JP4855552B2

JP4855552B2 - 溶鋼表面保温方法

Info

Publication number: JP4855552B2
Application number: JP2011514929A
Authority: JP
Inventors: 利明溝口; 大輔三木; 徳彦内山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-12-10
Filing date: 2010-12-10
Publication date: 2012-01-18
Anticipated expiration: 2030-12-10
Also published as: KR20120080250A; JPWO2011071141A1; CN102762320B; CN102762320A; BR112012013501B1; BR112012013501A8; BR112012013501A2; WO2011071141A1

Description

本発明は、取鍋や連続鋳造用タンディッシュなどにより溶鋼を移送、又は精錬処理を行う際に、断熱・保温あるいは空気酸化防止を目的として溶鋼表面を被覆する溶鋼表面保温方法に関する。
本願は、２００９年１２月１０日に、日本に出願された特願２００９−２８０２０５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来から、連続鋳造用タンディッシュや取鍋などにより溶鋼を移送、又は精錬処理を行う際に、溶鋼表面保温剤で溶鋼の表面を被覆し、溶鋼からの熱放散と外気の侵入を防止している。溶鋼表面保温剤として、ＳｉＯ_２とＣを主成分とする焼籾が広く使用されている。焼籾を溶鋼表面保温剤として使用した場合、ＳｉＯ_２は溶鋼中のＡｌと反応してＡｌ_２Ｏ_３系の介在物を生成するため、製品の表面欠陥が増大するという問題がある。

そこで、ＳｉＯ_２の少ない保温剤として、特許文献１に示されるように、ＭｇＯ系の溶鋼表面保温剤が開発されている。

特公平３−４８１５２号公報

しかしながら、ＭｇＯを主成分とする溶鋼表面保温剤は融点が高く、使用温度では主に固相であるため、溶鋼表面を均一に被覆することができず、外気と溶鋼表面との反応により、Ａｌ_２Ｏ_３系の介在物が生成する。

本発明は、上記問題を解決し、溶鋼表面保温剤由来の成分により、溶鋼中にアルミナ系の介在物が生成されることが無く、且つ、溶鋼表面での溶融速度が速く、溶鋼表面を均一に被覆することができる溶鋼表面保温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、本発明は以下の構成及び方法を採用する。

（１）本発明の態様は、融点が溶鋼表面温度より低い、５０質量％以上の低融点原料と、融点が前記溶鋼表面温度より高い、５０質量％未満の高融点原料とを含有し、１０〜６０質量％のＣａＯと、１０〜７０質量％のＡｌ _２Ｏ _３と、３〜３０質量％のＭｇＯと、０〜１０質量％のＳｉＯ _２とを合計７０質量％以上含有し、前記ＣａＯと前記Ａｌ _２Ｏ _３との比ＣａＯ／Ａｌ _２Ｏ _３が０．５〜２．０であり、融点が前記溶鋼表面温度より低く、７０質量％以上が粒径２００〜１０００μｍの粉体であり、所定の前記溶鋼表面温度を有する溶鋼表面に配置される溶鋼表面保温剤を、平均溶融層厚さが５〜３０ｍｍの範囲となるように前記溶鋼表面に配置する、溶鋼表面保温方法である。

上記（１）に記載の構成によれば、溶鋼表面保温剤の成分により、溶鋼中にアルミナ系の介在物が生成されることが無く、溶鋼表面保温剤が速やかに溶融して溶鋼表面を均一に被覆し、溶鋼と大気の接触によるアルミナ系介在物の生成を抑えることが可能となる。

また、溶鋼表面保温剤が、速やかに溶融して溶鋼表面を均一に確実に被覆し、棚つりの発生を防止することができるので、溶鋼と大気との接触によるアルミナ系介在物の生成を抑えることが可能となる。

連続連続鋳造での１〜２鍋でのタンディッシュ入側溶鋼中の全酸素量に対するタンディッシュ出側溶鋼中の全酸素量の変化量である。連続連続鋳造の１〜２鍋で製造された鋼片から得られる冷延鋼板コイル１本当たり中に存在する酸化物系介在物による表面欠陥の平均個数である。

