JPH1058102A - 中炭素鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
中炭素鋼の連続鋳造方法Info
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- JPH1058102A JPH1058102A JP21873296A JP21873296A JPH1058102A JP H1058102 A JPH1058102 A JP H1058102A JP 21873296 A JP21873296 A JP 21873296A JP 21873296 A JP21873296 A JP 21873296A JP H1058102 A JPH1058102 A JP H1058102A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は中炭素鋼の連続鋳造方法において、
鋳片表面に縦割れ等が発生しない極めて有利な連続鋳造
方法を提供する。 【解決手段】 炭素含有量が0.07〜0.16％の包晶反応を
経て凝固する中炭素鋼を連続鋳造するに当たり、モール
ドパウダーとして、パウダー中の有効ＣａＦ2の相対的
な量比率ＲＣａＦ2を 0.3 以上とした中炭素鋼の連続鋳
造方法。
鋳片表面に縦割れ等が発生しない極めて有利な連続鋳造
方法を提供する。 【解決手段】 炭素含有量が0.07〜0.16％の包晶反応を
経て凝固する中炭素鋼を連続鋳造するに当たり、モール
ドパウダーとして、パウダー中の有効ＣａＦ2の相対的
な量比率ＲＣａＦ2を 0.3 以上とした中炭素鋼の連続鋳
造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、中炭素鋼の連続
鋳造方法に関し、特に、0.07〜0.16 ｗｔ％(重量％)の
範囲の炭素を含む一般に中炭素鋼と呼ばれる鋼の、連続
鋳造において不可避であった包晶反応凝固を原因とする
不均一凝固を緩和し、縦割れの軽減やバルジング起因の
湯面変動の抑制を図ることにより操業の安定と鋳片品質
の改善を図ろうとするものである。
鋳造方法に関し、特に、0.07〜0.16 ｗｔ％(重量％)の
範囲の炭素を含む一般に中炭素鋼と呼ばれる鋼の、連続
鋳造において不可避であった包晶反応凝固を原因とする
不均一凝固を緩和し、縦割れの軽減やバルジング起因の
湯面変動の抑制を図ることにより操業の安定と鋳片品質
の改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】炭素含有量が0.07〜0.16ｗｔ％の、いわ
ゆる中炭素鋼を対象とする連続鋳造では、連続鋳造時に
鋳片表面に縦割れが発生しやすく、完全無手入れ化が困
難であるとともに、高速鋳造ではバルジング起因の湯面
変動が発生しやすく、これらの問題解決が急務であっ
た。
ゆる中炭素鋼を対象とする連続鋳造では、連続鋳造時に
鋳片表面に縦割れが発生しやすく、完全無手入れ化が困
難であるとともに、高速鋳造ではバルジング起因の湯面
変動が発生しやすく、これらの問題解決が急務であっ
た。
【０００３】中炭素鋼の連続鋳造において問題となる縦
割れ発生機構については、従来より種々の研究がなされ
ている。中炭素鋼において、このような割れが発生しや
すいのは、炭素の含有量が0.07〜0.16ｗｔ％の包晶変態
域にあるため、鋼の凝固過程における変態応力の付加に
より、凝固シェルの成長の遅い部分と速い部分に大きな
差が生じること、すなわち、凝固シェルの不均一度が大
きくなることが原因であることが明らかになっている。
さらに、この中炭素鋼の連続鋳造においては、ロール間
バルジングに起因する湯面変動も発生しやすく、このバ
ルジング起因の湯面変動が発生すると、ノロかみなどの
品質問題を誘発するとともに、甚だしい場合には、ブレ
ークアウトなどの操業トラブルを誘発する。このバルジ
