JP5418786B2

JP5418786B2 - 鋼の連続鋳造方法

Info

Publication number: JP5418786B2
Application number: JP2010152293A
Authority: JP
Inventors: 康弘佐藤; 英典栗本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-07-02
Filing date: 2010-07-02
Publication date: 2014-02-19
Anticipated expiration: 2030-07-02
Also published as: JP2012011439A

Description

本発明は、電磁攪拌装置で鋳型内の溶鋼を電磁攪拌しつつ、鋼を連続鋳造する方法に関するものであり、連続鋳造した鋳片のコーナ部に発生する縦割れを防止することを目的としている。

近年、連続鋳造鋳片の表層品質改善を目的として、鋳型内に電磁攪拌コイルを設置し、鋳型内の溶鋼に攪拌流を付与しながら連続鋳造する方法が提案されている（例えば特許文献１、２）。

しかしながら、特許文献１、２で提案されている方法で電磁攪拌の推力をあげ、鋳型内溶鋼プール中に水平方向の攪拌流を付与すると、鋳片表面に縦割れあるいはへこみ等の表面欠陥が生じてしまう。そのため、鋳造後一旦鋳片を冷却した後に、鋳片の表面を研削する必要がある。

また、鋳型内で電磁力による強攪拌流を付与すると、鋳型内コーナ部近傍の上部から下部にかけて、ほぼ同じ位置で強攪拌流が衝突する。従って、強攪拌流が衝突する部分では、局部的に凝固シェルの再溶解が進行することになって、ブレークアウト（凝固シェルが破断して溶鋼が漏れ、鋳造の継続が不可能となるトラブル）を誘発する。

また、電磁攪拌装置の鋳込方向中心位置の短辺凝固シェル前方での溶鋼速度が０．４ｍ／secとなるように電流値と周波数を調整することによって、介在物や気泡などに起因したスラブ欠陥を効果的に低減する方法が、特許文献３で提案されている。

しかしながら、特許文献３で提案された方法も、前記特許文献１、２と同様、電磁攪拌により短辺に溶鋼流が衝突するため、凝固シェルの再溶解が生じて鋳片表面に縦割れあるいはへこみ等の表面欠陥が生じる。極端な場合は、凝固シェルの再溶解によりブレークアウトが生じる可能性もある。

特開昭５９−１５９２５６号公報特開昭５９−１５９２５７号公報特許第３５３８９６７号公報

本発明が解決しようとする問題点は、鋳型内溶鋼を電磁攪拌する従来の連続鋳造方法では、短辺への溶鋼流の衝突によって凝固シェルの再溶解が生じ、鋳片表面に縦割れあるいはへこみ等の表面欠陥が生じ、極端な場合はブレークアウトが生じる可能性があるという点である。

本発明の鋼の連続鋳造方法は、
鋳型内溶鋼に電磁攪拌を作用させた時も、凝固シェル厚を確保しつつ、かつ電磁攪拌によって生じるコーナ部の不均一凝固を抑制し、不均一凝固に起因して発生する鋳片表層欠陥（コーナ縦割れ）を防止できるようにするために、
鋳型長辺面に設置された電磁攪拌装置を用いて鋳型内溶鋼を水平方向に攪拌して、炭素含有率が０．０３〜０．０６質量%の鋼を１．１〜１．５m／minの鋳造速度で連続鋳造する方法であって、
前記電磁攪拌装置で鋳型内溶鋼を水平方向に攪拌して鋼を連続鋳造する際、
鋳型内溶鋼流動によって生じるコーナ近傍の鋳片短辺面側のホワイトラインが、鋳片表面から下記(1)式を満たす領域に存在するように、かつ、鋳造後の鋳片横断面の、下記(3)式で定義するコーナ近傍の鋳片短辺面側の凝固シェルの不均一凝固度Ｕが、下記(2)式の関係を満たすような条件で鋳造することにより、鋳片長辺部に発生する鋳造方向の縦割れを防止することを最も主要な特徴としている。
Ｗ≧２．４１×Ｖc＋２．７８…(1)
Ｕ≦−０．５８×Ｖc＋１．０８…(2)
Ｕ＝１−Ａ／Ｂ（−）…(3)
但し、Ｗは鋳造後鋳片の横断面で観察される鋳片表面からホワイトラインまでの深さ方向距離（mm）、Ｖcは鋳造速度（m／min）、Ｕは鋳片コーナ部における凝固シェルの不均一凝固度（−）、Ａは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に１０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）、Ｂは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に４０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）である。

