JPH0745092B2

JPH0745092B2 - 連続鋳造用フラックス

Info

Publication number: JPH0745092B2
Application number: JP1254826A
Authority: JP
Inventors: 俊和田; 規生政家; 行伸松下; 哲夫高橋
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-09-29
Filing date: 1989-09-29
Publication date: 1995-05-17
Anticipated expiration: 2010-05-17
Also published as: JPH03118947A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は鋼の連続鋳造において、その鋳型内容鋼上に散
布され、溶鋼湯面を被覆して溶鋼の再酸化を防止すると
共に、溶融して鋳型と鋳片との間に流入し、鋳型と鋳片
との間の潤滑材となる連続鋳造用フラックスに関する。

［従来の技術］近年、鉄鋼生産における生産性の向上及び高品質化が推
進される中で、連続鋳造においては、高速鋳造のため及
び鋳型振動のハイサイクル化等による表面品質改善のた
めの鋳込み技術の開発が積極的に進められている。しか
しながら、これらの鋳込技術の改善にも拘らず、鋳型と
鋳片との間の焼き付きによる鋳片の拘束性ブレイクアウ
ト等、致命的な操業トラブルが依然として発生し、問題
となっている。

この場合に、鋳型内の溶鋼湯面上に投入される連続鋳造
用フラックス（以下、フラックスという）は操業の安定
性及び鋳片表面品質の健全性に大きな影響を与えてい
る。即ち、鋳型内容鋼湯面上に投入されたフラックス
は、溶鋼の表面を覆い、大気による溶鋼の再酸化を防止
すると共に、安定操業を阻害する要因の一つである溶鋼
表面上のディッケルの生成を防止するために溶鋼を保温
するという役割を持つ。また、フラックスは溶鋼からの
熱を受けて溶鋼と接触する部分が溶融し、溶融スラグと
なって鋳型と鋳片との間隙に流入する。これにより、鋳
型の潤滑状態を確保すると共に、鋳型による抜熱の均一
化を図っている。

従って、前述の操業トラブルを解消するためには、鋳型
と鋳片との間に溶融スラグを安定して流入させることが
不可欠である。このため、溶融スラグの諸特性を適切に
管理して常に所定量の溶融スラグ層を確保する必要があ
る。また、スラグベア等の焼結性物質が生成すると、溶
融スラグの流入を阻止するので、この焼結性物質の生成
を防止する必要がある。この場合に、溶融スラグ層の厚
さは鋳型と鋳片との間へのスラグの流入速度とフラック
スの溶融速度とのバランスにより決定されるため、フラ
ックスを安定して円滑に溶融させることは操業トラブル
を解消するための極めて重要な因子となっている。

従来、一般的にフラックスは、スラグの主成分を決定す
る基材と、フラックスの溶融性を高めるための融材と、
フラックスの溶融速度を調整するための骨材（カーボ
ン）とから構成されている。

そして、初期には、この基材としてCaO−SiO₂系のポル
トランドセメント等のセメント系のものが主に使用され
ていた。しかしながら、このセメント系基材は融点が高
いので、高速鋳造のように高溶融速度が要求される場合
には不適である。また、セメント系基材はリン及び硫黄
等の不純物を多量に含有しているため、鋳片に表面割れ
が発生しやすいという欠点がある。そこで、これらの欠
点を改善するために、基材の原料を混合した後に一旦溶
融させ、次いで固化させた後に粉砕して粉末にしたプリ
メルト基材が開発されている。このプリメルト基材は一
旦溶融させて目的組成にしているため、融点が低いとい
う利点があり、溶融後に急冷することによりガラス質と
して使用されている。ところが、このガラス質のプリメ
ルト基材は、融点が低いと共に軟化点も低いので、比較
的低温度で基材粒子同士の融着が生じやすい。このた
め、プリメルト基材は焼結性が高いという欠点がある。

そこで、フラックス粒子間の融着を防止するためにフラ
ックスにNa₂CO₃及びLi₂CO₃等のアルカリ金属の炭酸塩又
はCaCO₃及びMgCO₃等のアルカリ土類金属の炭酸塩を添加
したり、骨剤としてカーボンを添加したりしている。

これにより、溶鋼中にCO及びCO₂等の熱分解ガスが発生
し、この熱分解ガスによってフラックス粒子が分散され
る。

また、骨材として使用されるカーボンは、フラックスの
溶融速度を調整すると共に、上述の如く、未溶融粒子の
結合による焼結を防止する効果があるため、通常の殆ん
ど全ての連続鋳造用フラックスに使用されている。特
に、微粒カーボンはフラックスの各原料粒子を厚く被覆
するため、フラックスの焼結防止に有効である。このた
め、焼結しやすい顆粒状フラックスにおいては、特開昭
60−121053号に開示されているようにカーボンコーティ
ング技術が適用されるに至っている。

