JP5637081B2

JP5637081B2 - 高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び連続鋳造方法

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Publication number: JP5637081B2
Application number: JP2011139486A
Authority: JP
Inventors: 信幸高平; 花尾　方史; 方史花尾; 直嗣吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-06-23
Filing date: 2011-06-23
Publication date: 2014-12-10
Anticipated expiration: 2031-06-23
Also published as: JP2013006188A

Description

本発明は、高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックス及び連続鋳造方法に関し、具体的には、Ｍｎを１０〜３０質量％含有する高Ｍｎ鋼の連続鋳造に際し、ＭｎＯを所定量含有することによって、溶鋼との反応を抑制して安定操業を可能にするとともに良好な表面品質の連続鋳造鋳片を製造することができる連続鋳造用モールドフラックスと、この連続鋳造用モールドフラックスを用いる連続鋳造方法とに関する。

鋼の連続鋳造では、浸漬ノズル及び連続鋳造用モールドフラックス（以下、単に「モールドフラックス」ともいう。）を用いる手法が広く用いられる。連続鋳造法は、特にこのモールドフラックスを適用することによって、圧延により鋼板等の鉄鋼製品を製造するための素材の生産方法として、工業的に広く普及している。

モールドフラックスは、ＣａＯ、ＳｉＯ_２を主成分として含有し、ＭｎＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、Ｎａ_２Ｏ、Ｆ等を含有し、さらに原料中の不可避混入分としてＦｅＯやＴｉＯ_２等をわずかに含有する基材と、各種炭素原料である骨材とからなる。骨材は連続鋳造用鋳型（以下、単に「鋳型」ともいう。）内で燃焼して消失するとともに、基材が融解して溶融層を形成する。モールドフラックスは、鋳型の内部へ浸漬ノズルを用いて注入された溶鋼の表面に投入され、溶鋼からの熱によって滓化・溶融し、溶融スラグとなる。

溶融スラグは、鋳型と凝固殻との間に流入して潤滑フィルムを形成し、消費される。この投入から消費までの間におけるモールドフラックスの主な役割は、（ａ）溶鋼の保温、（ｂ）溶鋼と大気との接触の遮断、（ｃ）溶鋼から浮上する介在物の捕捉、（ｄ）凝固殻と鋳型との潤滑、さらには（ｅ）凝固殻から鋳型への抜熱の抑制等である。

ところで、Ｍｎを例えば１０％以上３０％以下（本明細書では特に断りがない限り含有量又は濃度に関する「％」は「質量％」を意味する。）と多量に含有する高Ｍｎ鋼を連続鋳造すると、鋼中Ｍｎは、鋳型の内部に投入されたモールドフラックスに基材の主成分として含有されるＳｉＯ_２と酸化還元反応を生じ、モールドフラックスにＭｎＯとして拡散する。このため、連続鋳造中にモールドフラックスの組成が変動して凝固点や粘度等の物性が変動するため、連続鋳造を行うことが困難になる。

特許文献１には、総ＣａＯのＣａＯ換算質量とＳｉＯ_２との質量比：０．９５〜１．４０、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜３０％、Ｎａ_２Ｏ：４％以下の化学組成を有する連続鋳造用モールドフラックスを用いて、Ｍｎを０．８％以上含有する高Ｍｎ丸断面鋳片を連続鋳造する発明が開示されている。

特許文献２には、溶融速度調整剤としての炭素１〜５％と、炭素燃焼用の助燃剤としてのＭｎＯ_２５〜２０％とを配合するモールドフラックスを用いることによって、鋼中炭素量１０〜２０ｐｐｍの極低炭素鋼を、浸炭による不都合を生じることなく連続鋳造する発明が開示されている。

特許文献３には、発熱剤として含有するＣａ−Ｓｉ合金を発熱させる酸化剤として、ＭｎＯ、ＫＭｎＯ_４及びＦｅ_２Ｏ_３のうちの一種以上を含有するモールドフラックスを用いることによって、液相線温度が１３３０〜１４２０℃であるようなＦｅ基合金やＮｉ基合金の連続鋳造方法に係る発明が開示されている。

特開平１１−２５４１０９号公報特開平６−１９８４０３号公報特開２００８−２７２７８６号公報

特許文献１により開示された発明の適用対象は高Ｍｎ鋼であるとされているが、特許文献１には、処理対象である鋼のＭｎ含有量が最高でも１．６％であることしか開示されていない。このため、特許文献１により開示された連続鋳造用モールドフラックスを、Ｍｎ含有量：１０〜３０％の高Ｍｎ鋼の連続鋳造に用いると、鋼中Ｍｎの拡散によりモールドフラックス中の組成が大きく変化して凝固点や粘度等の物性が変動し、連続鋳造を行うことが困難になる。このため、特許文献１により開示された連続鋳造用モールドフラックスは、Ｍｎ含有量：１０〜３０％の高Ｍｎ鋼の連続鋳造に用いることはできない。

