JPH1058105A - 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法Info
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- JPH1058105A JPH1058105A JP23866196A JP23866196A JPH1058105A JP H1058105 A JPH1058105 A JP H1058105A JP 23866196 A JP23866196 A JP 23866196A JP 23866196 A JP23866196 A JP 23866196A JP H1058105 A JPH1058105 A JP H1058105A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、例えば中炭素鋼、ＳＵＳ４２０お
よびＳＵＳ３０４の連続鋳造において、鋳片の表面割れ
（横割れ、縦割れ）のない表面性状の優れた、無欠陥鋳
片を得るための鋼の連続鋳造方法を提供するものであ
る。 【解決手段】 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳
造方法において、鋳造速度（Ｖ）が１．６ｍ／ｍｉｎ以
上の高速鋳造時に、鋳型に添加するモールドフラックス
の凝固温度が１１００〜１３００℃の範囲にあり、その
粘度（η）と鋳造速度（Ｖ）の関係が下記（１）式を満
足せしめる範囲で鋳造することを特徴とする凝固過程で
の収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
よびＳＵＳ３０４の連続鋳造において、鋳片の表面割れ
（横割れ、縦割れ）のない表面性状の優れた、無欠陥鋳
片を得るための鋼の連続鋳造方法を提供するものであ
る。 【解決手段】 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳
造方法において、鋳造速度（Ｖ）が１．６ｍ／ｍｉｎ以
上の高速鋳造時に、鋳型に添加するモールドフラックス
の凝固温度が１１００〜１３００℃の範囲にあり、その
粘度（η）と鋳造速度（Ｖ）の関係が下記（１）式を満
足せしめる範囲で鋳造することを特徴とする凝固過程で
の収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、連続鋳造時の鋳片
凝固過程で収縮量の大きい鋼や、包晶域を通過する鋼、
例えば中炭素鋼（［Ｃ］：０．０６〜０．２０％）、Ｓ
ＵＳ４２０およびＳＵＳ３０４の連続鋳造において、鋳
片の表面割れ（横割れ、縦割れ）のない表面性状の優れ
た、無欠陥鋳片を得るための鋼の連続鋳造方法に関する
ものである。
凝固過程で収縮量の大きい鋼や、包晶域を通過する鋼、
例えば中炭素鋼（［Ｃ］：０．０６〜０．２０％）、Ｓ
ＵＳ４２０およびＳＵＳ３０４の連続鋳造において、鋳
片の表面割れ（横割れ、縦割れ）のない表面性状の優れ
た、無欠陥鋳片を得るための鋼の連続鋳造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】例えば、鋼の連続鋳造時に鋳型内に添加
するモールドフラックスは種々の役割を担っている。す
なわち、鋳造される溶鋼表面を保温すること、鋳型
内溶鋼表面の酸化防止および浮上する介在物を迅速溶解
すること、鋳型と鋳片間の潤滑をつかさどること、
鋳片より最適な抜熱量をコントロールすることなどの働
きを課せられている。
するモールドフラックスは種々の役割を担っている。す
なわち、鋳造される溶鋼表面を保温すること、鋳型
内溶鋼表面の酸化防止および浮上する介在物を迅速溶解
すること、鋳型と鋳片間の潤滑をつかさどること、
鋳片より最適な抜熱量をコントロールすることなどの働
きを課せられている。