［発明が解決しようとする課題］しかしながら、実際の連続鋳造操業においては、浸漬ノ
ズルが閉塞することを防止するためArガスを吹き込む場
合が多く、このArガス吹き込み等の種々の要因により鋳
型内容鋼には湯面変動が生じている。このため、上述し
た従来の連続鋳造用フラックスは、溶鋼上に投入された
後に、一様に加熱されるだけでなく、この湯面変動によ
って、加熱及び冷却を繰り返し受ける。このため、フラ
ックスにカーボンを添加していても脱炭反応が進行する
ので、カーボンによる焼結抑制効果は少ない。このた
め、低融点又は低軟化点のフラックスの場合には、依然
として粒子同士の融着が起こりやすく、大きな焼結体
（スラグベア）を形成して鋳造性が劣化することがあ
る。

また、炭酸塩等を添加することによりその熱分解ガスを
利用してフラックスを分散させる場合においても、一旦
加熱されて分解ガスを発生してしまった後にはフラック
スの焼結を抑制することができなくなる。しかも、過剰
にガスを発生させてフラックス層をかき乱すとノロカミ
等の欠陥が発生してしまうという問題点もある。

このように、高溶融性を得るために単にフラックスを低
融点化したり、炭酸塩等の熱分解ガス発生剤を添加した
り、微粒カーボンを添加するというだけでは、実際の連
続鋳造操業に際して、スラグベア等のような大きな焼結
体の生成を防止することができない。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、
溶融性が優れていると共に、スラグベア等の発生が防止
された連続鋳造用フラックスを提供することを目的とす
る。

［課題を解決するための手段］本発明に係る連続鋳造用フラックスは、その溶融点が90
0乃至1200℃であり、軟化収縮開始温度が700℃以上であ
ると共に、この軟化収縮時における線収縮率が0.5％以
下であることを特徴とする。

［作用］このように、軟化収縮開始温度及び線収縮率を所定範囲
にするためには、先ず、700℃以下の融点を有する低融
点物質を除外する必要がある。スラグ成分としての特性
上、この低融点物質をフラックスに添加する必要がある
場合は、他の成分と共にプリメルト処理して、融点を高
めた原料として使用する。次に、ガラス質の原料を使用
しないか、又は使用しても少量にとどめておくことが必
要である。ガラス質（無定形）の物質は加熱されると昇
温過程の比較的低い温度で一旦軟化し、更に温度が上昇
すると結晶析出を起こし、その後溶融に至るのが一般的
である。従って、加熱されたガラス質の物質は軟化する
と粒子同士の融着が生じ、やがて大きな凝集体として成
長していく。本来、ガラス質は溶融体から急冷されるこ
とで得られる熱的に不安定な物質であり、これを徐冷し
たり、軟化温度より高い温度に加熱すると、容易に結晶
質系に変化する。このように、ガラス質でないものにし
てフラックスに添加すると、フラックスの軟化現象がな
くなり、粒子同士の融着現象も生じなくなる。

本発明はこのような観点に立ってなされたものであり、
前述の発明の目的を達成するために、フラックスの溶融
点、軟化収縮開始温度及び線収縮率を特許請求の範囲に
記載のように規定したものである。

次に、このフラックスの溶融点、軟化収縮開始温度及び
線収縮率の限定理由について説明する。

先ず、フラックスの溶融性を高めるためにはフラックス
の溶融点が低いことが必要である。即ち、溶融点が1200
℃を超えると、フラックスの溶融性が劣化し、特に高速
鋳造等のように高溶融速度を要求される場合には、フラ
ックスの滓化不良によるブレイクアウトが発生しやす
い。一方、溶融点が低すぎると、フラックスの溶融速度
が速くなりすぎ、溶鋼湯面上に粉末状態で存在するフラ
ックス量が減少するため、溶鋼に対する保温性が低下し
てしまう。溶融速度はフラックス中に添加されるカーボ
ンの量によっても調整できるが、溶融点が900℃未満で
ある場合には、カーボンを添加してもフラックスの溶融
速度を調整することができなくなる。従って、フラック
スの溶融点を900乃至1200℃とする。

