JP6284017B2 - Ａｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックス - Google Patents
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Description
本発明は、Al含有鋼を連続鋳造する際に、鋳片表面に発生する縦割れを防止できるモールドフラックスに関するものである。
鋼の連続鋳造において、C 濃度が0.08〜0.18質量％の亜包晶鋼は、鋳型内で溶鋼が凝固して形成される凝固殻の厚みが不均一になりやすく、この凝固殻の厚みの不均一に起因して鋳片表面に縦割れが発生しやすい。
鋳片表面に発生する縦割れの防止を目的として、鋳型内に形成される凝固殻の厚みの均一化を図るためには、凝固殻の先端部を緩やかに冷却すること（以下、緩冷却という。）が有効であり、そのための手段として、モールドフラックスの使用が比較的簡便である。
モールドフラックスは、連続鋳造中、鋳型内溶鋼の表面に供給されて溶鋼からの熱供給により溶融し、鋳型内壁面に沿って凝固殻との間隙に流入してフィルムを形成する。このフィルムは、鋳造開始直後に、鋳型からの冷却によってガラス状に凝固するが、時間の経過とともにガラス中から結晶が析出する。このフィルムの結晶化を促進させると、フィルムの鋳型側表面の粗度が増大して、鋳型とフィルムの界面における熱抵抗が増大する。また、フィルム中の輻射伝熱も抑制されるので、これらの効果により、フィルムに接した溶鋼及び凝固殻が緩冷却される。
鋳型内壁面と凝固殻との間隙に形成される前記フィルム中に析出する結晶の一般的な組成はカスピダイン（ cuspidine：Ca4Si2O7F2）であり、フィルムの結晶化を促進する方法として、これまで以下の様な技術が提案されている。
モールドフラックスの融体物性を制御する方法としては、凝固温度を高めることが結晶化を促進する有効な方法である。
特許文献１では、中炭素鋼の連続鋳造に際し、1300℃における粘度を0.6〜2.5 poiseとし、凝固温度を1150〜1250℃に高めて、結晶化を促進する方法が開示されている。ただし、特許文献１には、凝固温度が1250℃より高くなると、潤滑性が阻害されてブレイクアウトを防止できないと記載されている。
また、モールドフラックス中の成分組成を制御する方法としては、CaO とSiO2の質量濃度比率 CaO／SiO2（以下、塩基度という。）を上昇させることが有効である。また、MgO 濃度を低減することも有効である。
特許文献２では、塩基度を1.2 〜1.6 とした上で、MgO 濃度を1.5 質量％以下にすることがフィルムの結晶化の促進に有効であると記載されている。ただし、特許文献２において、発明の実施例として開示されているモールドフラックスの結晶生成温度は最も高いものでも1145℃であり、それ相応の緩冷却効果が得られるに過ぎない。
一方、特許文献３では、中炭素鋼の連続鋳造に際し、モールドフラックス中に鉄酸化物あるいは遷移金属の酸化物を添加することにより、フィルム中の輻射伝熱を抑制する方法が開示されている。ただし、鉄酸化物や遷移金属の酸化物を添加すると、モールドフラックス中のCaO 、SiO2、CaF2の濃度が希釈される。特に、特許文献３に記載の発明において、輻射伝熱の抑制効果を十分に得るためには、その適用例に示される様に、鉄あるいは遷移金属を合計で10質量％以上も添加する必要がある。その場合、特許文献３の適用例に示されている塩基度が1.0付近の組成では、カスピダインが析出し難くなり、モールドフラックスの凝固温度が低下する。また、適用例に示される凝固温度は1050℃程度であり、亜包晶鋼用モールドフラックスの凝固温度が、特許文献１に記載されている様に、1150〜1250℃程度であることを考えると、特許文献３に記載された凝固温度は、亜包晶鋼の縦割れを防止するのに効果的なモールドフラックスの凝固温度より100℃以上も低いことになる。その結果、特許文献３に記載の発明では、フィルムの結晶化が阻害されて、鋳型とフィルムの界面における熱抵抗が増大し難くなって、結晶化による緩冷却効果が損なわれる。
ところで、特許文献４では、カスピダインの析出しやすいモールドフラックスの組成範囲が、CaO -SiO2-CaF2-NaF の四元系で開示されている。この組成範囲は、その後、非特許文献１に掲載された報告によるカスピダインの初晶領域と実質的に一致している。