特許文献２により開示されたモールドフラックスにおけるＭｎＯ_２は、炭素の助燃剤として配合されており、また、対象とする鋼種が炭素量０．０１％以下の極低炭素鋼である。このため、特許文献２により開示されたモールドフラックスは、Ｍｎ含有量：１０〜３０％の高Ｍｎ鋼の連続鋳造に用いることはできない。

特許文献３により開示されたモールドフラックスは、液相線温度が１３３０〜１４２０℃であるようなＦｅ基合金やＮｉ基合金を対象とするものであって、かつ、含有するＭｎＯは発熱剤として含有するＣａ−Ｓｉ合金を発熱させる酸化剤（炭素の助燃剤）として配合されている。このため、特許文献３により開示されたモールドフラックスを、Ｍｎ含有量：１０〜３０％の高Ｍｎ鋼の連続鋳造に用いることはできない。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、溶鋼のＭｎ含有量が例えば１０％以上と高いとＭｎの活量が高まり、これにより、鋼中Ｍｎは連続鋳造中に鋳型内でモールドフラックス中のＳｉＯ_２と酸化還元反応を生じることから、その反応を抑制し、かつ、操業で適用可能な凝固点や粘度を有する連続鋳造用モールドフラックスとなるようにその組成を適正化することによって上記課題を解決できることを知見し、本発明を完成した。

本発明は、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックスであって、高Ｍｎ鋼のＭｎ含有量（Ｍｎ）に対するＭｎＯ含有量（ＭｎＯ）の比｛（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）｝が０．２５〜１．２であるとともに、塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．８０〜１．６であることを特徴とする高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックスである。

この本発明に係る高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックスは、
（Ａ）ＭｎＯ含有量が２．５〜３６％であること、
（Ｂ）ＭｎＯ含有量が１６％以下であること、
（Ｃ）高Ｍｎ鋼のＳｉ含有量が０．１〜０．８％であること、又は
（Ｄ）高Ｍｎ鋼のＣ含有量は０．１〜１．１％であること、
の少なくとも一つを満足することが好ましい。

別の観点からは、本発明は、連続鋳造鋳型の内部へ注入された、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼からなる溶鋼に、上述した本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスを投入して連続鋳造を行うことを特徴とする連続鋳造方法である。

この本発明に係る連続鋳造方法では、鋳造速度が０．３〜０．８ｍ／ｍｉｎであることが好ましい。

本発明によれば、Ｍｎ含有量：１０〜３０％の高Ｍｎ鋼の連続鋳造に際し、モールドフラックスと溶鋼との反応を抑制して安定操業が可能になるとともに、良好な表面品質を有する鋳片を製造することができるようになる。

本発明を実施するための形態を説明する。
１．高Ｍｎ鋼
本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスを用いて連続鋳造される鋼は、好ましくはＣ含有量が０．１％以上１．１％以下であるとともに、Ｍｎ含有量が１０％以上３０％以下の高Ｍｎ鋼である。

Ｃ含有量が０．１％より低いと凝固殻の強度が脆弱となり破断し易くなり、一方、Ｃ含有量が１．１％より高いと固相線と液相線の温度差が広くなるため凝固殻が破断し易くなり、いずれの場合にも鋳造が困難になるおそれがあるからである。

また、高Ｍｎ鋼のＭｎ含有量が１０％未満であると、ＳｉやＡｌの含有量が低い場合に、モールドフラックス中のＭｎＯが、鋼中のＳｉやＡｌによって還元され、モールドフラックスの物性等が変化したり、鋼中にＭｎが含有されたりする可能性がある。また、Ｍｎ含有量が３０％超であると、鋼中Ｍｎ濃度が高すぎるためにモールドフラックスと溶鋼との反応を良好に抑制することはできない。このため、高Ｍｎ鋼のＭｎ含有量は１０％以上３０％以下である。

高Ｍｎ鋼のＳｉ含有量は０．１％以上０．８％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量が０．１％未満であると鋼中のＭｎとモールドフラックス中のＳｉＯ_２との間で酸化・還元反応が生じ易くなり、一方、Ｓｉ含有量が０．８％超であると、鋼中のＳｉとモールドフラックス中のＭｎＯとの間で酸化・還元反応が生じ易くなり、これらの反応が顕著になると、モールドフラックスの巻き込み等が発生して鋳片の表面性状を良好に保つことが困難になる場合があるからである。