次に、溶融点に達するまでのフラックスの昇温過程にお
いて、フラックスが軟化収縮しにくいことがスラグベア
の発生を防止する上で必要である。このため、フラック
スの軟化収縮開始温度を700℃以上とすると共に、この
軟化収縮時における線収縮率を0.5％以下と限定する。
軟化収縮開始温度が700℃未満、又はこの軟化収縮時に
おける線収縮率が0.5％を超える場合には、スラグベア
が発生し、良好な滓化性を示さない。

但し、このフラックスの軟化収縮特性は大気雰囲気中に
おいて20℃／分の昇温速度にてフラックスを加熱し、そ
の膨張及び収縮挙動を経時的に測定することにより求め
たものである。

第３図（ａ）はフラックスの熱収縮特性を測定するTMA
（Thermo Mechanical Analysis;熱機械的特性分析）装
置の一例を示す模式図、第３図（ｂ）は、第３図（ａ）
の一点鎖線にて囲む部分の拡大図である。

試料容器１は下端が閉塞した円筒状をなし、その内部に
試料（フラックス）1aを詰め込むことができる。試料台
２は試料支持管３の下端に支持されており、試料台２上
に試料容器１を載置することができる。また、試料支持
管３はマイクロメータ４の先端部に固定されていて、そ
の上下位置はマイクロメータ４により調整される。検出
棒５は試料支持管３内に垂直に挿入されて試料容器１に
達しており、その上端がビーム６の一端部に連結されて
いる。ビーム６は、その中点を支点とする天秤として機
能し、検出棒５が接続される一端には分銅７が積載され
ており、他端には調子玉８及び差動トランスのコアー９
が設置されている。このコアー９には差動トランスコイ
ル10が外嵌されており、検出棒５の上下動によるコアー
９の変位をコイル10により検出して変位測定器11に出力
するようなっている。従って、試料1aが詰め込まれた試
料容器１を試料台２上に載せ、マイクロメータ４を調整
して試料支持管３を上下させ、試料1aに検出棒５の下端
を接触させることにより、試料1aの厚さを測定すること
ができる。また、試料1aに膨張及び収縮が発生すれば、
その変位を変位測定器11により測定することができる。

一方、加熱炉12は試料台２の周囲を取り囲むように配置
されており、サーマルアナライザ（温度制御装置）13に
より温度制御されるようになっている。また、熱電対14
は試料容器１の近傍に配設されており、その検出結果は
室温補償回路15により補正された後、サーマルアナライ
ザ13に入力されるようになっている。これにより、熱電
対14による試料温度の検出結果に基いてサーマルアナラ
イザ13が加熱炉12の温度を所定温度にフィードバック制
御する。また、室温補償回路15から出力される試料の温
度と変位測定器11から出力される検出棒５の変位とが記
録計16により記録される。

このように構成されるTMA装置により、試料容器１内の
加熱前のフラックスの初期厚さLoを約2mmとし、昇温速
度を20℃／分として大気雰囲気中でフラックスを加熱し
た場合のフラックスの熱収縮特性を第１図及び第４図に
示す。

第４図は従来のフラックスの温度に対する軟化収縮特性
を示すグラフ図であり、縦軸はフラックスの膨張量及び
温度を示し、横軸は昇温開始後の経過時間を示す。この
第４図から明らかなように、従来のフラックスは昇温過
程において初めは僅かに膨張するが、約563℃に達する
と軟化による収縮に転じ、ΔＬだけ収縮する。この563
℃が軟化収縮開始温度であり、本発明にて規定した700
℃以上という条件よりも低い温度である。そこで、更に
温度が上昇すると膨張に転じ、その後、約865℃におい
て溶融に伴う大きな収縮挙動が認められる。

従って、このようなフラックスを溶鋼に投入した場合
に、湯面変動が生じると、溶鋼によって加熱されたフラ
ックスは軟化すると共に脱炭して、粒子同士の融着によ
り塊が形成される。更にフラックスが加熱されると、こ
の塊上に結晶が析出し、湯面変動によりこの塊が外気に
曝されて放冷されることによって硬い焼結体が形成され
る。そして、この焼結体はこれらの反応が繰り返される
ことにより更に大きな塊（スラグベア）に成長する。

一方、第１図は本発明の実施例に係る連続鋳造用フラッ
クスの軟化収縮特性を示すグラフ図である。

この第１図に示すように、本実施例に係る連続鋳造用フ
ラックスにおいては、その昇温過程において僅かな膨張
が認められるものの、約855℃という700℃よりも高い温
度における溶融に伴う大きな収縮を除いては、軟化に伴
う収縮が認められない。従って、このフラックスは湯面
変動等により加熱及び冷却を繰り返し受けても粒子同士
の融着が起こり難いので、大きな焼結体を形成すること
がない。