また、特許文献５では、前記特許文献４に記載された範囲内に調整された基本組成に対して、遷移金属の酸化物を添加することにより、緩冷却効果を損なうことなく凝固温度を低下させる方法が開示されている。この特許文献５に記載の発明は、溶鋼中のMn濃度が高い場合、その酸化反応によりフィルム中のMnO 濃度が高くなるためにカスピダインの結晶化が阻害され、十分な緩冷却効果が得られないという問題に対して、必要な濃度のMnO を予め配合しておき、その酸化反応を抑制した上で、凝固点を望ましいレベルに高めておくというものである。この発明により、Mn濃度の高い高強度鋼の縦割れを防止することが可能になる。
しかしながら、亜包晶鋼であっても、Alを、例えば0.1 質量％以上の濃度で少なからず含有する鋼種を鋳造する場合には、その酸化反応の影響を受けて生じたAl2O3 によりカスピダインが希釈され、その結晶化が阻害されるので、十分な緩冷却効果が得られなくなるという問題が生じる。
ISIJ International、Vol.42(2002)、p489〜497
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、Al濃度が0.1質量％以上の亜包晶鋼を連続鋳造した場合に、鋳片表面に発生する縦割れを防止できるモールドフラックスを提供することである。
本発明は、鋳型内において、溶鋼中のAlの酸化反応に伴ってモールドフラックスの組成が変化した場合にも、その組成をカスピダインの初晶領域に維持することにより、十分なカスピダインの結晶化、及び緩冷却の効果を得ることを可能にしたものである。
すなわち、本発明は、
CaO、SiO2、アルカリ金属の酸化物、フッ素化合物を基本成分とし、鋳型内に供給する前の初期組成が下記(1)式、下記(2)式、及び下記(3)式を満足する一方、
連続鋳造中、鋳型内に供給して鋳型内溶鋼と反応した後の組成が、下記(4)式、下記(5)式、及び下記(6)式を満足し、かつ、鋳型内で溶鋼と反応した後にも鋳型内の熱流束を1.43〜1.55MW／m 2 の範囲内とすることを最も主要な特徴とする、0.1質量％以上、2.0質量％以下のAlを含有するAl含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスである。
CaO、SiO2、アルカリ金属の酸化物、フッ素化合物を基本成分とし、鋳型内に供給する前の初期組成が下記(1)式、下記(2)式、及び下記(3)式を満足する一方、
連続鋳造中、鋳型内に供給して鋳型内溶鋼と反応した後の組成が、下記(4)式、下記(5)式、及び下記(6)式を満足し、かつ、鋳型内で溶鋼と反応した後にも鋳型内の熱流束を1.43〜1.55MW／m 2 の範囲内とすることを最も主要な特徴とする、0.1質量％以上、2.0質量％以下のAlを含有するAl含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスである。
0.9 −0.35×Ａ2 ≦ｆ(1) ≦1.9 −0.35×Ａ2 … (1)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (2)
0 ＜ｆ(3) ≦0.40 … (3)
1.10≦ｆ(1) ≦1.90 … (4)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (5)
0.10≦ｆ(3) ≦0.40 … (6)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (2)
0 ＜ｆ(3) ≦0.40 … (3)
1.10≦ｆ(1) ≦1.90 … (4)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (5)
0.10≦ｆ(3) ≦0.40 … (6)
上記 (1)式中のＡは溶鋼中に含有されるAlの質量濃度（質量％）である。また、上記(1)〜 (6)式中のｆ(1) 、ｆ(2) 、ｆ(3) は、下記(イ)(ロ)(ハ)で表される換算指標である。
ｆ(1) ＝(CaO)h／(SiO2)h …(イ)
ｆ(2) ＝(CaF2)h ／{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋(CaF2)h } …(ロ)
ｆ(3) ＝{アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h ｝／
{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋(アルカリ金属の弗化物)h ＋(Al2O3)h ｝…(ハ)
ｆ(2) ＝(CaF2)h ／{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋(CaF2)h } …(ロ)