【０００３】モールドフラックスのこれらの作用によっ
て鋳片の表面欠陥をなくし、美麗な鋳肌を形成できる効
果を有し、特に連続鋳造操業の鋳込作業の安定性の確保
と鋳片鋳造歩留り向上を図るためには必要不可欠なもの
である。
て鋳片の表面欠陥をなくし、美麗な鋳肌を形成できる効
果を有し、特に連続鋳造操業の鋳込作業の安定性の確保
と鋳片鋳造歩留り向上を図るためには必要不可欠なもの
である。
【０００４】モールドフラックスは、通常粉体あるいは
顆粒状であり、その成分は一般にＣａＯ，ＳｉＯ2 を主
成分とし、他にＡｌ2 Ｏ3 、アルカリ土類金属およびア
ルカリ金属の化合物（炭化物、炭酸塩、弗化物等）を加
えてなるものであり、溶融温度、粘度等を調整し、さら
に、溶融速度を調整するためにカーボンを添加してフラ
ックス組成が構成されており、顆粒状の場合は、有機、
無機質のバインダー等が用いられ一定の形状を保持して
いる。
顆粒状であり、その成分は一般にＣａＯ，ＳｉＯ2 を主
成分とし、他にＡｌ2 Ｏ3 、アルカリ土類金属およびア
ルカリ金属の化合物（炭化物、炭酸塩、弗化物等）を加
えてなるものであり、溶融温度、粘度等を調整し、さら
に、溶融速度を調整するためにカーボンを添加してフラ
ックス組成が構成されており、顆粒状の場合は、有機、
無機質のバインダー等が用いられ一定の形状を保持して
いる。
【０００５】特に最近では、の作用において、鋼の炭
素含有量が０．１重量％程度（一般には、０．０６〜
０．２０％）のいわゆる亜包晶鋼の連続鋳造時には、凝
固途中で包晶反応を含むδ→γ変態に伴う急激な凝固収
縮が起り、鋳片がモールドより離れ局部的な凝固遅れを
生じ、表面割れ等の欠陥の原因となることが明らかとな
っており、これを防ぐためモールドの抜熱量をコントロ
ールして、熱流束を低下させ、緩冷却化させることが好
ましいとされている。
素含有量が０．１重量％程度（一般には、０．０６〜
０．２０％）のいわゆる亜包晶鋼の連続鋳造時には、凝
固途中で包晶反応を含むδ→γ変態に伴う急激な凝固収
縮が起り、鋳片がモールドより離れ局部的な凝固遅れを
生じ、表面割れ等の欠陥の原因となることが明らかとな
っており、これを防ぐためモールドの抜熱量をコントロ
ールして、熱流束を低下させ、緩冷却化させることが好
ましいとされている。
【０００６】これ等緩冷却をする手段として、特開平７
−２１４２６３に於ては、ＺｒＯ2，ＴｉＯ2 ，ＣｅＯ2
を添加して、ＣａＯ／ＳｉＯ2 を低めに設定すること
により、結晶化度を過度に高めず制御することや、特開
平７−１６４１２０のように、Ｃｒ金属ないしその化合
物の粉末を添加することにより、モールドフラックスの
凝固時の結晶析出開始温度を高く、かつ結晶析出開始温
度を冷却速度に拘らず一定にできる（固体スラグフィル
ムの厚さが一定であれば一定の抜熱となる）ことがで
き、緩冷却にして均一冷却が可能となり、表面割れが防
止できるとしている。
−２１４２６３に於ては、ＺｒＯ2，ＴｉＯ2 ，ＣｅＯ2
を添加して、ＣａＯ／ＳｉＯ2 を低めに設定すること
により、結晶化度を過度に高めず制御することや、特開
平７−１６４１２０のように、Ｃｒ金属ないしその化合
物の粉末を添加することにより、モールドフラックスの
凝固時の結晶析出開始温度を高く、かつ結晶析出開始温
度を冷却速度に拘らず一定にできる（固体スラグフィル
ムの厚さが一定であれば一定の抜熱となる）ことがで
き、緩冷却にして均一冷却が可能となり、表面割れが防
止できるとしている。
【０００７】しかしながら、包晶域の炭素鋼に於ては、
上記公知の対策をしたとしても、特開平７−２１４２６
３では、一定の結晶化率を得ることは、冷却速度が一定
とはならないので非常に困難であり、操業変動によって
は表面割れを完全に防止することはできない。
上記公知の対策をしたとしても、特開平７−２１４２６
３では、一定の結晶化率を得ることは、冷却速度が一定