このように溶融に伴なうもの以外の収縮挙動を実質的に
示さず、スラグベア等の発生が回避されたフラックスは
本願発明者等の膨大な実験研究の結果、軟化開始温度が
700℃以上であり、且つ線収縮率が0.5％以下のものであ
った。そこで、本発明においては、軟化開始温度を700
℃以上、線収縮率を0.5％以下に規定する。

［実施例］次に、本実施例及び比較例に係る種々の組成の連続鋳造
用フラックスを製造し、各フラックスの熱特性を測定す
ると共に、各フラックスを使用して連続鋳造を行った場
合の鋳片の品質及び焼結体の発生状況等について調べた
結果について説明する。

実施例１先ず、珪石、石炭、珪灰石、炭酸ソーダ、蛍石、弗化ソ
ーダ及びマグネシアクリンカを下記第１表の実施例１欄
に示す組成になるように配合し、混合した。次に、この
混合物を約750乃至780℃に加熱して焼成した後に、粉砕
し、100メッシュ以下の粉末に篩分けし、更に所定量の
カーボンを添加して再度混合することによりフラックス
を製造した。このフラックスを実施例１とした。

また、このフラックスを使用して、鋳造速度が約1.4乃
至1.6m/分で、サイズが240×900mmの低炭素アルミキル
ド鋼スラブを連続鋳造した。

実施例２次に、珪石、石炭、炭酸ソーダ、蛍石及び弗化ソーダを
下記第１表の実施例２欄に示す組成になるように配合
し、混合した。次に、この混合物を一旦アーク炉で溶融
し、予め十分に予熱した鉄製容器内に移し取って徐冷し
ながらクリンカを造った。その後、このクリンカを粉砕
し、100メッシュ以下の粉末に篩分けし、更に所定量の
カーボンを添加して再度混合することによりフラックス
を製造した。このフラックスを実施例２とした。

また、このフラックスを使用して、鋳造速度が約0.6乃
至1.0m/分で、サイズが380×600mmのブルーム（0.3重量
％炭素鋼）を連続鋳造した。

実施例３次に、珪石、石炭、珪灰石、炭酸ソーダ、蛍石、及びマ
グネシアクリンカを所定の比率で配合して混合した。次
に、この混合物を約730乃至800℃に加熱して焼成した後
に、粉砕し、100メッシュ以下の粉末に篩分けた。更
に、この粉末を全量の約60重量％とし、所定量の珪藻
土、石炭、弗化ソーダ、マグネサイト及びカーボンを全
量の約40重量％として下記第１表の実施例３欄に示す組
成になるように配合し、再度混合することによりフラッ
クスを製造した。このフラックスを実施例３とした。

また、このフラックスを使用して、鋳造速度が約1.6乃
至2.0m/分で、サイズが150×150mmの0.45重量％炭素鋼
のビレットを連続鋳造した。

実施例４次に、珪石、石灰、、炭酸ソーダ、蛍石、アルミナ、炭
酸リチウム及びマグネシアクリンカを所定の比率で配合
して混合した。次に、この混合物を一旦アーク炉で溶融
し、予め十分に予熱した鉄製容器内に移載して徐冷しな
がらクリンカを造った。その後、このクリンカを粉砕
し、100メッシュ以下の粉末に篩分けした。更に、この
粉末を全量の約68重量％とし、所定量の珪藻土、石炭、
蛍石、マグネサイト及びカーボンを全量の約32重量％と
して下記第１表の実施例４欄に示す組成になるように配
合し、再度混合することによりフラックスを製造した。
このフラックスを実施例４とした。

また、このフラックスを使用して、鋳造速度が約1.6乃
至2.0m/分で、サイズが150×150mmの0.8重量％炭素鋼の
ビレットを連続鋳造した。

実施例５次に、珪石、石炭、、炭酸ソーダ、蛍石、アルミナ及び
炭酸リチウムを所定の比率で配合して混合した。次に、
この混合物を一旦アーク炉で溶融し、水砕処理により急
冷してガラス化した。その後、このガラス材料を全量の
約76重量％とし、所定量の珪藻土、石炭、炭酸ソーダ、
弗化ソーダ及びマグネシアクリンカを全量の約24重量％
として下記第１表の実施例５欄に示す組成になるように
配合し、再度混合した。次いで、この混合物を700乃至7
60℃に加熱して焼成し、更に粉砕し、100メッシュ以下
の粉末に篩分けした後に、所定量のカーボンを添加し、
混合することによりフラックスを製造した。このフラッ
クスを実施例５とした。