ング起因の湯面変動も凝固シェルの不均一凝固に大きく
影響されることを、本発明者は数々の実操業と鋳片の観
察結果より知得した。
割れ発生機構については、従来より種々の研究がなされ
ている。中炭素鋼において、このような割れが発生しや
すいのは、炭素の含有量が0.07〜0.16ｗｔ％の包晶変態
域にあるため、鋼の凝固過程における変態応力の付加に
より、凝固シェルの成長の遅い部分と速い部分に大きな
差が生じること、すなわち、凝固シェルの不均一度が大
きくなることが原因であることが明らかになっている。
さらに、この中炭素鋼の連続鋳造においては、ロール間
バルジングに起因する湯面変動も発生しやすく、このバ
ルジング起因の湯面変動が発生すると、ノロかみなどの
品質問題を誘発するとともに、甚だしい場合には、ブレ
ークアウトなどの操業トラブルを誘発する。このバルジ
ング起因の湯面変動も凝固シェルの不均一凝固に大きく
影響されることを、本発明者は数々の実操業と鋳片の観
察結果より知得した。
【０００４】つまり、中炭素鋼の連続鋳造において、凝
固シェルの不均一を抑制することは、縦割れなどの鋳片
品質欠陥を防止し、鋳片の無手入れ化を促進することに
よる歩留り向上のコスト的な効果のみならず、バルジン
グ起因の湯面変動も抑えられ、操業安定化と生産性確保
の観点からも重要である。この中炭素鋼の凝固シェルの
不均一度は、鋳型内初期の抜熱量との間に相関があっ
て、緩冷却化することによって緩和できることは、既に
公知のことになっている。
固シェルの不均一を抑制することは、縦割れなどの鋳片
品質欠陥を防止し、鋳片の無手入れ化を促進することに
よる歩留り向上のコスト的な効果のみならず、バルジン
グ起因の湯面変動も抑えられ、操業安定化と生産性確保
の観点からも重要である。この中炭素鋼の凝固シェルの
不均一度は、鋳型内初期の抜熱量との間に相関があっ
て、緩冷却化することによって緩和できることは、既に
公知のことになっている。
【０００５】この点に関する先行技術としては、連続鋳
造用鋳型として鋳型内の上部表面に適正な複数の縦溝を
形成したものを用い、鋳型の上部のみを緩冷却すること
により、凝固シェルを均一に冷却して表面割れを回避し
ながら連続鋳造を行う方法が、特開昭６１−０９２７５
６号公報に開示されている。
造用鋳型として鋳型内の上部表面に適正な複数の縦溝を
形成したものを用い、鋳型の上部のみを緩冷却すること
により、凝固シェルを均一に冷却して表面割れを回避し
ながら連続鋳造を行う方法が、特開昭６１−０９２７５
６号公報に開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、この方法で
は、鋳型に特別な加工を施す必要があるため、鋳型製作
の費用が高価になるとともに、中炭素鋼を鋳造するため
の専用の鋳型を用いる必要が有り、鋳型交換などのダウ
ンタイムを考慮した場合に製造コストの面で不利にな
り、連続鋳造機の生産性も低下する。
は、鋳型に特別な加工を施す必要があるため、鋳型製作
の費用が高価になるとともに、中炭素鋼を鋳造するため
の専用の鋳型を用いる必要が有り、鋳型交換などのダウ
ンタイムを考慮した場合に製造コストの面で不利にな
り、連続鋳造機の生産性も低下する。
【０００７】また、鋳型上部での緩冷却を得る別の手段
として、高塩基度かつ高凝固温度のモールドパウダーを
用いる技術（CAMP-ISIJ，5(1992)，p283 参照）や、パ
ウダーの溶融状態での輻射熱の吸収係数を限定し、輻射
熱伝達を抑制する技術（特開平７−１８５７５５号公
報）などがある。
として、高塩基度かつ高凝固温度のモールドパウダーを
用いる技術（CAMP-ISIJ，5(1992)，p283 参照）や、パ
ウダーの溶融状態での輻射熱の吸収係数を限定し、輻射
熱伝達を抑制する技術（特開平７−１８５７５５号公
報）などがある。
【０００８】しかし、高塩基度かつ高凝固温度のモ−ル
