JP6804842B2 - 連続鋳造用モールドパウダー及び鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
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Description
また、特許文献2には、溶融後に凝固した際に、析出量が最大である結晶組成がメリライトとなる連続鋳造用モールドフラックスが提案されている。メリライトは、ゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であることから、Alの含有量が変化しても、ゲーレナイトとアケルマナイトとの比率が変化するのみであって全体としてメリライトのままであり、鋳造中におけるモールドパウダーの特性の変化を抑制することができる。
また、特許文献2に記載されたモールドパウダーにおいては、メリライトを積極的に生成させているが、上述のようにメリライトは、ゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であることから、組成によっては高融点のゲーレナイトが生成してしまい、やはり、モールドパウダーの流入性や潤滑性が阻害され、鋳型内における抜熱が安定しないおそれがあった。
そして、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、溶融する前の組成からAl2O3を質量比で20%分増加させるとともに、増加したAl2O3に相当するSiO2を減少させた後、1400℃で溶融して2℃/分で900℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をX線回折分析した結果、回折X線強度の第1ピーク高さの比較において、Ca2Al2SiO7の第1ピーク高さが、NaCa2FSiO4の第1ピーク高さよりも低くなる構成とされている。
鋼中のAlとモールドパウダー中のSiO2は、以下の式で反応が進行する。
SiO2+4/3Al=Si+2/3Al2O3
このとき、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、回折X線強度の第1ピーク高さの比較において、Ca2Al2SiO7(ゲーレナイト)の第1ピーク高さが、NaCa2FSiO4の第1ピーク高さよりも低くなるように構成されている。
このとき、鋳型内の溶鋼の上に形成されるモールドパウダーの溶融層厚さが5mm以上20mm以下の範囲内となるように、モールドパウダーを添加する。
さらに、モールドパウダーの塩基度T.CaO/SiO2が0.9以上1.3以下の範囲内とされていることが好ましい。塩基度が0.9より低いと溶鋼中へのパウダー巻き込みが増加し、また、1.3より高いとゲーレナイトが容易に形成されやすくなる。なお、T.CaOは、モールドパウダー中のCaがすべてCaOであるとして算出したものである。
MgOは5.0mass%以下が好ましい。5.0mass%より高いと、Al2O3と共に高融点側のメリライトを生成しやすくなる。
Na2Oは6.0mass%以上が好ましい。6.0mass%より低いとゲーレナイトの晶出を抑制するためのNaCa2FSiO4が十分に形成されない。
Fは6.0mass%以上が好ましい。6.0mass%より低いとcuspidineおよびNaCa2FSiO4が十分に形成されず、ゲーレナイトの晶出を抑制できない。
Li2Oは含有しなくても良いが、より好ましくは0.5mass%以上である。融解したモールドフラックスに冷却中に晶出する結晶の種類やピーク強度は、冷却速度やフラックスフィルムの中の温度のばらつきなどにより変化しやすいが、Li2Oが0.5mass%以上あるとそのばらつきを抑制し、安定した結晶化挙動を確保できる。
このパウダーフィルムにおいては、回折X線強度の第1ピーク高さの比較において、Ca2Al2SiO7(ゲーレナイト)の第1ピーク高さが、NaCa2FSiO4の第1ピーク高さよりも低くなっている。すなわち、本実施形態では、パウダーフィルムの結晶層において、NaCa2FSiO4の生成が促進され、高融点であるCa2Al2SiO7(ゲーレナイト)の生成が抑制されている。
なお、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、MgOの含有量が5.0mass%以下に制限されているので、NaCa2FSiO4の生成をさらに促進することができ、高融点のCa2Al2SiO7(ゲーレナイト)の生成をさらに抑制することが可能となる。