その際、１３００℃における粘度が１．０〜３．５poise、結晶化温度が１１００〜１２００℃、塩基度（CaO／SiO₂）が１．０〜２．０であるモールドフラックスを使用することが望ましい。

前記本発明において、「ホワイトライン」とは、鋳型内の溶鋼流動により、凝固シェル前面のデンドライト樹枝間における偏析成分の濃化溶鋼が洗い流されて負偏析を形成することにより観察されるものである。

また、「コーナ縦割れ」とは、鋳片の長辺面と短辺面で構成されるエッジ部（以降、鋳片エッジ部という。）より鋳片内部に２０mm程度入った位置の鋳片長辺部に発生する鋳造方向の縦割れである。コーナ縦割れが発生すると鋳片の手入れ等が必要となるため、疵発生部を除去手入れすることによる歩留り低下、下工程での圧延機会損失等の能率低下等のデメリットが生じる。

本発明では、モールドフラックスの性状、鋳片の短辺凝固シェル不均一度などを総合した最適条件で鋳造することで、鋳片短辺部のシェル不均一凝固に起因するコーナ縦割れを完全に防止し、表面品質良好な鋳片を得ることができる。

鋳片の短辺部における凝固性状の調査に使用する試料の、鋳片からの切り出し方法を説明する図である。鋳片コーナ部における不均一凝固度の定義を説明する図である。鋳造速度Ｖcと鋳片表面からホワイトラインまでの距離Ｗとの関係を示した図である。鋳造速度Ｖcと鋳片コーナ部における不均一凝固度Ｕとの関係を示した図である。

本発明では、電磁攪拌によって生じるコーナ部の不均一凝固を抑制し、不均一凝固に起因して発生するコーナ縦割れを防止するという目的を、モールドフラックスの性状、鋳片の短辺凝固シェル不均一度などを総合した最適条件で鋳造することによって実現した。

以下、本発明の課題解決に至るまでの過程と共に、本発明を実施するための最良の形態について説明する。

発明者らは、後述の実施例に示すように、鋳造速度Ｖcを種々変更して、鋳片表面からホワイトラインまでの距離Ｗとコーナ縦割れの有無、および鋳片コーナ部における不均一凝固度とコーナ縦割れの有無の関係を調査した。

鋳片エッジ部より鋳片内部に２０mm程度入った位置の鋳片長辺部に発生する鋳造方向の縦割れは、長辺面の初期凝固シェルが短辺面方向に引張られることにより発生すると考えられ、それには、鋳型短辺での初期凝固シェルが関連するはずである。

鋳型コーナ部に発生する応力を計算することは可能であるものの、電磁攪拌による流れの影響を加味し、信頼できる高温物性、ならびにパウダーフィルム伝熱の影響を考慮しなければ信頼できる結果を得ることはできない。

そこで、鋳型短辺での初期凝固シェルに関連する因子として、凝固シェル厚みとその不均一度を考えた。このうち、前者の凝固シェル厚みについては、凝固シェル前面が電磁攪拌による流動で濃化溶鋼の溶質が洗われるため、形成されるホワイトラインまでの距離を指標として使うことを検討した。また、後者の凝固シェル厚みの不均一度は、その不均一度を指標として使うことを検討した。

発明者らは、これら鋳型内の短辺凝固シェルの状況を表すパラメータと鋳片長辺部のコーナ縦割れの発生状況を調査することによって、鋳片長辺部に発生する鋳造方向の縦割れの発生との関連を見出すに至った。

その結果、鋳造速度Ｖcに応じた、鋳片表面からホワイトラインまでの距離Ｗ、或いは、鋳造速度Ｖcに応じた、鋳片コーナ部における不均一凝固度Ｕとなるようにすれば、コーナ縦割れが発生しない領域が存在することを見出した。

なお、鋳片短辺部のコーナ部不均一凝固度Ｕは、図２中にも示す下記（3）式により定義した。
Ｕ＝１−Ａ／Ｂ（−）…(3)
ここで、Ａは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に１０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）、Ｂは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に４０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）である。