ドパウダーでは、鋳型−鋳片間に介在するパウダー層の
液相部分の厚みを十分に確保することができないため、
潤滑不足となり、ブレークアウトが発生しやすく、操業
上問題である。また、溶融層の吸収係数を限定する方法
では、パウダーの流入量変化による鋳型幅方向や鋳造方
向での抜熱の均一化が確保できず、縦割れ防止やバルジ
ング性湯面変動の抑制効果は享受できない。
ドパウダーでは、鋳型−鋳片間に介在するパウダー層の
液相部分の厚みを十分に確保することができないため、
潤滑不足となり、ブレークアウトが発生しやすく、操業
上問題である。また、溶融層の吸収係数を限定する方法
では、パウダーの流入量変化による鋳型幅方向や鋳造方
向での抜熱の均一化が確保できず、縦割れ防止やバルジ
ング性湯面変動の抑制効果は享受できない。
【０００９】この発明の目的は、中炭素鋼の連続鋳造に
あたって、鋳型と凝固シェルとの間での抜熱状態に起因
した凝固シェルの不均一成長を抑制し、縦割れなどの表
面割れを回避するとともに、バルジング性湯面変動を抑
制して、操業の安定化も確保し、鋳片を効率よく製造し
ようとするところにある。
あたって、鋳型と凝固シェルとの間での抜熱状態に起因
した凝固シェルの不均一成長を抑制し、縦割れなどの表
面割れを回避するとともに、バルジング性湯面変動を抑
制して、操業の安定化も確保し、鋳片を効率よく製造し
ようとするところにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、包晶変態
域にある中炭素鋼の連続鋳造における凝固シェル不均一
に起因する特有の問題点、すなわち縦割れなどの鋳片表
面割れ防止とバルジング起因の湯面変動防止を図ること
について、種々の実験と調査検討を重ねた結果、凝固シ
ェルと鋳型との間に介在させるモールドパウダーの層の
内、固相部分を結晶質にすることが、鋳型上部を緩冷却
にするためには重要なことであることを知得した。つま
り、本発明は急速冷却条件でもパウダーが結晶質として
凝固する条件を特定し、この条件を満足するパウダーを
用いることにより、中炭素鋼の連続鋳造でも、安定して
操業するとともに、表面割れの無い鋳片を無手入れで製
造することを目的として発明したものである。
域にある中炭素鋼の連続鋳造における凝固シェル不均一
に起因する特有の問題点、すなわち縦割れなどの鋳片表
面割れ防止とバルジング起因の湯面変動防止を図ること
について、種々の実験と調査検討を重ねた結果、凝固シ
ェルと鋳型との間に介在させるモールドパウダーの層の
内、固相部分を結晶質にすることが、鋳型上部を緩冷却
にするためには重要なことであることを知得した。つま
り、本発明は急速冷却条件でもパウダーが結晶質として
凝固する条件を特定し、この条件を満足するパウダーを
用いることにより、中炭素鋼の連続鋳造でも、安定して
操業するとともに、表面割れの無い鋳片を無手入れで製
造することを目的として発明したものである。
【００１１】すなわち、この発明は、炭素含有量が0.07
〜0.16ｗｔ％の範囲になり、包晶反応を経て凝固する中
炭素鋼を連続鋳造するに当たり、連続鋳造用のモールド
パウダーとして、パウダー中の有効ＣａＦ2の相対的な
量比率ＲＣａＦ2が、次の条件を満足するものを用いる
ことを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法である： ＲＣａＦ2＝Eff.ＣａＦ2／（Eff.ＣａＦ2＋Eff.ＣａＯ＋Eff.ＳｉＯ2） ≧0.3 Eff.ＣａＦ2＝ Ｗ〔Ｆ〕×78／38 Eff.ＣａＯ ＝ Ｗ〔ＣａＯ〕−Ｗ〔Ｆ〕×56／38 Eff.ＳｉＯ2＝ Ｗ〔ＳｉＯ2〕−Ｗ〔Ｎａ2Ｏ〕×120／62 −Ｗ〔Ｌｉ2Ｏ〕×120／30−Ｗ〔Ｋ2Ｏ〕×120／94 ここで、Ｗ〔ｉ〕はパウダー中でのｉ成分の重量％とす
る。
〜0.16ｗｔ％の範囲になり、包晶反応を経て凝固する中
炭素鋼を連続鋳造するに当たり、連続鋳造用のモールド