以下に、本発明の効果を確認すべく、実施した実験結果について説明する。
連続鋳造設備を用いて、表1に示す組成の鋼の連続鋳造を行った。なお、鋳造条件としては、鋳片厚さ240mm、鋳片幅1200mm、定常鋳造速度を1.2m/minとした。このとき、鋳型内に添加する連続鋳造用モールドフラックスとして、本発明例パウダー及び従来例パウダーを用いた。
一方、本発明例パウダーは、図1(a)に示すように、Ca2Al2SiO7(ゲーレナイト)の第1ピーク高さが、NaCa2FSiO4やCa4Si2O7F2(カスピダイン)よりも低くなっていることが確認される。
湯面高さに相当する深さ150mmの位置では、温度変化が少なかった。一方、凝固殻が形成されている深さ400mm位置では、鋳造時間が経過するにつれて温度が低下しており、パウダーフィルムの結晶化によって抜熱が低下したことが確認された。
これに対して、本発明例パウダーを用いた場合、深さ400mm位置においても、鋳型温度の変動が比較的安定していた。パウダーフィルムにおいて高融点のCa2Al2SiO7(ゲーレナイト)の生成が抑制され、パウダーの流入性および潤滑性が確保されたためと推測される。
従来例パウダーを用いた場合には、パウダーフィルムの結晶層にCa2Al2SiO7(ゲーレナイト)が比較的多く存在していることが確認された。
一方、本発明例パウダーを用いた場合には、パウダーフィルムの結晶層にNaCa2FSiO4が観察されており、Ca2Al2SiO7(ゲーレナイト)が少ないことが確認された。
これらの観察結果は、従来例パウダーおよび本発明例パウダーのX線回折分析結果と良く一致している。
次に、表2に示す組成のパウダーを準備し、このパウダーに対して、上述の実施形態で記載した方法で、溶融する前の組成からAl2O3を質量比で20%分増加させるとともに、増加したAl2O3に相当するSiO2を減少させた後、1400℃で溶融して2℃/分で900℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をX線回折分析した。その結果を表2の「結晶」の欄に示す。X線回折分析の結果、NaCa2FSiO4のピーク高さとCa2Al2SiO7(ゲーレナイト)のピーク高さを比較し、NaCa2FSiO4のピーク高さが高いものを「N」、Ca2Al2SiO7(ゲーレナイト)のピーク高さが高いものを「G」と表記した。
そして、深さ400mm位置における鋳型温度の変動を、鋳造開始から20〜60分間の1秒毎に測定した温度の分散値で評価した。最も変動が小さかった本発明例1の温度分散値を1として、参考例2,本発明例3及び比較例1〜3については、本発明例の何倍であったかを指標とした。
これに対して、溶解実験の結果、NaCa2FSiO4のピーク高さが高いパウダーについては、鋳造実験の結果も良好であった。
さらに、Li2Oを添加した本発明例1,3は、Li2Oを添加していない参考例2に比べて、鋳型温度の変動が抑えられていることが確認された。
特に、Li2Oを添加したパウダーにおいては、鋳型温度の変動をさらに抑制することが可能であることが確認された。
Claims (2)
- Alを質量比で0.1%以上0.8%以下の範囲で含有する鋼を連続鋳造する際に用いられる連続鋳造用モールドパウダーであって、
Al 2 O 3 の含有量が5.0mass%以下、かつ、Li 2 Oの含有量が0.5mass%以上とされており、
溶融する前の組成からAl2O3を質量比で20%分増加させるとともに、増加したAl2O3に相当するSiO2を減少させた後、1400℃で溶融して2℃/分で900℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をX線回折分析した結果、回折X線強度の第1ピーク高さの比較において、Ca2Al2SiO7の第1ピーク高さが、NaCa2FSiO4の第1ピーク高さよりも低いことを特徴とする連続鋳造用モールドパウダー。 - Alを質量比で0.1%以上0.8%以下の範囲で含有する鋼を連続鋳造する鋼の連続鋳造方法であって、
請求項1に記載の連続鋳造用モールドパウダーを使用し、鋳型内において生成されるパウダーフィルムの結晶層をX線回折分析した結果、回折X線強度の第1ピーク高さの比較において、Ca2Al2SiO7の第1ピーク高さが、NaCa2FSiO4の第1ピーク高さよりも低くなることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
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