また、連続鋳造鋳片の初期凝固時における不均一凝固の改善には、鋳型内での緩冷却化が重要である。

発明者らの前記調査によれば、本発明の鋼の連続鋳造方法において使用するモールドフラックスの１３００℃における粘度の適正範囲は１．０〜３．５poise、塩基度（CaO／SiO₂）の適正範囲は１．０〜２．０、結晶化温度の適正範囲は１１００〜１２００℃であった。

塩基度が１．０未満、または結晶化温度が１１００℃未満では、溶融フラックスの凝固過程における結晶相の析出量が少なく、ガラス相の占める比率が高くなって、鋳型と凝固シェルとの間の熱伝達率が上昇するので、鋳片からの抜熱量が増加し、緩冷却が達成できないからである。

一方、塩基度が２．０を超えて高いか、または結晶化温度が１２００℃を超えて高い場合には、鋳型と凝固シェルとの間の潤滑が阻害され、鋳型への凝固シェルの焼付きによる拘束性ブレークアウトが発生する可能性が高くなるからである。

また、前記粘度が１．０poise未満では、溶鋼の攪拌流により溶融パウダー膜がせん断され、または粘度が３．５poiseを超えて高い場合には、鋳型と凝固シェルとの間の潤滑が阻害され、鋳型への凝固シェルの焼付きによる拘束性ブレークアウトが発生する可能性が高くなるからである。

本発明の鋼の連続鋳造方法は、上記調査により得られた結果に基づき、成立したものである。

すなわち、本発明の鋼の連続鋳造方法は、
鋳型長辺面に設置された電磁攪拌装置を用いて鋳型内溶鋼を水平方向に攪拌して、炭素含有率が０．０３〜０．０６質量%の鋼を１．１〜１．５m／minの鋳造速度で連続鋳造する方法であって、
前記電磁攪拌装置で鋳型内溶鋼を水平方向に攪拌して鋼を連続鋳造する際、
鋳型内溶鋼流動によって生じるコーナ近傍の鋳片短辺面側のホワイトラインが、鋳片表面から下記(1)式を満たす領域に存在するように、かつ、鋳造後の鋳片横断面の、下記(3)式で定義するコーナ近傍の鋳片短辺面側の凝固シェルの不均一凝固度Ｕが、下記(2)式の関係を満たすような条件で鋳造することにより、鋳片長辺部に発生する鋳造方向の縦割れを防止することを特徴とするものである。
Ｗ≧２．４１×Ｖc＋２．７８…(1)
Ｕ≦−０．５８×Ｖc＋１．０８…(2)
Ｕ＝１−Ａ／Ｂ（−）…(3)
但し、Ｗは鋳造後鋳片の横断面で観察される鋳片表面からホワイトラインまでの深さ方向距離（mm）、Ｖcは鋳造速度（m／min）、Ｕは鋳片コーナ部における凝固シェルの不均一凝固度（−）、Ａは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に１０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）、Ｂは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に４０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）である。

前記本発明の鋼の連続鋳造方法では、
１３００℃における粘度が１．０〜３．５poise、結晶化温度が１１００〜１２００℃、塩基度（CaO／SiO₂）が１．０〜２．０であるモールドフラックスを使用することが望ましい。

以下に、上記本発明の鋼の連続鋳造方法の妥当性を確認するため、下記の連続鋳造試験を行うとともに、得られた鋳片の横断面を後述する方法で調査してその結果を評価した。

鋳型厚さが２７０mm、鋳型長さが０．９mの鋳型を備えた、機長が３５mの垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、鋼の主要成分組成が、質量%で、C：０．０３〜０．０６%の鋼をスラブ幅１４００〜１５００mmで鋳造した。

鋳造速度は１．１〜１．５m／minの間で変化させた。鋳造には、塩基度（CaO／SiO₂）が１．１、結晶化温度が１１５０℃のモールドフラックスを使用した。鋳型長辺面に設置された電磁攪拌装置を用い、３００〜７００ガウスの磁場強度で鋳型内の溶鋼に流動を与えて攪拌を実施した。