２．連続鋳造用モールドフラックス
本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスは、上記高Ｍｎ鋼のＭｎ含有量（Ｍｎ）に対するＭｎＯ含有量（ＭｎＯ）の比｛（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）｝が０．２５〜１．２であるとともに、塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．８０〜１．６であるので、これらを説明する。

モールドフラックス中のＭｎＯ含有量（ＭｎＯ）は、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼中のＭｎ含有量（Ｍｎ）（単位：質量％）との関係で決定される。具体的には、０．２５≦（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）≦１．２を満足する含有量である。

（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）が０．２５未満であると、鋼中のＭｎとモールドフラックス中のＳｉＯ_２との間で酸化・還元反応が生じ易くなり、連続鋳造を安定的に行うことが困難になる。一方、（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）が１．２超であると、モールドフラックス中のＭｎＯの活量が高くなり、モールドフラックスの骨材である炭素と反応して鋳片に重度のピンホールが発生する可能性が高まる。連続鋳造の安定性と鋳片の品質とを高度に両立する観点から、（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）は０．３以上１．０以下であることが好ましい。

なお、本発明では、重度のピンホールとは、連続鋳造工程の後工程である熱間圧延工程を経てもスケールオフし切れない程度のものを意味しており、良好な鋳片表面品質とは、連続鋳造鋳片にピンホールが存在していても熱間圧延工程でスケールオフが可能な程度に軽微なピンホールのみである状態、具体的には直径が約１ｍｍ未満であるピンホールのみである状態を意味する。

モールドフラックスの塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）は０．８０以上１．６以下である。塩基度が０．８０未満であると、モールドフラックス中のＳｉＯ_２の活量が高くなり、溶鋼中のＭｎとの反応が顕著になって連続鋳造することができなくなり、また、塩基度が１．６超であるとモールドフラックス中のＭｎＯの活量が高くなり、モールドフラックスの骨材である炭素と反応して、鋳片に重度のピンホールが発生する可能性があるからである。塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）の好適な範囲は０．９０以上１．５以下であり、さらに好適な範囲は０．９５以上１．３以下である。

上述したように、本発明に係る高Ｍｎ鋼のＭｎ含有量は１０〜３０％であるから、本発明に係るモールドフラックス中のＭｎＯ含有量は２．５％以上３６％以下である。換言すると、本発明に係るモールドフラックスは、塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．８０以上１．６以下であるとともに、ＭｎＯ含有量が、２．５％以上３６％以下であって、かつ、添加される、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼に対して、（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）：０．２５以上１．２以下を満足するものである。

モールドフラックス中のＭｎＯの好ましい含有量は３％以上２０％以下である。ＭｎＯ含有量が３％未満の場合には鋼中のＭｎがモールドフラックス中のＳｉＯ_２を還元してモールドフラックスへＭｎＯとして取り込まれる可能性が高まり、ＭｎＯ含有量が２０％超の場合にはモールドフラックスの骨材である炭素と反応して、鋳片に重度のピンホールが発生する可能性が高まるからである。ＭｎＯのより好ましい含有量は、６％以上１６％以下である。

モールドフラックスの組成は、上述した関係を満足するようにＣａ成分、Ｓｉ成分およびＭｎ成分を含有すれば、これら以外の他の成分は特に限定されない。通常、Ａｌ成分、Ｍｇ成分、Ｎａ成分およびＦ成分を含有する。なお、本発明に係るモールドフラックスは、鋼中のＭｎがモールドフラックス中に酸化物として溶解することを抑制するためにＭｎＯを所定量含有するため、モールドフラックス中のＭｎＯと反応してこれを消費する阻害成分（例えば炭素や金属類）のモールドフラックスへの含有は可能な限り少なくすることが好ましい。

１３００℃のモールドフラックスの粘度は４ｐｏｉｓｅ以下であることが好ましい。高Ｍｎ鋼は、固液相線温度が広いため、メニスカス付近の凝固殻は溶鋼静圧で鋳型に押し付けられ易いため、１３００℃のモールドフラックスの粘度が高いと流入不良を引き起こす可能性があるからである。１３００℃のモールドフラックスの粘度は、より好ましくは３ｐｏｉｓｅ以下である。

モールドフラックスの凝固点は１２２０℃以下であることが好ましい。高Ｍｎ鋼は液相線温度が一般的な炭素鋼と比べて低いため、モールドフラックスの凝固点がこれより高いとリムが成長し、鋳造が困難になる可能性があるからである。モールドフラックスの凝固点はより好ましくは１１８０℃以下である。

