MgO: 0.2~1.0%, Li 2 O: 7~13%, F: 7 0.0 to 13%, C: 10.5 to 14% and inevitable impurities, and the following formula (4):
2.5 ≦ [T-CaO] / [SiO 2 ] ≦ 12.0 (4)
[Wherein [T-CaO] and [SiO 2 ] represent the contents (mass%) of T-CaO and SiO 2 in the mold powder, respectively. ]
Using mold powder that satisfies the relationship
While maintaining the stability of the mold powder melting pool melt surface level fluctuation rate of the mold in less 14 mm / sec, the ejected molten steel in the mold width direction,
Using an immersion nozzle whose discharge angle is 0 ° or more and 55 ° or less downward with respect to the horizontal,
Furthermore, the stroke of the amplitude is set to more than 2 mm and not more than 8 mm, and the following formula (5):
t N = (1 / π × f) cos −1 (V c / π × f × s) (5)
[Where f is the mold frequency (Hz), s is the distance (mm) between the top and bottom stop points of the mold during mold vibration, and V c is the slab drawing speed (mm / second) ). ]
Is applied with mold vibration such that the negative strip time t N determined by 0.25 is 0.25 seconds or less, and the magnetic flow rate is less than 1.5 MW / m 2 while performing electromagnetic stirring in the mold at a magnetic flux density of 1200 gauss or less. A method for continuous casting of a high Al steel slab characterized by performing slow cooling of the steel.
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