パウダーとして、パウダー中の有効ＣａＦ2の相対的な
量比率ＲＣａＦ2が、次の条件を満足するものを用いる
ことを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法である： ＲＣａＦ2＝Eff.ＣａＦ2／（Eff.ＣａＦ2＋Eff.ＣａＯ＋Eff.ＳｉＯ2） ≧0.3 Eff.ＣａＦ2＝ Ｗ〔Ｆ〕×78／38 Eff.ＣａＯ ＝ Ｗ〔ＣａＯ〕−Ｗ〔Ｆ〕×56／38 Eff.ＳｉＯ2＝ Ｗ〔ＳｉＯ2〕−Ｗ〔Ｎａ2Ｏ〕×120／62 −Ｗ〔Ｌｉ2Ｏ〕×120／30−Ｗ〔Ｋ2Ｏ〕×120／94 ここで、Ｗ〔ｉ〕はパウダー中でのｉ成分の重量％とす
る。
【００１２】
【発明の実施の形態】連続鋳造用鋳型内の上部、いわゆ
るメニスカス近傍域での凝固シェルが形成されつつある
状況に基づいて以下に説明する。鋳型内における凝固シ
ェルの抜熱は、すべて凝固シェルと鋳型の間のモールド
パウダーを介して行われている。このモールドパウダー
の鋳型に接した部分では固相の層を形成し、凝固シェル
に接した部分では、パウダーの凝固温度を越えているの
で液相の層を形成している。中炭素鋼の凝固シェル厚み
の不均一を緩和するために、前記メニスカス部における
鋳型抜熱を低減するには、結晶質のパウダーを適用する
ことが効果的である。パウダーの結晶化を確保するため
には、パウダーの組成や特性を種々組みあわせて、製作
される。たとえば、塩基度（Ｃ／Ｓ）を高めたり、凝固
温度を高めたりする方法がよく行われている。しかし、
実際に適正パウダーを考案するには、多くの組みあわせ
の成分のパウダーを試作し、実験室にて上記の特性（凝
固温度など）を一つ一つ測定し、実鋳造に適合するかを
判断するために、多くの労力と時間を要するとともに、
コスト的にも甚だ不利であった。さらに、この実験室で
の調査した特性のみでは、必ずしもパウダーの結晶化を
評価判断できず、実際の鋳造に適用した結果、判明する
ものであり、必ずしも鋳片表面割れ防止やバルジング性
湯面変動防止を成し得ず、さらにはパウダー開発にあた
っては、時には、ブレークアウトなどの操業トラブルを
誘発していた。
るメニスカス近傍域での凝固シェルが形成されつつある
状況に基づいて以下に説明する。鋳型内における凝固シ
ェルの抜熱は、すべて凝固シェルと鋳型の間のモールド
パウダーを介して行われている。このモールドパウダー
の鋳型に接した部分では固相の層を形成し、凝固シェル
に接した部分では、パウダーの凝固温度を越えているの
で液相の層を形成している。中炭素鋼の凝固シェル厚み
の不均一を緩和するために、前記メニスカス部における
鋳型抜熱を低減するには、結晶質のパウダーを適用する
ことが効果的である。パウダーの結晶化を確保するため
には、パウダーの組成や特性を種々組みあわせて、製作
される。たとえば、塩基度（Ｃ／Ｓ）を高めたり、凝固
温度を高めたりする方法がよく行われている。しかし、
実際に適正パウダーを考案するには、多くの組みあわせ
の成分のパウダーを試作し、実験室にて上記の特性（凝
固温度など）を一つ一つ測定し、実鋳造に適合するかを
判断するために、多くの労力と時間を要するとともに、
コスト的にも甚だ不利であった。さらに、この実験室で
の調査した特性のみでは、必ずしもパウダーの結晶化を
評価判断できず、実際の鋳造に適用した結果、判明する
ものであり、必ずしも鋳片表面割れ防止やバルジング性
湯面変動防止を成し得ず、さらにはパウダー開発にあた
っては、時には、ブレークアウトなどの操業トラブルを
誘発していた。
【００１３】パウダーの結晶化を事前に評価する方法と
しては、一定の降温速度における示差熱曲線から結晶化
による発熱反応を検出する方法が、特開平８−６６７５
２号公報に開示されているが、この方法では、降温速度
に限界があり、実際の鋳型表面付近でのパウダーの急速
冷却挙動を必ずしも評価できない。