ｆ(3) ＝{アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h ｝／
{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋(アルカリ金属の弗化物)h ＋(Al2O3)h ｝…(ハ)
但し、上記(イ)(ロ)(ハ)で表される換算指標中の、(CaO)h、(SiO2)h 、(CaF2)h 、(アルカリ金属の弗化物)h 、(Al2O3)hは下記(Ａ)(Ｂ)(Ｃ)(Ｄ)(Ｅ)で表される換算量である。
(CaO)h＝ {ＷCaO −(CaF2)h ×0.718} …(Ａ)
(SiO2)h ＝ＷSiO2 …(Ｂ)
(CaF2)h ＝(ＷF−ＷLi2O×1.27−ＷNa2O×0.613 −ＷK2O ×0.403)×2.05 …(Ｃ)
(アルカリ金属の弗化物)h ＝ＷLi2O×1.74＋ＷNa2O×1.35＋ＷK2O ×1.23 …(Ｄ)
(Al2O3)h＝ＷAl2O3 …(Ｅ)
(SiO2)h ＝ＷSiO2 …(Ｂ)
(CaF2)h ＝(ＷF−ＷLi2O×1.27−ＷNa2O×0.613 −ＷK2O ×0.403)×2.05 …(Ｃ)
(アルカリ金属の弗化物)h ＝ＷLi2O×1.74＋ＷNa2O×1.35＋ＷK2O ×1.23 …(Ｄ)
(Al2O3)h＝ＷAl2O3 …(Ｅ)
ここで、ＷCaO 、ＷSiO2、ＷF 、ＷLi2O、ＷNa2O、ＷK2O 、ＷAl2O3 は、モールドフラックス中の CaO、SiO2、 F、Li2O、Na2O、 K2O、 Al2O3の質量濃度（質量％）を示す。
0.1質量％以上、2.0質量％以下のAlを含有するAl含有鋼を連続鋳造する際、鋳型内の溶鋼表面に本発明のモールドフラックスを供給して、当該モールドフラックスが鋳型内で形成するフィルム中の結晶相を維持するようにして連続鋳造すれば、十分な緩冷却効果を維持できて鋳片表面に発生する縦割れを防止することができる。
本発明は、溶鋼中のAlの酸化反応に伴ってモールドフラックスの組成が変化した場合でも、その組成をカスピダインの初晶領域に維持するので、十分なカスピダインの結晶化、及び緩冷却の効果を得ることが可能になる。
従って、本発明のモールドフラックスを鋳型内の溶鋼表面に供給することにより、溶鋼中のAlの酸化反応に伴って組成が変化しても、十分なカスピダインの結晶化、及び緩冷却の効果を得て鋳片表面の縦割れ発生を防止することができる。
本発明のモールドフラックスは、 CaO、SiO2、アルカリ金属酸化物、及びフッ化物からなり、その組成から算出される、下記(イ)(ロ)(ハ)で表されるｆ(1) 、ｆ(2) 、ｆ(3) の各換算指標を、鋳型内に供給する前の初期組成時に、下記(1)〜(3)式の範囲内に調整することを特徴とするものである。
0.9 −0.35×Ａ2 ≦ｆ(1) ≦1.9 −0.35×Ａ2 … (1)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (2)
0 ＜ｆ(3) ≦0.40 … (3)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (2)
0 ＜ｆ(3) ≦0.40 … (3)
ここで、上記(1) 式中の「Ａ」は溶鋼中に含有されるAlの質量濃度（質量％）である。
ｆ(1) ＝(CaO)h／(SiO2)h … (イ)
ｆ(2) ＝(CaF2)h ／{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋(CaF2)h } … (ロ)
ｆ(3) ＝{(アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h｝／
{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋ (アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h ｝… (ハ)
ｆ(2) ＝(CaF2)h ／{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋(CaF2)h } … (ロ)
ｆ(3) ＝{(アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h｝／
{(CaO)h ＋(SiO2)h ＋ (アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h ｝… (ハ)