初期凝固シェルの健全性を確認するため、鋳片の調査を行った。
図１は、鋳片の短辺部における凝固性状の調査に使用する試料の、鋳片からの切り出し方法を説明する図である。図１に示すように、鋳片１の短辺部から鋳片短辺部の横断面試料２を切り出し、図１中にハッチングを付した横断面にデンドライトエッチングを施した。図１中の１ａは下記表１における１コーナ、１ｂは同じく２コーナ、１ｃは同じく３コーナ、１ｄは同じく４コーナの位置を示す。

当該位置では、鋳片短辺表面から鋳片内部に数mm〜２０mm程度の範囲に、ホワイトラインが確認された。観察結果の例を図２に示す。このホワイトラインＬは、鋳型内の溶鋼流動により凝固シェル前面のデンドライト樹枝間における偏析成分の濃化溶鋼が洗い流されて負偏析を形成することにより観察されるもので、鋳型内における凝固シェルの形成状況を把握するための重要な手がかりとなる。鋳片短辺部のコーナ部不均一凝固度は、図２中に示す式（3）により定義した。

試験条件を下記表１に、試験結果を下記表２に示す。

図３は鋳造速度Ｖcと鋳片表面からホワイトラインまでの距離Ｗとの関係を示した図であり、○印はコーナ縦割れ発生無し、●印はコーナ縦割れが発生した鋳片の結果である。

この図３より、鋳造後鋳片の横断面で観察される鋳片表面からホワイトラインまでの深さ方向距離（mm）をＷ、鋳造速度（m／min）をＶcとした場合、コーナ縦割れが発生しない領域が、（1）式で表現できることが確認できる。
Ｗ≧２．４１×Ｖc＋２．７８…(1)

また、図４は鋳造速度Ｖcと鋳片コーナ部における不均一凝固度（−）Ｕとの関係を示した図であり、○印はコーナ縦割れ発生無し、●印はコーナ縦割れが発生した鋳片の結果である。

この図４より、コーナ縦割れが発生しない領域が、（2）式で表現できることが確認できる。
Ｕ≦−０．５８×Ｖc＋１．０８…(2)

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疇であれば、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。

上記の本発明は、モールドフラックスの性状、鋳片の短辺凝固シェル不均一度などを総合した最適条件で鋳造することで、鋳片短辺部のシェル不均一凝固に起因するコーナ縦割れを完全に防止し、表面品質良好な鋳片を得るものである。従って、本発明の鋼の連続鋳造方法は、鋳片の品質向上を要求される連続鋳造工程に広範囲に適用することができる。

１鋳片
Ｌホワイトライン

Claims

鋳型長辺面に設置された電磁攪拌装置を用いて鋳型内溶鋼を水平方向に攪拌して、炭素含有率が０．０３〜０．０６質量%の鋼を１．１〜１．５m／minの鋳造速度で連続鋳造する方法であって、
前記電磁攪拌装置で鋳型内溶鋼を水平方向に攪拌して鋼を連続鋳造する際、
鋳型内溶鋼流動によって生じるコーナ近傍の鋳片短辺面側のホワイトラインが、鋳片表面から下記(1)式を満たす領域に存在するように、かつ、鋳造後の鋳片横断面の、下記(3)式で定義するコーナ近傍の鋳片短辺面側の凝固シェルの不均一凝固度Ｕが、下記(2)式の関係を満たすような条件で鋳造することにより、鋳片長辺部に発生する鋳造方向の縦割れを防止することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
Ｗ≧２．４１×Ｖc＋２．７８…(1)
Ｕ≦−０．５８×Ｖc＋１．０８…(2)
Ｕ＝１−Ａ／Ｂ（−）…(3)
但し、Ｗは鋳造後鋳片の横断面で観察される鋳片表面からホワイトラインまでの深さ方向距離（mm）、Ｖcは鋳造速度（m／min）、Ｕは鋳片コーナ部における凝固シェルの不均一凝固度（−）、Ａは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に１０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）、Ｂは鋳片横断面短辺側における、鋳片エッジ部より鋳片内部に４０mm入った位置のホワイトライン厚さ（mm）である。
１３００℃における粘度が１．０〜３．５poise、結晶化温度が１１００〜１２００℃、塩基度（CaO／SiO ₂ ）が１．０〜２．０であるモールドフラックスを使用することを特徴とする請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。