発明者らは、溶鋼表面保温剤で溶鋼表面を均一に被覆するために、溶鋼表面保温剤の溶融速度を速くするための方法を検討した。その結果、融点が溶鋼表面温度より低い５０質量％以上の低融点原料と融点が溶鋼表面温度より高い５０質量％未満の高融点原料とを混合して製造された、融点が溶鋼表面温度より低い溶鋼表面保温剤を用いた場合に、溶鋼表面保温剤の溶融初期において融液が生成し、溶鋼表面保温剤の速やかな溶融が可能となることを発見した。以下、上記発見に基づく本発明の実施形態に係る溶鋼表面保温剤について詳細に説明する。尚、溶鋼表面保温材の融点とは、物質の温度を上昇させたときに溶融を始める温度であり、多元系物質の場合には固相線温度に相当する平均組成での融点である。

連続鋳造用タンディッシュや取鍋などにおける溶鋼表面温度は１５５０℃〜１６５０℃である。液相の溶鋼表面保温剤は、溶鋼表面を均一に被覆するため、溶鋼表面が外気と接触することによるＡｌ_２Ｏ_３系の介在物の生成を防止することができる。

低融点原料は、初期に融液を生成し、この融液に高融点の原料が接触することにより、高融点原料の前記融液中への拡散を促進して高融点原料の溶融速度を大きくする効果がある。なお、低融点原料の割合が５０質量％を下回ると、高融点原料の拡散が十分に促進されず、溶融速度が上がらず、高融点原料が長時間溶解しない状態が続き、溶鋼表面の外気との遮断が不十分となってしまう。このため、本実施形態に係る溶鋼表面保温剤では、低融点原料の割合を、５０質量％以上に規定される。上限に関しては、９０質量％、８０質量％、又は８０質量％であってもよい。

更に、本実施形態に係る溶鋼表面保温剤では、溶鋼表面保温剤の７０質量％以上を粒径２００〜１０００μｍの粉体とすることにより、低融点原料を速やかに融解させるとともに、高融点原料を前記融液中へ速やかに拡散させることができる。溶鋼表面保温剤の７０質量％以上を粒径３００〜９００μｍの粉体とする場合はより好ましく、溶鋼表面保温剤の７０質量％以上を粒径５００〜８００μｍの粉体とする場合は更に好ましい。なお、ここでの粒径は、篩いの目開きの寸法であり、前記所定の目開き寸法の篩いを通過することができる寸法である。また、７０質量％以上が粒径１０００μより大きくなると、低融点原料が速やかに融解することなく、更に、高融点原料の前記融液中への拡散速度が低下するため、溶鋼表面が外気と接触することにより、Ａｌ_２Ｏ_３系の介在物が生成されてしまう。一方で、溶鋼表面保温剤の７０質量％以上を粒径２００μｍ以下の粉体とすると、原料を細かくするコストが莫大となってしまう。また、粒径２００〜１０００μｍの粉体が、溶鋼表面保温剤の７０質量％より少ない割合しか占めない場合にも、溶液の生成量が十分でなく、また、高融点原料の前記融液中への拡散速度が低下するため、溶鋼表面が外気と接触してしまう。
溶鋼表面保温剤は、低融点原料と高融点原料が均一に混ぜられた状態で袋に入れられていればよい。この袋に入れられた状態の溶鋼表面保温剤を、袋ごと溶鋼表面に投入することができる。低融点原料と高融点原料の粒径が大きく違う場合、例えば本実施形態に係る溶鋼表面保温剤の２００〜１０００μｍの原料と２００μｍ未満、あるいは１０００μｍを超える原料を混合した場合には、袋内で、低融点原料と高融点原料が偏在してしまい、もし、高融点原料が最初に溶鋼表面と接触してしまう場合には、溶鋼表面で速やかに融液が生成されず、溶鋼表面が外気と接触してしまう。

溶鋼表面保温剤の融点（平均組成での融点）が溶鋼表面温度よりも高い場合には、溶鋼表面保温剤が完全な溶融状態に到らず、溶鋼表面での拡がり性が悪化し、溶鋼表面が外気と接触してしまう。このため、本実施形態に係る溶鋼表面保温剤の融点は溶鋼表面温度より低く設定されている。

完全に溶融した溶鋼表面保温剤を使用した場合には、取鍋やタンディッシュなどの耐火物の溶損が問題となる。そこで、本実施形態に係る溶鋼表面保温剤では、取鍋やタンディッシュのコーティング材に用いられているマグネシア（ＭｇＯ）を含む原料を用いることにより、タンディッシュの溶損を防止している。含有するマグネシアの量が３質量％よりも少ない場合には、取鍋やタンディッシュのコーティング材の溶損速度が速くなり、操業に支障をきたす。一方で、含有するマグネシアの量が３０質量％よりも高い場合には、融点が上昇するため、溶鋼を均一に被覆することができなくなる。そこで、本実施形態に係る溶鋼表面保温剤では、マグネシアの含有率を３〜３０質量％に規定する。より好ましくは、５〜３０質量％であり、更に好ましくは、７〜２５質量％である。