また、このフラックスを使用して、鋳造速度が約1.4乃
至1.6m/分で、サイズが240×1250mmの0.1重量％炭素鋼
のスラブを連続鋳造した。

一方、比較例１乃至11として下記第１表に示す組成のフ
ラックスを製造し、各フラックスを使用して鋼を連続鋳
造した。

上述した実施例１乃至５及び比較例１乃至11に係るフラ
ックスについてTMA装置によりその溶融温度、軟化収縮
開始温度及び線収縮率を調べた。また、これらのフラッ
クスを使用して連続鋳造した場合の鋳造時の状況を評価
した。それらの結果を下記第１表に示す。なお、表中の
線収縮率は、融解時の収縮とは異なる軟化時の収縮にお
ける収縮量ΔＬ（第４図参照）を初期の試料の高Lo（第
３図参照）に対する比で表したものである。また、鋳造
時の状況の評価は、鋳造時においてスラグベア等の大き
な焼結体が発生せず、滓化性が良好なものを○で示し、
湯面変動等により若干のスラグベアが発生したものを△
で示し、鋳型のコーナー部を主としてスラグベアが成長
し、滓化性が悪く、溶融スラグの流入状態が不均一のも
のを×で示す。

第１表から明らかなように、実施例１乃至５に係るフラ
ックスは、軟化収縮開始温度がいずれも700℃以上であ
り、軟化時における線収縮率がいずれも0.5％以下であ
った。そして、実施例１乃至５に係るフラックスを使用
して連続鋳造した場合はいずれも鋳造時の状態が良好で
あった。

即ち、スラグベア等の大きな焼結体は発生せず、滓化性
が極めて良好であった。また、鋳片品質もノロカミ、ピ
ンホール及び表面割れ等の欠陥が発生せず、良好であっ
た。

一方、比較例１乃至11に係るフラックスを使用して連続
鋳造した場合は、比較例５及び８のフラックスによるも
のがスラグベアの発生量が少なかったこと以外はいずれ
も鋳造時の状況が悪いものであった。いずれにしても、
各比較例はスラグベアが発生し、滓化性が不良であっ
た。

第２図は実施例１乃至５及び比較例１乃至11を使用して
製造された各鋼材の鋳造状態と線収縮率及び軟化収縮開
始温度との関係を示すグラフ図であり、縦軸は線収縮率
を示し、横軸は軟化収縮開始温度を示す。

この第２図からも明らかなように、軟化収縮開始温度が
700℃以上であり、且つ軟化時における線収縮率が0.5％
以下であるフラックスを使用して連続鋳造した場合はい
ずれも鋳造状況が優れている。

なお、本発明においては、フラックスの組成は、上述し
た軟化収縮特性を満たすものであれば特に限定するもの
ではないが、溶鋼中のAl₂O₃系介在物の吸収性及び溶解
性が優れたCaO及びSiO₂を主成分とすることが望まし
い。

［発明の効果］以上説明したように本発明によれば、フラックスの溶融
点が比較的低いので、その溶融性が優れている。また、
フラックスの軟化収縮開始温度が高く、その線収縮率が
極めて小さいので、フラックスが軟化収縮しにくく、焼
結体が発生しにくい。従って、この連続鋳造用フラック
スを使用して連続鋳造を行なえば、鋳造時において湯面
変動等によりフラックスに著しい温度変化が生じても、
軟化収縮によって溶鋼中にスラグベア等の大きな焼結体
が発生することを防止できると共に、滓化性及び溶融ス
ラグの流入状態が極めて良好であり、高品質の鋳片を製
造することができるという効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例に係る連続鋳造用フラックスの
温度に対する軟化収縮特性を示すグラフ図、第２図は実
施例及び比較例のフラックスについて、その鋳造状況と
線収縮率及び軟化収縮開始温度との関係を示すグラフ
図、第３図はTMA装置の構成を示す模式図、第４図は従
来のフラックスの温度に対する軟化収縮特性を示すグラ
フ図である。 1;試料容器、2;試料台、3;試料支持管、4;マイクロメー
タ、5;検出棒、6;ビーム、7;分銅、8;調子玉、9;コア
ー、10;差動トランスコイル、11;変位測定器、12;加熱
炉、13;サーマルアナライザ、14;熱電対、15;室温補償
回路、16;記録計

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】その溶融点が900乃至1200℃であり、軟化
収縮開始温度が700℃以上であると共に、この軟化収縮
時における線収縮率が0.5％以下であることを特徴とす
る連続鋳造用フラックス。