しては、一定の降温速度における示差熱曲線から結晶化
による発熱反応を検出する方法が、特開平８−６６７５
２号公報に開示されているが、この方法では、降温速度
に限界があり、実際の鋳型表面付近でのパウダーの急速
冷却挙動を必ずしも評価できない。
【００１４】そこで、本発明者は、種々のパウダーを実
際の連続鋳造機にて適用し、その時の鋳型上部に付着し
ている固体パウダーの実物を観察した。その結果、鋳型
上部でパウダーが結晶化されている場合は、その結晶質
の構造として、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・
ＣａＦ2）が晶出していることに着目した。そこで、カ
スピダインの晶出状況をＣａＯとＳｉＯ2とＣａＦ2の要
素成分に着目して検討した。つまり、パウダー中のＦ分
は、全量ＣａＦ2を形成し、残りのＣａ分が有効なＣａ
Ｏを形成すると考えた。さらに、ＳｉＯ2はＣａＯやＣ
ａＦ2の他に、Ｎａ2ＯやＬｉ2Ｏ，Ｋ2Ｏなどとも反応
し、複合酸化物を形成するため、これらの複合酸化物に
含まれるＳｉＯ2の量を除外したものを有効ＳｉＯ2量と
し、この有効ＣａＦ2の相対的な量比率ＲＣａＦ2を、パ
ウダーの結晶化の評価指標とし、これに基づいてパウダ
ーの結晶化を推定した。
際の連続鋳造機にて適用し、その時の鋳型上部に付着し
ている固体パウダーの実物を観察した。その結果、鋳型
上部でパウダーが結晶化されている場合は、その結晶質
の構造として、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・
ＣａＦ2）が晶出していることに着目した。そこで、カ
スピダインの晶出状況をＣａＯとＳｉＯ2とＣａＦ2の要
素成分に着目して検討した。つまり、パウダー中のＦ分
は、全量ＣａＦ2を形成し、残りのＣａ分が有効なＣａ
Ｏを形成すると考えた。さらに、ＳｉＯ2はＣａＯやＣ
ａＦ2の他に、Ｎａ2ＯやＬｉ2Ｏ，Ｋ2Ｏなどとも反応
し、複合酸化物を形成するため、これらの複合酸化物に
含まれるＳｉＯ2の量を除外したものを有効ＳｉＯ2量と
し、この有効ＣａＦ2の相対的な量比率ＲＣａＦ2を、パ
ウダーの結晶化の評価指標とし、これに基づいてパウダ
ーの結晶化を推定した。
【００１５】具体的には、次の式にそって、それぞれの
パラメータを計算する： ＲＣａＦ2 ＝Eff.ＣａＦ2／（Eff.ＣａＦ2＋Eff.ＣａＯ＋Eff.ＳｉＯ2） Eff.ＣａＦ2＝ Ｗ〔Ｆ〕×78／38 Eff.ＣａＯ ＝ Ｗ〔ＣａＯ〕−Ｗ〔Ｆ〕×56／38 Eff.ＳｉＯ2＝ Ｗ〔ＳｉＯ2〕−Ｗ〔Ｎａ2Ｏ〕×120／62 −Ｗ〔Ｌｉ2Ｏ〕×120／30−Ｗ〔Ｋ2Ｏ〕×120／94 ここでＷ〔ｉ〕はパウダー中でのｉ成分の重量％であ
り、上記式中の各数値は、分子量であり、７８は、Ｃａ
Ｆ2の分子量、３８は、Ｆ2の分子量、５６は、ＣａＯの
分子量、６２は、Ｎａ2Ｏの分子量、１２０は、２Ｓｉ
Ｏ2の分子量（ＳｉＯ2の分子量の２倍）、３０は、Ｌｉ
2Ｏの分子量、９４は、Ｋ2Ｏの分子量、である。
パラメータを計算する： ＲＣａＦ2 ＝Eff.ＣａＦ2／（Eff.ＣａＦ2＋Eff.ＣａＯ＋Eff.ＳｉＯ2） Eff.ＣａＦ2＝ Ｗ〔Ｆ〕×78／38 Eff.ＣａＯ ＝ Ｗ〔ＣａＯ〕−Ｗ〔Ｆ〕×56／38 Eff.ＳｉＯ2＝ Ｗ〔ＳｉＯ2〕−Ｗ〔Ｎａ2Ｏ〕×120／62 −Ｗ〔Ｌｉ2Ｏ〕×120／30−Ｗ〔Ｋ2Ｏ〕×120／94 ここでＷ〔ｉ〕はパウダー中でのｉ成分の重量％であ
り、上記式中の各数値は、分子量であり、７８は、Ｃａ
Ｆ2の分子量、３８は、Ｆ2の分子量、５６は、ＣａＯの
分子量、６２は、Ｎａ2Ｏの分子量、１２０は、２Ｓｉ
Ｏ2の分子量（ＳｉＯ2の分子量の２倍）、３０は、Ｌｉ
2Ｏの分子量、９４は、Ｋ2Ｏの分子量、である。
【００１６】この計算したＲＣａＦ2値とパウダーの鋳
型上部での結晶化状況を調査した結果、図１の関係を見