とはならないので非常に困難であり、操業変動によって
は表面割れを完全に防止することはできない。
【０００８】また、特開平７−１６４１２０を試みてみ
たが、結晶度合が高く均一な冷却速度の機能は得られた
が、結晶開始温度が高くなることでモールド内面全体の
潤滑性が低下し、充分なるシェル発達が遅れ拘束を起
し、ブレークアウト発生に到る危険性が残っており、こ
れらにより問題点を完全に解決したものとは言い難い。
たが、結晶度合が高く均一な冷却速度の機能は得られた
が、結晶開始温度が高くなることでモールド内面全体の
潤滑性が低下し、充分なるシェル発達が遅れ拘束を起
し、ブレークアウト発生に到る危険性が残っており、こ
れらにより問題点を完全に解決したものとは言い難い。
【０００９】
【発明が解決しようする課題】本発明者らは、モールド
フラックスの溶融スラグから、結晶凝固を起すときの結
晶の発生およびその成長について種々の要因の中で、数
多くの添加物の影響、特に結晶析出開始温度および結晶
核発生量およびその大きさ、さらにはマトリックスとな
るガラス相の残量についての調査を行うと共に、鋳造評
価も合せて行った。
フラックスの溶融スラグから、結晶凝固を起すときの結
晶の発生およびその成長について種々の要因の中で、数
多くの添加物の影響、特に結晶析出開始温度および結晶
核発生量およびその大きさ、さらにはマトリックスとな
るガラス相の残量についての調査を行うと共に、鋳造評
価も合せて行った。
【００１０】その結果、従来のモールドフラックス（例
えば、特開平７−１６４１２０、特開平７−２１４２６
３）では、確かに鋳片の縦割れ発生の防止は認められる
が、モールド内に設置した熱電対からの温度情報によれ
ば、若干の湯面変動やスラグベアの発達の場合、温度の
乱れがあり、鋳片に均一な凝固シェルを形成していると
は言い難く、この様な理由でブレークアウトの警報が発
生したり、ついには鋳片表面の凝固シェルの破断により
ブレークアウトに到る惧れがある。また、特定のモール
ドフラックスを用いても粘度と連続鋳造速度の間に適性
な関係を保つ状態で鋳造を行なわなければ上記問題点の
解決には繋がらないことがある。
えば、特開平７−１６４１２０、特開平７−２１４２６
３）では、確かに鋳片の縦割れ発生の防止は認められる
が、モールド内に設置した熱電対からの温度情報によれ
ば、若干の湯面変動やスラグベアの発達の場合、温度の
乱れがあり、鋳片に均一な凝固シェルを形成していると
は言い難く、この様な理由でブレークアウトの警報が発
生したり、ついには鋳片表面の凝固シェルの破断により
ブレークアウトに到る惧れがある。また、特定のモール
ドフラックスを用いても粘度と連続鋳造速度の間に適性
な関係を保つ状態で鋳造を行なわなければ上記問題点の
解決には繋がらないことがある。
【００１１】本発明は上記した種々の問題点を検討し、
鋳片の凝固過程で収縮量の大きい鋼、または前述した凝
固過程で包晶域を通過する鋼として、中炭素鋼やＳＵＳ
４２０，ＳＵＳ３０４の安定した鋳造操業が可能となる
様に、かつ鋳片の表面割れ欠陥を防止できる連続鋳造用
方法を提供することを目的としたものである。
鋳片の凝固過程で収縮量の大きい鋼、または前述した凝
固過程で包晶域を通過する鋼として、中炭素鋼やＳＵＳ
４２０，ＳＵＳ３０４の安定した鋳造操業が可能となる
様に、かつ鋳片の表面割れ欠陥を防止できる連続鋳造用
方法を提供することを目的としたものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】上記に示した目的を達成
するために、本発明での鋼の連続鋳造用方法は、下記手
段を採るものである。 （１）凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法に
おいて、鋳造速度（Ｖ）が１．６ｍ／ｍｉｎ以上の高速