但し、上記(イ)(ロ)(ハ)で表される換算指標中の、(CaO)h、(SiO2)h 、(CaF2)h 、(アルカリ金属の弗化物)h 、(Al2O3)hは下記(Ａ)(Ｂ)(Ｃ)(Ｄ)(Ｅ)で表される換算量である。
(CaO)h＝ {ＷCaO −(CaF2)h ×0.718} … (Ａ)
(SiO2)h ＝ＷSiO2 … (Ｂ)
(CaF2)h ＝(ＷF−ＷLi2O×1.27−ＷNa2O×0.613 − ＷK2O×0.403)×2.05 … (Ｃ)
(アルカリ金属の弗化物)h ＝ＷLi2O×1.74＋ＷNa2O×1.35＋ＷK2O ×1.23 … (Ｄ)
(Al2O3)h＝ＷAl2O3 … (Ｅ)
(SiO2)h ＝ＷSiO2 … (Ｂ)
(CaF2)h ＝(ＷF−ＷLi2O×1.27−ＷNa2O×0.613 − ＷK2O×0.403)×2.05 … (Ｃ)
(アルカリ金属の弗化物)h ＝ＷLi2O×1.74＋ＷNa2O×1.35＋ＷK2O ×1.23 … (Ｄ)
(Al2O3)h＝ＷAl2O3 … (Ｅ)
ここで、ＷCaO 、ＷSiO2、ＷF 、ＷLi2O、ＷNa2O、ＷK2O 、ＷAl2O3 は、モールドフラックス中のCaO 、SiO2、F 、Li2O、Na2O、K2O 、Al2O3 の質量濃度（質量％）を示す。
本発明のモールドフラックスは、上記に加えて、鋳造中の鋳型内で溶鋼と反応して組成が変化しても、下記(4)式〜(6)式の範囲を満たし、かつ、鋳型内で溶鋼と反応した後にも鋳型内の熱流束を1.43〜1.55MW／m 2 の範囲内とすることを特徴とする。そして、そのことにより、フィルム中のカスピダインの結晶化を安定させることが可能になる。
1.10≦ｆ(1) ≦1.90 … (4)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (5)
0.10≦ｆ(3) ≦0.40 … (6)
0.05≦ｆ(2) ≦0.40 … (5)
0.10≦ｆ(3) ≦0.40 … (6)
上記(イ)で表される換算指標ｆ(1) は、CaO とSiO2との濃度比であり、カスピダインの結晶化を促進するための重要な指標である。溶鋼中のAlとの反応により、SiO2が還元されて減少するため、上記 (1)式で示すように溶鋼中のAl濃度に応じて予めｆ(1) を低くしておき、上記の反応後、上記 (4)式で示す適正範囲の値になるように設定する。すなわち、上記 (1)式は、溶鋼中のAl濃度を反映させた換算指標ｆ(1) の適正範囲である。
また、上記(ロ)で表される換算指標ｆ(2) は、CaF2とCaO 、SiO2、CaF2を加算した値と濃度比であり、これもカスピダインの結晶化を促進するために適正な範囲に調整することが必要である。ただし、換算指標ｆ(2) における主な変化はSiO2の減少であることから、換算指標ｆ(2) は溶鋼中のAl濃度に大きな影響を与えることはない。
また、上記(ハ)で表される換算指標ｆ(3) は、カスピダインに対する溶剤的な成分の比率を示す。特に、溶鋼中のAlの酸化によりAl2O3 濃度が上昇するため、換算指標ｆ(3) は増大するが、この増大はカスピダインの結晶化を阻害するため、0.40以下に抑える必要がある。
本発明のモールドフラックスでは、初期組成を上記(1)式〜(3)式の範囲内に調整した上で、鋳造中の鋳型内における組成が上記(4)式〜(6)式を満たし、かつ、鋳型内で溶鋼と反応した後にも鋳型内の熱流束を1.43〜1.55MW／m 2 の範囲内とすることが必要である。これにより、溶鋼との反応により組成が変化しても、カスピダインの結晶化が維持される。
また、鋳造中の鋳型内で溶鋼と反応した後の換算指標ｆ(1) 、ｆ(2) 、ｆ(3) の好ましい範囲は以下に示す範囲である。
1.30≦ｆ(1) ≦1.90
0.10≦ｆ(2) ≦0.30
0.15≦ｆ(3) ≦0.35
1.30≦ｆ(1) ≦1.90
0.10≦ｆ(2) ≦0.30
0.15≦ｆ(3) ≦0.35
本発明のモールドフラックスの凝固温度は1150〜1400℃が望ましい。凝固温度が1150℃よりも低いと十分なカスピダインの結晶化が得られないし、1400℃を超えた温度まで高めることは実質的に困難だからである。
また、本発明のモールドフラックスの粘度は、1300℃において２poise 以下が望ましい。２poiseよりも高いと結晶化速度が低下し、効果的な緩冷却効果が得られなくなるからである。
また、溶鋼中のAl濃度が2.0 質量％を超えると、モールドフラックスの組成を本発明で規定する範囲内のいかなる組成に設計しても、鋳造中の鋳型内で溶鋼と反応した後の組成を本発明で規定する範囲内に維持することが困難である。