本実施形態に係る溶鋼表面保温剤は、混合後組成（平均組成）が、１０〜６０質量％、好ましくは１５〜５５質量％、尚好ましくは２５〜５０質量％のＣａＯ、１０〜７０質量％、好ましくは２０〜６５質量％、尚好ましくは４０〜６０質量％のＡｌ_２Ｏ_３、３〜３０質量％のＭｇＯ、０〜１０質量％以下のＳｉＯ_２を主成分としている。ただし、ＣａＯ／Ａｌ_２Ｏ_３＝０．５〜２．０とする。これは、ＣａＯ／Ａｌ_２Ｏ_３＝０．５〜２．０の範囲で溶鋼表面保温剤の融点（平均組成での融点）が極小となるためである。また、溶鋼表面保温剤に占めるＳｉＯ_２の質量が、１０質量％を超えると、溶鋼中のＡｌとの反応により、Ａｌ_２Ｏ_３系の介在物を生成し、製品の表面欠陥が増大してしまう。ＭｇＯの含有量については、上記した通りである。尚、「主成分とする」とは、該当する成分が全体の７０質量％以上を占める場合を指す。本実施形態に係る溶鋼表面保温剤においては、上述の成分の合計が全体の８０質量％、又は９０質量％以上であってもよい。

前記した低融点原料としては、融点が溶鋼表面温度以下であるＢ_２Ｏ_３、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３、ＣａＯ−ＳｉＯ_２、ＳｒＯ―ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＺｒＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＳｉＯ_２、ＣａＦ_２などの複合酸化物を用いることができる。この複合酸化物としては、生石灰とアルミナを予備溶融した後に粉砕したもの、または生石灰とボーキサイトを予備溶融した後に粉砕したアルミナセメント等、任意の多元系融体を凝固した固体を使用することができる。また、前記した高融点原料としては、マグネサイトを焼成して製造したＭｇＯや、電融品ＭｇＯ、あるいは、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＳｒＯ、ＺｒＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ、ＣａＯ−ＭｇＯを用いることができる。なお、溶鋼表面保温剤を構成する具体的な低融点原料と高融点原料の組成、低融点原料と高融点原料の組み合わせや配合比率は、後で実施例として示す。

溶鋼表面保温方法としては、上記説明した溶鋼表面保温剤を、平均溶融厚さが５〜３０ｍｍの範囲となるように溶鋼表面に配置することにしている。これは、平均溶融厚さが５ｍｍを下回る場合には、溶鋼表面の外気との遮断が不十分となるからである。また、平均溶融厚さが３０ｍｍを上回る場合には、熱源である溶鋼から離れた位置にある溶鋼表面保温剤の上部が冷却されることにより、溶鋼よりも温度が低い取鍋やタンディッシュの耐火物表面に、溶鋼表面保温剤が固化して付着し、溶鋼と溶鋼表面保温剤との間に隙間ができてしまうからである。これを棚つりという。棚つりが発生すると、溶鋼と溶鋼表面保温剤との間に隙間ができるので、溶鋼表面が外気と接触してしまう。溶鋼表面保温剤を、平均溶融厚さが７〜２５ｍｍ、又は９〜２０ｍｍの範囲となるように溶鋼表面に配置してもよい。

次に、本発明を実施例に基づいて説明するが、実施例における条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、これらの条件例のみに限定されない。
本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件ないし条件の組み合わせを採用し得るものである。

１チャージ２８０ｔの溶鋼を溶銑予備処理、転炉脱炭、ＲＨによる真空脱ガス処理を行い、極低炭素鋼を溶製した。これを、容量６０ｔのタンディッシュを用いて連続鋳造法により鋳片を製造した。鋳造は、１５チャージ分の溶鋼を連続して行った。溶鋼表面温度は１５６０〜１５８０℃とした。本発明、あるいは比較例の溶鋼表面保温剤は、鋳造初期からタンディッシュ内の溶鋼の保温に用いた。溶鋼表面保温剤は、実施例、比較例の場合ともにタンディッシュに対して５００ｋｇを袋ごと添加した。一枚の鋳片は、厚み２５０ｍｍ、長さ７０００ｍｍ、幅１５００ｍｍである。鋳片は、通常用いられる熱間圧延、冷間圧延工程を経て厚さ０．７ｍｍ、幅１５００ｍｍの冷延鋼板にした。なお、表１〜表４に実施例と比較例のデータを示す。レイアウトの都合上４つの表に分割したが、表２は表１の続きであり、表３は表２の続きであり、表４は表３の続きである。