鋳造時に、鋳型に添加するモールドフラックスの凝固温
度が１１００〜１３００℃の範囲にあり、その粘度
（η）と鋳造速度（Ｖ）の関係が下記（１）式を満足せ
しめる範囲で鋳造することを特徴とする凝固過程での収
縮量の大きい鋼の連続鋳造方法。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
するために、本発明での鋼の連続鋳造用方法は、下記手
段を採るものである。 （１）凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法に
おいて、鋳造速度（Ｖ）が１．６ｍ／ｍｉｎ以上の高速
鋳造時に、鋳型に添加するモールドフラックスの凝固温
度が１１００〜１３００℃の範囲にあり、その粘度
（η）と鋳造速度（Ｖ）の関係が下記（１）式を満足せ
しめる範囲で鋳造することを特徴とする凝固過程での収
縮量の大きい鋼の連続鋳造方法。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
【００１３】（２）凝固過程での収縮量の大きい鋼とし
て、包晶域を通過する鋼に適用することを特徴とする
（１）記載の凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造
方法。 （３）凝固過程での収縮量の大きい鋼として、中炭素
鋼、ＳＵＳ４２０およびＳＵＳ３０４に適用することを
特徴とする（１）または（２）記載の凝固過程での収縮
量の大きい鋼の連続鋳造方法。
て、包晶域を通過する鋼に適用することを特徴とする
（１）記載の凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造
方法。 （３）凝固過程での収縮量の大きい鋼として、中炭素
鋼、ＳＵＳ４２０およびＳＵＳ３０４に適用することを
特徴とする（１）または（２）記載の凝固過程での収縮
量の大きい鋼の連続鋳造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】モールドフラックスは、鋳型内に
添加することにより鋳型と鋳片間に流入し、鋳型からは
常に冷却を受ける。このために、流入したモールドフラ
ックスは鋳型側では凝固して、固体状態のフィルム状と
なって鋳型に接しており、また鋳片側では、高温凝固シ
ェルにより、溶融した液体状態のフィルム状となってい
る。
添加することにより鋳型と鋳片間に流入し、鋳型からは
常に冷却を受ける。このために、流入したモールドフラ
ックスは鋳型側では凝固して、固体状態のフィルム状と
なって鋳型に接しており、また鋳片側では、高温凝固シ
ェルにより、溶融した液体状態のフィルム状となってい
る。
【００１５】鋳片の縦割れ発生の主原因は、この固体フ
ィルムと溶融フィルム厚みのバラツキに起因し、その結
果、鋳片から鋳型への抜熱不均一によるものと考えら
れ、特に、抜熱が大きくなった局部に凝固収縮が集中
し、鋳型内のメニスカス下部でモールドより離れてしま
い、その部分が逆に凝固遅れを起すためそこに応力が集
中し、鋳型より離れた部分が凹みを伴い縦割れの発生原
因となると言われている。
ィルムと溶融フィルム厚みのバラツキに起因し、その結
果、鋳片から鋳型への抜熱不均一によるものと考えら
れ、特に、抜熱が大きくなった局部に凝固収縮が集中
し、鋳型内のメニスカス下部でモールドより離れてしま
い、その部分が逆に凝固遅れを起すためそこに応力が集
中し、鋳型より離れた部分が凹みを伴い縦割れの発生原
因となると言われている。
【００１６】このため一般的に鋳片の緩冷却を行うため
にモールドフラックスの凝固温度を高くし、凝固フィル
ム厚を厚くすることにより目的を達そうとしたり、モー
ルドフラックスをプリメルト処理をすることにより均質
化をはかり、鋳片の縦割れ発生の防止を行っている。
にモールドフラックスの凝固温度を高くし、凝固フィル
