JP4871773B2 - Ｔｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスおよびそれを使用した連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、本発明は、鋼の連続鋳造において鋳型内に添加して使用する連続鋳造用フラックスに関し、特にＴｉを０．１質量％以上含有するステンレス鋼の連続鋳造に適したものに関する。

溶鋼の連続鋳造においては粉末または顆粒状態のフラックスが鋳型内の湯面に散布される。このフラックスは溶鋼表面で溶解してスラグの溶融層を形成し、溶鋼の保温、酸化防止および非金属介在物の吸収を行なうとともに、鋼の凝固シェルと鋳型との間に流れ込んで潤滑作用を行なう。

このような連続鋳造用フラックスの一般的な成分はたとえば、ＳｉＯ_２：２０〜４５質量％（以下、％という）、ＣａＯ：２５〜４５％、Ａｌ_２Ｏ_３：１〜１５％に、溶融温度と粘度の調整のためにＮａ_２Ｏ：０．５〜２０％、Ｆ：５〜２０％を加えている。そしてこれにより溶融温度を９５０〜１２００℃、粘度を０．５〜１５ｐｏｉｓｅ程度にしている。

ところで、ステンレス鋼においてはＴｉを含有するものがある。オーステナイト系ステンレス鋼においてはＣｒ炭化物の析出による粒界腐食の防止のためＴｉを添加した鋼種があり、またフェライト系ステンレス鋼においても溶接性などの特性改善のためＴｉが添加されることがある。これらＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造においては、Ｔｉの含有量が０．１％未満であるか、あるいはＴｉ含有量がそれより多くても鋳造速度が０．６ｍ／ｍｉｎ以下であれば従来技術のパウダーが使用可能である。しかしながらステンレス鋼のＴｉ含有量が０．１％以上でかつ鋳造速度が０．６ｍ／ｍｉｎ以上となると特別なパウダーが必要になってくる。

すなわちステンレス鋼においてはＣｒやＮｉ等を含有するため融点が普通鋼より低く、鋳造温度も低いためこれに対応した融点や粘度が必要となる。それに加えて鋼中のＴｉ量が多くなると、スラグ中のＳｉＯ_２がＴｉによって還元されることによってＴｉＯ_２が生成する。このためスラグ中のＳｉＯ_２が低下して粘度が低下し、メニスカスの下方の鋳片と鋳型内壁の間に多量のスラグが流れ込んでオッシレーションの度に流動するスラグが多くなり、鋳片表面に大きく不均一な凹みが生ずる。このため特開平４−１００６６０号公報（特許文献１）のＴｉ含有超合金の鋳造用パウダーにおいては、ＣａＯ／ＳｉＯ_２を０．４以下としてＳｉＯ_２の量を相対的に多くし、Ｔｉで還元されても十分な量のＳｉＯ_２が残るようにしている。

また特開昭５６−９１９７６号公報（特許文献２）には、フラックス中のＴｉＯ_２の増大に伴い高融点結晶であるペロブスカイト（ＣａＴｉＯ_３；融点１９７０℃）が生成するのを防止するため、Ｃａに代えてＢａを成分として使用したＴｉ含有鋼の連続鋳造用フラックスが開示されている。
特開平４−１００６６０号公報 特開昭５６−９１９７６号公報

しかしながら上記引用文献に記載のようなフラックスを使用しても、Ｔｉ含有量が０．１％以上のステンレス鋼を０．６ｍ／ｍｉｎ以上の速度で連続鋳造する場合にはモールド内の湯面のハンチングが激しくなるとともに、ブレークアウトの検知による警報が発生することがあった。また引用文献２のようなＣａに代えてＢａを成分として使用したフラックスは毒性の問題やコスト的にも不利である。本発明は上記のような問題を解決したＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスを提供することを課題とする。

本発明は前記課題を課題を解決するものであって、Ｔｉ含有量が０．１％以上のステンレス鋼の連続鋳造に使用するためのフラックスであって、ＣａＯおよびＳｉＯ_２をＣａＯ／ＳｉＯ_２＝０．５〜１．１（質量％比）の範囲で含有し、Ａｌ_２Ｏ_３：５〜１５質量％、（Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ）：６〜１５質量％、Ｆ：４〜１２質量％、ＭｇＯ：１〜１０質量％を含有し、ＴｉＯ _２ を含有せず、結晶化温度が５５０〜７５０℃であることを特徴とするＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスである。ここにおいて、さらに１３００℃における粘度が０．６〜３．５ｐｏｉｓｅであることも特徴とする。
また上記のＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスを使用し、Ｔｉ含有量が０．１％以上のステンレス鋼を０．６ｍ／ｍｉｎ以上の速度で連続鋳造することを特徴とするＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造方法である。