い出した。この図から、このＲＣａＦ2値を 0.3 以上に
限定することにより、鋳型上部で結晶質の固相パウダー
を確実に得ることを知得した。
型上部での結晶化状況を調査した結果、図１の関係を見
い出した。この図から、このＲＣａＦ2値を 0.3 以上に
限定することにより、鋳型上部で結晶質の固相パウダー
を確実に得ることを知得した。
【００１７】
【実施例】次に、本発明の実施例を比較例とともに挙げ
る。中炭素鋼の連続鋳造を行った場合について述べる。
表１に示す組成になるパウダーを用い、鋳造幅1100mm、
鋳造厚み245mm、鋳造速度1.8m／分の条件で鋳造実験を
実施した。
る。中炭素鋼の連続鋳造を行った場合について述べる。
表１に示す組成になるパウダーを用い、鋳造幅1100mm、
鋳造厚み245mm、鋳造速度1.8m／分の条件で鋳造実験を
実施した。
【００１８】
【表１】
【００１９】連鋳対象鋼種は、Ｃ：0.09〜0.11ｗｔ％，
Ｓｉ：0.35ｗｔ％以下，Ｍｎ：0.30〜0.50ｗｔ％，Ｐ：
0.02ｗｔ％以下，Ｓ：0.023ｗｔ％以下，Ａｌ：0.04ｗ
ｔ％を含有する鋼である。この条件で鋳造試験を実施
し、その時の縦割れ発生状況とバルジングを起因とする
湯面変動の発生状況を観察しつつ、鋳造終了後に鋳型上
部に付着している固相パウダーを回収し、組識観察を実
施した。その結果も表１に示した。
Ｓｉ：0.35ｗｔ％以下，Ｍｎ：0.30〜0.50ｗｔ％，Ｐ：
0.02ｗｔ％以下，Ｓ：0.023ｗｔ％以下，Ａｌ：0.04ｗ
ｔ％を含有する鋼である。この条件で鋳造試験を実施
し、その時の縦割れ発生状況とバルジングを起因とする
湯面変動の発生状況を観察しつつ、鋳造終了後に鋳型上
部に付着している固相パウダーを回収し、組識観察を実
施した。その結果も表１に示した。
【００２０】表１を参照すると、パウダーＮｏ．１〜４
は、本発明の実施適用例であり、本発明での新指標であ
るＲＣａＦ2値がそれぞれ、0.41，0.41，0.35，0.32で
あり、どの場合もＲＣａＦ2値が 0.3 以上である条件を
満足していた。また、鋳造後に回収した鋳型への付着パ
ウダーも結晶質となっていた。さらに、鋳造上もバルジ
ング起因の湯面変動も発生せず、鋳片表面での縦割れも
発生しなかった。
は、本発明の実施適用例であり、本発明での新指標であ
るＲＣａＦ2値がそれぞれ、0.41，0.41，0.35，0.32で
あり、どの場合もＲＣａＦ2値が 0.3 以上である条件を
満足していた。また、鋳造後に回収した鋳型への付着パ
ウダーも結晶質となっていた。さらに、鋳造上もバルジ
ング起因の湯面変動も発生せず、鋳片表面での縦割れも
発生しなかった。
【００２１】一方、パウダーＮｏ．５〜８は、該ＲＣａ
Ｆ2値がすべて 0.3 未満であり、本発明の条件を満足せ
ず、鋳型への付着固相パウダーもガラス質であった。特
に、パウダーＮｏ．５は、塩基度（Ｃ／Ｓ）が 1.22 と
高いにもかかわらず、ガラス質パウダーであった。ま
た、パウダーＮｏ．６は、パウダーＮｏ．２に比べ高融
点パウダーであるにもかかわらず、ガラス質であった。
さらに、鋳片表面の縦割れが観察され、バルジング起因
の湯面変動も大きく、甚だしい場合には、操業続行が不
可能になり、鋳造を中断せざるを得なかったケースもあ
った。
Ｆ2値がすべて 0.3 未満であり、本発明の条件を満足せ
ず、鋳型への付着固相パウダーもガラス質であった。特
に、パウダーＮｏ．５は、塩基度（Ｃ／Ｓ）が 1.22 と
高いにもかかわらず、ガラス質パウダーであった。ま
た、パウダーＮｏ．６は、パウダーＮｏ．２に比べ高融
点パウダーであるにもかかわらず、ガラス質であった。
さらに、鋳片表面の縦割れが観察され、バルジング起因
の湯面変動も大きく、甚だしい場合には、操業続行が不
可能になり、鋳造を中断せざるを得なかったケースもあ
った。
【００２２】
【発明の効果】この発明を適用すれば、中炭素鋼の連続