ム厚を厚くすることにより目的を達そうとしたり、モー
ルドフラックスをプリメルト処理をすることにより均質
化をはかり、鋳片の縦割れ発生の防止を行っている。
【００１７】しかしながら、このようにモールドフラッ
クスの凝固温度を高くすることにより、鋳型に接した溶
鋼湯面上でモールドフラックスが凝固したベアの発達が
過大となり、操業性の悪化、さらには湯面変動により、
この大きなスラグベアのためメニスカスで厚いスラグフ
ィルムを形成し、その部分が過緩冷却となり、充分な凝
固シェルの発達がおさえられて、モールド直下で溶鋼の
静圧にたえられず、ブレークアウトの発生に到ることが
あり、ブレークアウト発生の原因の一つと考えられてい
る。
クスの凝固温度を高くすることにより、鋳型に接した溶
鋼湯面上でモールドフラックスが凝固したベアの発達が
過大となり、操業性の悪化、さらには湯面変動により、
この大きなスラグベアのためメニスカスで厚いスラグフ
ィルムを形成し、その部分が過緩冷却となり、充分な凝
固シェルの発達がおさえられて、モールド直下で溶鋼の
静圧にたえられず、ブレークアウトの発生に到ることが
あり、ブレークアウト発生の原因の一つと考えられてい
る。
【００１８】そこで本発明者らは、溶融したモールドフ
ラックスの凝固時の結晶析出温度と、結晶の発生する数
と大きさについて、図１に示すような鉄製鋳型に溶融フ
ラックスを流し込み、その凝固組織を調査し検討を行っ
た。モールドフラックスの溶解方法としては図２に示す
ように一般的なマッフル炉を用いその操作を図３（ａ）
と（ｂ）に示した。
ラックスの凝固時の結晶析出温度と、結晶の発生する数
と大きさについて、図１に示すような鉄製鋳型に溶融フ
ラックスを流し込み、その凝固組織を調査し検討を行っ
た。モールドフラックスの溶解方法としては図２に示す
ように一般的なマッフル炉を用いその操作を図３（ａ）
と（ｂ）に示した。
【００１９】モールドフラックスを溶解するための炉と
しては、マッフル炉が一般的で、定量のモールドフラッ
クス１（Ｉｇ．ｌｏｓｓを除いたフラックス成分）を上
部黒鉛ルツボ２の上方から装入する。この時上部黒鉛ル
ツボ２は下降した状態にあり、下部黒鉛ルツボ３の中心
部に位置するストッパー５は閉じており、装入されたフ
ラックス１は上部黒鉛ルツボ２が加熱状態にあるため、
その一部は溶解されながら下部ルツボ３に流下し（図３
−ａ）、ルツボ３内のフラックスを均等に溶融する。な
お、下部黒鉛ルツボ３にはその外周に該ルツボを加熱す
るための発熱体９が設置されている。
しては、マッフル炉が一般的で、定量のモールドフラッ
クス１（Ｉｇ．ｌｏｓｓを除いたフラックス成分）を上
部黒鉛ルツボ２の上方から装入する。この時上部黒鉛ル
ツボ２は下降した状態にあり、下部黒鉛ルツボ３の中心
部に位置するストッパー５は閉じており、装入されたフ
ラックス１は上部黒鉛ルツボ２が加熱状態にあるため、
その一部は溶解されながら下部ルツボ３に流下し（図３
−ａ）、ルツボ３内のフラックスを均等に溶融する。な
お、下部黒鉛ルツボ３にはその外周に該ルツボを加熱す
るための発熱体９が設置されている。
【００２０】モールドフラックス１は一定の均一溶融保
持時間を経た後、上部ルツボ２を上昇することによりス
トッパー５も同時に上昇し、瞬時に下部黒鉛ルツボ３の
抽出口４より流出させ（図３−ｂ）、中間ノズル６を介
して下方に位置する鋳型７に一定条件下で正確に注入さ
れるようになっており、鋳型に注入された溶融フラック
スは冷却され、モールドフラックスの凝固試料となる。
冷却凝固したモールドフラックスは鋳型７より取り出さ
れ、該試料を縦方向に切断し、その切断面を肉眼により
その組織を観察する。
持時間を経た後、上部ルツボ２を上昇することによりス
トッパー５も同時に上昇し、瞬時に下部黒鉛ルツボ３の
抽出口４より流出させ（図３−ｂ）、中間ノズル６を介