本発明の連続鋳造用フラックスによれば、Ｔｉ含有量が０．１％以上のステンレス鋼の連続鋳造において結晶化温度を適正化することにより鋳型内冷却が適正な温度に調整される。これによりモールド内の湯面ハンチングや、ブレークアウト検知等の操業問題が発生せず、高品位の製品を得ることができる。

本発明者らはＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造のさいに生ずるモールド内の湯面のハンチングの原因について検討した。モールドフラックスは鋳型内に添加することにより鋳型と鋳片間に流入し、鋳型からは常に冷却を受ける。このために流入したモールドフラックスは鋳型側では凝固して固体状態のフィルム状となって鋳型に接しており、また鋳片側では凝固シェルにより溶融した液体状態のフィルム状となっている。

ステンレス鋼のような融点の低い鋼を高速鋳造するためには、凝固温度ができるだけ低いフラックスが使用されるが、このような連続鋳造用フラックスでは、スラグフィルムの伝熱のばらつきが発生し凝固不均一となりやすい。モールド内の湯面のハンチングは上記の凝固不均一における凝固シェルの凝固不足の時に起きると考えられる。湯面のハンチングが生ずると鋳型に接した溶鋼湯面上でモールドフラックスが湯面変動により凝固してスラグベアが大きくなりメニスカスで厚いスラグフィルムを形成する。このためその部分が過剰に緩冷却となって凝固シェルの発達がさらに不足となり、鋳型の温度のばらつきが過大となってブレークアウト検知の警報が発生することになる。

このよう凝固不均一の原因となるフィルム層の伝熱のばらつきの原因について検討した結果、伝熱のばらつきが発生するのは鋳型で急冷されたガラス状のフィルムが部分的に結晶化して熱伝導率が低くなり、その部分の冷却速度が小さくなるためと判明した。さらに詳細に検討した結果、ブレークアウト警報を防止するためには鋼中Ｔｉによる連続鋳造用フラックスの変化を考慮すると結晶化温度が７５０℃以下であることが必要であることが判明した。結晶化温度が７５０℃を超えるとガラス状の部分が多く残り均一に結晶化したフィルムが形成されず、伝熱のばらつきが発生する。

一方、結晶化温度は５５０℃以上である必要がある。結晶化温度がこれより低い場合、スラグフィルム中の結晶生成が早くなるため緩冷却となり、鋳片バルジングが発生してモールド内の湯面ハンチングが発生するおそれがある。上記の鋳片バルジングに起因した湯面ハンチングとは、湯面変動量が±５ｍｍ以上でロールピッチに同調する周期が一定な湯面変動である。なお結晶化温度の調節はＣａＯ／ＳｉＯ _２ を変化させることで行なうことができる。たとえばＣａＯ／ＳｉＯ _２ を１．１近くまで高くすると結晶化温度を５５０℃近くまで低くでき、一方ＣａＯ／ＳｉＯ _２ を低くすれば結晶化温度を高くできる。

前記の結晶化温度の測定は、４０ｍｍ径×５０ｍｍ高さの黒鉛ルツボでフラックスのサンプル１０ｇを１４００℃で１０分間溶解し、水砕して完全にガラス化したものを使用した。これを乾燥後微粉砕して評価サンプルとし、示差熱分析計によりサンプルを常温より昇温速度１０℃/ｍｉｎで加熱し、最初に再結晶化する時の発熱ピークの最大ピーク温度を結晶化温度とした。

また本発明のＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスは、このように適正な結晶化温度を規定すると共に適当な成分範囲である必要がある。
ＣａＯおよびＳｉＯ_２についてはＣａＯ／ＳｉＯ_２＝０．５〜１．１の範囲で含有する必要がある。ＣａＯ／ＳｉＯ_２が０．５未満では溶融温度および粘度が高くなり過ぎる。一方ＣａＯ／ＳｉＯ_２が１．１を超えるとフラックス中のＳｉＯ_２がＴｉによって還元されることによってＳｉＯ_２が低下して粘度が適正範囲から低下する。

Ａｌ_２Ｏ_３は溶融温度を低下させる目的で使用するが５〜１５％にする必要がある。Ａｌ_２Ｏ_３が５％未満では溶融温度が高くなる。一方１５％を超えると粘度が高くなり過ぎる。

（Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ）は溶融温度および粘度を調整する作用があり、６〜１５％にする必要がある。（Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ）が６％未満では溶融温度を下げることができないとともに、表面張力が高くなり溶鋼面を充分に被覆することができず、充分にシールや潤滑の機能を果たすことができない。一方、（Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ）が１５％を超えると溶融温度が低くなり過ぎるとともに粘度も低下し過ぎ、さらに結晶化傾向が著しくなる。なおＬｉ_２Ｏの使用量はコストの面から２．０％以下が適当である。