表１中の※１ＣａＯ―Ａｌ_２Ｏ_３は、ＣａＯが５０質量％、Ａｌ_２Ｏ_３が５０質量％である。
表１中の※２ＣａＯ−ＳｉＯ_２は、ＣａＯが５５質量％、ＣａＯ−ＳｉＯ_２が４５質量％である。
表１中の※３ＳｒＯ−ＳｉＯ_２は、ＳｒＯが５０質量％、ＳｉＯ_２が５０質量％である。
表１中の※４Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＭｇＯは、Ａｌ_２Ｏ_３が５０質量％、ＣａＯが４５質量％、ＭｇＯが５質量％である。
表１中の※５Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＳｉＯ_２は、Ａｌ_２Ｏ_３が５０質量％、ＣａＯが４５質量％、ＳｉＯ_２が５質量％である。
表１中の※６Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＺｒＯ_２は、Ａｌ_２Ｏ_３が５０質量％、ＣａＯが４５質量％、ＺｒＯ_２が５質量％である。
表１中の※７Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＳｉＯ_２は、Ａｌ_２Ｏ_３が２５質量％、ＭｇＯが２５質量％、ＳｉＯ_２が５０質量％である。
表２中の※８Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯは、Ａｌ_２Ｏ_３が７５質量％、ＭｇＯが２５質量％である。
表２中の※９ＣａＯ−ＭｇＯは、ＣａＯが７０質量％、ＭｇＯｓが３０質量％である。
表４中の※１０溶融層厚さは、鉄棒を溶鋼に浸漬させ、付着した溶鋼表面保温剤の厚みを溶融層厚みとした。
表４中の※１１ ΔＴ．Ｏは、連続連続鋳造の１〜２鍋における、ＲＨ処理後（真空脱ガス処理後）溶鋼中の全酸素量に対する、タンディッシュ溶鋼中の全酸素量の変化量である。
表４中の※１２欠陥発生個数は、連続連続鋳造の１〜２鍋で製造された鋼片から得られる冷延鋼板コイル１本当たり中に存在する酸化物系介在物による表面欠陥の平均個数である。

図１に示されるように、実施例では、連続連続鋳造の１〜２鍋における、ＲＨ処理後（真空脱ガス処理後）溶鋼中の全酸素量に対し、タンディッシュ溶鋼中の全酸素量は減少している。これは、溶鋼表面保温剤が、速やかに溶融してタンディッシュ表面を均一に被覆したため、溶鋼と大気の接触によるアルミナ系介在物の生成が抑えられるとともに、溶鋼中のアルミナ系介在物が浮上して、溶鋼から除去されたからである。
また、図２に示されるように、実施例では、連続鋳造の１〜２鍋で製造された鋼片から得られる冷延鋼板コイル１本当たり中に存在する酸化物系介在物による表面欠陥の平均個数が、従来の比較例に比べて大幅に減少している。これも、溶鋼表面保温剤が、速やかに溶融してタンディッシュ表面を均一に被覆したため、溶鋼と大気の接触によるアルミナ系介在物の生成が抑えられたからである。

本発明によれば、溶鋼表面保温剤由来の成分により、溶鋼中にアルミナ系の介在物が生成されることが無く、且つ、溶鋼表面での溶融速度が速く、溶鋼表面を均一に被覆することができる溶鋼表面保温剤を提供することができる。

Claims

融点が溶鋼表面温度より低い、５０質量％以上の低融点原料と、融点が前記溶鋼表面温度より高い、５０質量％未満の高融点原料とを含有し、
１０〜６０質量％のＣａＯと、１０〜７０質量％のＡｌ _２Ｏ _３と、３〜３０質量％のＭｇＯと、０〜１０質量％のＳｉＯ _２とを合計７０質量％以上含有し、
前記ＣａＯと前記Ａｌ _２Ｏ _３との比ＣａＯ／Ａｌ _２Ｏ _３が０．５〜２．０であり、
融点が前記溶鋼表面温度より低く、
７０質量％以上が粒径２００〜１０００μｍの粉体であり、
所定の前記溶鋼表面温度を有する溶鋼表面に配置される溶鋼表面保温剤を、
平均溶融層厚さが５〜３０ｍｍの範囲となるように前記溶鋼表面に配置する
ことを特徴とする溶鋼表面保温方法。