して下方に位置する鋳型７に一定条件下で正確に注入さ
れるようになっており、鋳型に注入された溶融フラック
スは冷却され、モールドフラックスの凝固試料となる。
冷却凝固したモールドフラックスは鋳型７より取り出さ
れ、該試料を縦方向に切断し、その切断面を肉眼により
その組織を観察する。
【００２１】
【表１】
【００２２】表１に試験を行ったモールドフラックスの
組成と物性を示し、これらをに上記要領で溶解し、図１
に示した鋳型に注入してその切断面の凝固組織をスケッ
チし、その概要を図４に示した。
組成と物性を示し、これらをに上記要領で溶解し、図１
に示した鋳型に注入してその切断面の凝固組織をスケッ
チし、その概要を図４に示した。
【００２３】図４の（ａ），（ｂ）に示されるように、
従来のモールドフラックスの欠点を改善したもので、そ
の作用は柱状晶結晶、または、粒状晶の肥大を防止し、
溶融したモールドフラックスが凝固する時に結晶を大き
く成長させず、微細化させることにより、結晶化による
抜熱低下および高潤滑性を得ることができるものであ
る。
従来のモールドフラックスの欠点を改善したもので、そ
の作用は柱状晶結晶、または、粒状晶の肥大を防止し、
溶融したモールドフラックスが凝固する時に結晶を大き
く成長させず、微細化させることにより、結晶化による
抜熱低下および高潤滑性を得ることができるものであ
る。
【００２４】前記した凝固断面粒子径を満足させるため
には、モールドフラックス組成としては通常含有してい
る種々の組成の外に断面結晶粒を微細化させる作用をも
つ金属、またはその化合物の粉末を適宜配合させると好
都合である。また、他の物性として凝固温度が１１００
〜１３００℃を必要とし、鋳型側では凝固していても鋳
片側では流動性を保ち潤滑機能を充分に果たし、溶解が
スムーズに行ない得る。本発明においては、高速鋳造で
の鋳片表面性状を良好に保つことを問題としているの
で、連続鋳造速度が１．６ｍ／ｍｉｎ以上で引き抜かれ
る鋳片が対象となる。
には、モールドフラックス組成としては通常含有してい
る種々の組成の外に断面結晶粒を微細化させる作用をも
つ金属、またはその化合物の粉末を適宜配合させると好
都合である。また、他の物性として凝固温度が１１００
〜１３００℃を必要とし、鋳型側では凝固していても鋳
片側では流動性を保ち潤滑機能を充分に果たし、溶解が
スムーズに行ない得る。本発明においては、高速鋳造で
の鋳片表面性状を良好に保つことを問題としているの
で、連続鋳造速度が１．６ｍ／ｍｉｎ以上で引き抜かれ
る鋳片が対象となる。
【００２５】本発明者らは、種々のη、Ｖ、凝固温度を
大きく変動させ、鋳造テストを行った結果、鋳造速度と
モールドフラックスの粘度の間には一定の関係式を満た
すものでなければならず、この範囲としては下記（１）
式の条件で示される。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
大きく変動させ、鋳造テストを行った結果、鋳造速度と
モールドフラックスの粘度の間には一定の関係式を満た
すものでなければならず、この範囲としては下記（１）
式の条件で示される。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
【００２６】この値を超えると鋳片の表面割れを防止す
ることは難しく鋳片の表面性状を損う。本発明で使用す
るモールドフラックスは、該フラックス中のＳを固定す
るため、特開昭６３−６１１０８のようなＳの心配もな
くなる。また、どのような形状（粉末、押出顆粒、球
形）でも問題はないが、スラグベアを最少限にするに
は、中空顆粒にすることが望ましい。
ることは難しく鋳片の表面性状を損う。本発明で使用す
るモールドフラックスは、該フラックス中のＳを固定す
るため、特開昭６３−６１１０８のようなＳの心配もな