Ｆは粘度を低下させる作用があり規定粘度範囲に調整するために添加するが、４〜１２％にする必要がある。Ｆの量が４％未満では粘度低下の効果が不十分であり、一方１２％を超えると粘度が下がり過ぎる。なおＦ量はＣａＦ_２やＮａＦなどのＦ化合物のＦ当量である。

ＭｇＯは粘度、凝固温度を低下させる成分であるが、１〜１０％の範囲が適当である。ＭｇＯが１．０％未満では共晶反応による溶融温度低下の効果が期待できない。、一方１０％を超えるとＭｇＯを主体とした高溶融点の反応物質が生成し易くなり、不適当である。

さらに本発明のＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスにおいては、１３００℃における粘度が０．６〜３．５ｐｏｉｓｅの範囲にあることが好ましい。Ｔｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造においては下式の反応によりスラグ中にＴｉＯ_２が濃化する。
（ＳｉＯ_２）＋［Ｔｉ］→［Ｓｉ］＋（ＴｉＯ_２）

使用前のフラックスにはＴｉＯ _２ を含有しない本発明の場合、上記反応式によるスラグ中のＴｉＯ_２が一定濃度までは粘度低下傾向にあるが、一定量を超えると逆に粘度が上昇する。スラグが低粘度であると上記のＴｉによるＳｉＯ_２の還元反応が活発になりスラグ中のＴｉＯ_２が濃化する。このためさらに低粘度化するためモールドと鋳片の間へのスラグの流入過剰で流入不均一となり、ブレークアウト警報発生に至ると考えられる。これについて検討した結果、１３００℃における粘度が０．６ｐｏｉｓｅ以上であることが好ましいことが判明した。一方、粘度を３．５ｐｏｉｓｅより高くした場合不均一流入によるブレークアウト警報発生のおそれがある。なお粘度は前記のようにフラックスの各成分の量によっても変化するが、特にＦは粘度を低下させる作用があり、粘度の調節はこれの添加量を変化させて行なうことができる。

なお粘度の測定は、回転粘度計または振動粘度計等を使用して行なうことができる。たとえば回転粘度計においては、１３００℃に保持した溶融スラグに浸漬したローターを回転させることにより、得られたトルク値から算出することができる。

以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
表1に示す組成の連続鋳造用フラックスを用いてＳＵＳ３２１ステンレス鋼（Ｃｒ：１８％、Ｎｉ：９％、Ｔｉ：０．１８％）を０．５ｍ／ｍｉｎおよび１．２ｍ／ｍｉｎの速度で連続鋳造した。使用した各フラックスの成分とモールド内湯面ハンチングの発生およびブレークアウト警報の有無について表１に示す。フラックス記号Ａ〜Ｆは本発明のフラックスであり、フラックス記号Ｇ〜Ｌは本発明の範囲外の比較例である。

フラックス記号Ａ〜Ｆの連続鋳造用フラックスは、スラグフィルムの適度な結晶化によりブレークアウト警報の発生を抑制することができ、また鋳片バルジングによるモールド内湯面ハンチングの発生も抑制することができ、満足な結果であった。

比較例であるフラックス記号Ｇ〜Ｉのフラックスにおいては、塩基度を１．１０と高塩基度にしたため結晶化温度が５５０℃未満となった。このためスラグフィルム中の結晶生成が早くなって緩冷却となり、鋳造速度が０．５ｍ／ｍｉｎでは問題無いものの、１．２ｍ／ｍｉｎでは鋳片バルジングが発生した。

比較例であるフラックス記号Ｊ〜Ｌのフラックスにおいては、、結晶化温度が７５０℃を超えているためガラス状の部分が多く残って均一に結晶化したフィルムが形成されない状態になった。このため伝熱のばらつきが発生し、鋳造速度が０．５ｍ／ｍｉｎでは問題無いものの、１．２ｍ／ｍｉｎではブレークアウト警報が発生した。

Claims (3)

1. Ｔｉ含有量が０．１％以上のステンレス鋼の連続鋳造に使用するためのフラックスであって、ＣａＯおよびＳｉＯ_２をＣａＯ／ＳｉＯ_２＝０．５〜１．１（質量％比）の範囲で含有し、Ａｌ_２Ｏ_３：５〜１５質量％、（Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ）：６〜１５質量％、Ｆ：４〜１２質量％、ＭｇＯ：１〜１０質量％を含有し、ＴｉＯ _２ を含有せず、結晶化温度が５５０〜７５０℃であることを特徴とするＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックス。
2. さらに、１３００℃における粘度が０．６〜３．５ｐｏｉｓｅであることを特徴とする請求項１記載のＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックス。
3. 請求項１または請求項２記載のＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造用フラックスを使用し、Ｔｉ含有量が０．１％以上のステンレス鋼を０．６ｍ／ｍｉｎ以上の速度で連続鋳造することを特徴とするＴｉ含有ステンレス鋼の連続鋳造方法。