本発明の効果を確認するために、下記表１に示す化学成分組成、凝固温度、及び粘度を有する種々のモールドフラックスを作成した。そして、これら作成した種々のモールドフラックスを用いて、下記表２に示す組成の溶鋼を2.5 トン連続鋳造し、幅500 mm、厚み85mm、長さ7000mmのスラブを製造した。
モールドフラックスの種類と溶鋼中のAl濃度との組み合わせにより、下記表３に示す14の条件の鋳造試験を実施した。表３中の試験番号1 〜 9および試験番号12は請求項１に示す初期組成の組成範囲である。一方、試験番号10および試験番号11，13，14は、ｆ(1) またはｆ(3) について請求項１に示す初期組成の組成範囲から外れる組成とした。
鋳造中の鋳型内から溶融したモールドフラックスを採取して、その成分を分析した。その結果を下記表４に示す。その分析結果を基に算出したｆ(1)およびｆ(2)、ｆ(3)を下記表５に示す。
下記表４，５中の試験番号1 〜 9は、本発明の範囲を充足するのに対して、試験番号10〜14は、ｆ(1) またはｆ(3) が本発明の範囲から外れた。
なお、鋳造中の鋳型内において、溶融したモールドフラックスが鋳型内壁に沿って形成するフィルムを採取して粉砕した後、粉末Ｘ線回折試験に供した。カスピダインの第一ピーク（Coを線源にした場合のブラッグ角度の２倍として29.15°）の回折強度をカスピダイン強度とした。
鋳造試験の結果を下記表６に示す。鋳造中の鋳型内で溶鋼と反応した後にも本発明の範囲を充足する試験番号1 〜 9のモールドフラックスでは、鋳型銅板に設置された熱電対をもとに測定した鋳型内の熱流束は1.43〜1.55MW／m2の範囲内であり、スラブ表面に縦割れは発生しなかった。
一方、鋳造中の鋳型内で溶鋼と反応した後に本発明の範囲を充足しない試験番号10〜14のモールドフラックスでは、鋳型内の熱流束が1.65〜1.71MW／m2と高く、スラブ表面に縦割れが発生した。
なお、下記表６中のスラブ表面割れ個数は、幅500 mm、長さ7000mmのスラブの長辺側上面、及び下面側の10mm以上の縦割れ個数をカウントして得た値である。
Claims (1)
- CaO、SiO2、アルカリ金属の酸化物、フッ素化合物を基本成分とし、鋳型内に供給する前の初期組成が下記(1)式、下記(2)式、及び下記(3)式を満足する一方、
連続鋳造中、鋳型内に供給して鋳型内溶鋼と反応した後の組成が、下記(4)式、下記(5)式、及び下記(6)式を満足し、かつ、鋳型内で溶鋼と反応した後にも鋳型内の熱流束を1.43〜1.55MW／m 2 の範囲内とすることを特徴とする、0.1質量％以上、2.0質量％以下のAlを含有するAl含有鋼の連続鋳造用モールドフラックス。
0.9−0.35×Ａ2≦ｆ(1)≦1.9−0.35×Ａ2 … (1)
0.05≦ｆ(2)≦0.40 … (2)
0＜ｆ(3)≦0.40 … (3)
1.10≦ｆ(1)≦1.90 … (4)
0.05≦ｆ(2)≦0.40 … (5)
0.10≦ｆ(3)≦0.40 … (6)
上記(1)式中のＡは溶鋼中に含有されるAlの質量濃度（質量％）であり、上記(1)〜(6)式中のｆ(1)、ｆ(2)、ｆ(3)は、下記(イ)(ロ)(ハ)で表される換算指標である。
ｆ(1)＝(CaO)h／(SiO2)h …(イ)
ｆ(2)＝(CaF2)h／{(CaO)h＋(SiO2)h＋(CaF2)h} …(ロ)
ｆ(3)＝{(アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h｝／
{(CaO)h＋(SiO2)h＋(アルカリ金属の弗化物)h＋(Al2O3)h｝…(ハ)
但し、上記(イ)(ロ)(ハ)で表される換算指標中の、(CaO)h、(SiO2)h、(CaF2)h、(アルカリ金属の弗化物)h、(Al2O3)hは下記(Ａ)(Ｂ)(Ｃ)(Ｄ)(Ｅ)で表される換算量である。
(CaO)h＝{Ｗcao−(CaF2)h×0.718} …(Ａ)
(SiO2)h＝ＷSiO2 …(Ｂ)
(CaF2)h＝(ＷF−ＷLi2O×1.27−ＷNa2O×0.613−ＷK2O×0.403)×2.05 …(Ｃ)
(アルカリ金属の弗化物)h＝ＷLi2O×1.74＋ＷNa2O×1.35＋ＷK2O×1.23 …(Ｄ)
(Al2O3)h＝ＷAl2O3 …(Ｅ)
ここで、Ｗcao、ＷSiO2、ＷF、ＷLi2O、ＷNa2O、ＷK2O、ＷAl2O3は、モールドフラックス中のCaO、SiO2、F、Li2O、Na2O、K2O、Al2O3の質量濃度（質量％）を示す。
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