３．連続鋳造方法
本発明に係る連続鋳造方法は、基本的に、塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．８０以上１．６以下であるとともにＭｎＯ含有量が２．５％以上３６％以下である上記のモールドフラックスを用いて、Ｍｎ含有量が１０％以上３０％以下である上記の高Ｍｎ鋼を連続鋳造する方法である。具体的には、連続鋳造鋳型の内部へ注入された、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼からなる溶鋼に、上述した本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスを投入して連続鋳造を行う。

このため、本発明に係る連続鋳造方法では、高Ｍｎ鋼におけるＭｎ含有量（Ｍｎ）（単位：質量％）と、モールドフラックス中のＭｎＯ含有量（ＭｎＯ）（単位：質量％）との関係が、０．２５≦（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）≦１．２として、表わされる。

本発明に係るモールドフラックスを用いて高Ｍｎ鋼を連続鋳造するにあたり、鋳造速度は０．３〜０．８ｍ／ｍｉｎとすることが好ましい。高Ｍｎ鋼は液相線温度が一般的な炭素鋼と比べて低いため、鋳造速度が０．８ｍ／ｍｉｎ超であると、モールドフラックスの滓化が間に合わなくなり、潤滑フィルム（モールドフラックスに基づくスラグの鋳型と凝固殻との間における溶融層ならびに固着層）が十分に形成されなくなるおそれがあり、一方、鋳造速度が０．３ｍ／ｍｉｎ未満であるとモールドフラックスの溶融に必要な熱量が不足し、やはり潤滑フィルムの形成が不十分になるおそれがあるからである。

表１に、塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）およびＭｎＯの濃度を変化させた８種類のモールドフラックスの基材の組成および物性をまとめて示す。各フラックスの粘度および凝固点は、操業で適用可能な値となるように、Ａｌ_２Ｏ_３，ＭｇＯ，Ｎａ_２ＯおよびＦの含有量によって調整した。

表２に、各モールドフラックスと高Ｍｎ鋼との鋳造条件ならびに鋳造結果をまとめて示す。

本発明例１〜４に示す鋳造では、鋳造中の鋳型熱電対の温度は安定しており、鋳片表面の性状も良好であった。ＭｎＯの含有量が高いモールドフラックスＥを用いた本発明例５の鋳造では鋳片表面に軽微なピンホールが発生した。しかしながら、この軽微なピンホールは、後の熱処理工程でスケールオフされる程度であり実質的には問題とならないものであった。

これに対し、塩基度が低いモールドフラックスＡを用いた比較例１、及び塩基度が高くＭｎＯ含有量が低いモールドフラックスＧを用いた比較例２では、いずれも、鋳型に設置した熱電対の温度変動が大きく、連続鋳造に適さなかった。

比較例１は、塩基度が低いためにモールドフラックス中のＳｉＯ_２の活量が高く、また後者はＭｎＯの含有量が少なくモールドフラックス中のＭｎＯの活量が低いため、それぞれ溶鋼中のＭｎとモールドフラックス中のＳｉＯ_２とが反応し、連続鋳造中にモールドフラックスの組成および物性が初期から変化したためと思われる。

さらに、塩基度及びＭｎＯ含有量がいずれも高いモールドフラックスＨを用いた比較例３では、鋳片表面に重度のピンホールが発生した。この重度のピンホールは、後の熱処理工程でスケールオフされず、別途疵の除去工程が必要となるので実操業には適さないものであった。

Claims

質量％で、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックスであって、前記高Ｍｎ鋼のＭｎ含有量（Ｍｎ）に対するＭｎＯ含有量（ＭｎＯ）の比｛（ＭｎＯ）／（Ｍｎ）｝が０．２５〜１．２であるとともに、塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．８０〜１．６であることを特徴とする高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
前記ＭｎＯ含有量が質量％で２．５〜３６％である請求項１に記載された高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
前記ＭｎＯ含有量が１６質量％以下である請求項２に記載された高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
前記高Ｍｎ鋼のＳｉ含有量は質量％で０．１〜０．８％である請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された高Ｍｎ鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
連続鋳造鋳型の内部へ注入された、Ｍｎ含有量が１０〜３０％である高Ｍｎ鋼からなる溶鋼に、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された連続鋳造用モールドフラックスを投入して連続鋳造を行うことを特徴とする連続鋳造方法。
鋳造速度が０．３〜０．８ｍ／ｍｉｎである請求項５に記載された連続鋳造方法。