鋳造において発生していた鋳片表面の縦割れを解消でき
る。さらに、バルジング起因の長周期の大きな湯面変動
も解消でき、ブレークアウトの発生もほとんどなく、安
定した連続鋳造が実施できる。さらには、新たに、中炭
素鋼用パウダーを開発する場合には、パウダーの結晶化
に関して、従来の実験室での特性評価や実機連続鋳造機
での実湯試験による評価が不必要になり、パウダー開発
の迅速化、低コスト化が享受できる。
鋳造において発生していた鋳片表面の縦割れを解消でき
る。さらに、バルジング起因の長周期の大きな湯面変動
も解消でき、ブレークアウトの発生もほとんどなく、安
定した連続鋳造が実施できる。さらには、新たに、中炭
素鋼用パウダーを開発する場合には、パウダーの結晶化
に関して、従来の実験室での特性評価や実機連続鋳造機
での実湯試験による評価が不必要になり、パウダー開発
の迅速化、低コスト化が享受できる。
【図１】 本発明の新指標ＲＣａＦ2値とパウダーの結
晶化の関係を示すグラフである。
晶化の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 江 阪 久 雄 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (1)
- 【請求項１】 炭素含有量が0.07〜0.16ｗｔ％の範囲に
なり、包晶反応を経て凝固する中炭素鋼を連続鋳造する
に当たり、連続鋳造用のモールドパウダーとして、パウ
ダー中の有効ＣａＦ2の相対的な量比率ＲＣａＦ2が、次
の条件を満足するものを用いることを特徴とする中炭素
鋼の連続鋳造方法： ＲＣａＦ2 ＝Eff.ＣａＦ2／（Eff.ＣａＦ2＋Eff.ＣａＯ＋Eff.ＳｉＯ2） ≧0.3 Eff.ＣａＦ2＝ Ｗ〔Ｆ〕×78／38， Eff.ＣａＯ ＝ Ｗ〔ＣａＯ〕−Ｗ〔Ｆ〕×56／38， Eff.ＳｉＯ2＝ Ｗ〔ＳｉＯ2〕−Ｗ〔Ｎａ2Ｏ〕×120／62 −Ｗ〔Ｌｉ2Ｏ〕×120／30−Ｗ〔Ｋ2Ｏ〕×120／94 、ここでＷ〔ｉ〕はパウダー中でのｉ成分の重量％とす
る。
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|---|---|---|---|
| JP21873296A JPH1058102A (ja) | 1996-08-20 | 1996-08-20 | 中炭素鋼の連続鋳造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP21873296A JPH1058102A (ja) | 1996-08-20 | 1996-08-20 | 中炭素鋼の連続鋳造方法 |
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|---|---|
| JPH1058102A true JPH1058102A (ja) | 1998-03-03 |
Family
ID=16724574
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21873296A Withdrawn JPH1058102A (ja) | 1996-08-20 | 1996-08-20 | 中炭素鋼の連続鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1058102A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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1996
- 1996-08-20 JP JP21873296A patent/JPH1058102A/ja not_active Withdrawn
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