くなる。また、どのような形状（粉末、押出顆粒、球
形）でも問題はないが、スラグベアを最少限にするに
は、中空顆粒にすることが望ましい。
【００２７】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。実
施例に用いた鋼の組成を表２に示した。また使用したモ
ールドフラックスの組成と物性は表３に示し、また表４
には連続鋳造での操業条件と使用時の操業性、鋳片の表
面性状および使用結果の総合評価を示した。鋳造したス
ラブサイズは２５０×１０００ｍｍで、ビレットサイズ
は１６０×１６０ｍｍであった。鋳造速度は何れも１．
６ｍ／ｍｉｎ以上で本発明範囲を満足させるものであっ
た。
施例に用いた鋼の組成を表２に示した。また使用したモ
ールドフラックスの組成と物性は表３に示し、また表４
には連続鋳造での操業条件と使用時の操業性、鋳片の表
面性状および使用結果の総合評価を示した。鋳造したス
ラブサイズは２５０×１０００ｍｍで、ビレットサイズ
は１６０×１６０ｍｍであった。鋳造速度は何れも１．
６ｍ／ｍｉｎ以上で本発明範囲を満足させるものであっ
た。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】表３中、１、２は、中炭スラブの高速鋳造
で、ＭｎＯ（換算値）を０．２％および０．５％含有し
たもので、品質、操業性共に良好な結果が得られた。
３、４は、中炭ビレットの高速鋳造の結果であり、Ｓが
高くても良い結果が得られた。５、６は、ＳＵＳ３０４
とＳＵＳ４２０のスラブとビレットの高速鋳造の結果で
あるが、中型素鋼も同様に良い結果が得られた。
で、ＭｎＯ（換算値）を０．２％および０．５％含有し
たもので、品質、操業性共に良好な結果が得られた。
３、４は、中炭ビレットの高速鋳造の結果であり、Ｓが
高くても良い結果が得られた。５、６は、ＳＵＳ３０４
とＳＵＳ４２０のスラブとビレットの高速鋳造の結果で
あるが、中型素鋼も同様に良い結果が得られた。
【００３２】また、実施例７のごとく、原料の一部がプ
リメルト＋フラックスのタイプでも充分良い結果が得ら
れた。さらに、８のごとく、プリメルト原料をベースに
しない、天然の硅灰石粉を用いても、品質的には完全に
満足するものではないが充分良い結果が得られた。これ
に対し、本発明範囲を外れた比較例９、１０、はスラ
ブ、ビレット共に鋳片表面に縦割れの発生がみられ、鋳
片の手入れ、割れた部分の切断等の後処理を要し、満足
できるものではなかった。
リメルト＋フラックスのタイプでも充分良い結果が得ら
れた。さらに、８のごとく、プリメルト原料をベースに
しない、天然の硅灰石粉を用いても、品質的には完全に
満足するものではないが充分良い結果が得られた。これ
に対し、本発明範囲を外れた比較例９、１０、はスラ
ブ、ビレット共に鋳片表面に縦割れの発生がみられ、鋳
片の手入れ、割れた部分の切断等の後処理を要し、満足
できるものではなかった。
【００３３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の連続鋳造
によれば、モールドと鋳片間に流入したモールドパウダ
ーが凝固する際の結晶化率を高くすることができモール
ド内の緩冷却化と局部的熱流束の変動低下を実現でき、
高品質の鋼を安定して連続鋳造することが可能となる。
によれば、モールドと鋳片間に流入したモールドパウダ
ーが凝固する際の結晶化率を高くすることができモール
ド内の緩冷却化と局部的熱流束の変動低下を実現でき、
高品質の鋼を安定して連続鋳造することが可能となる。
【図１】モールドフラックスの評価に用いる鋳型を示す
斜視図
斜視図
【図２】モールドフラックスの溶融試験法の概要を示し
た図
た図
【図３】溶融試験炉の操作状況を示す図
【図４】本発明に使用するモールドフラックスの溶融試
験法での試料の凝固組織の概要図
験法での試料の凝固組織の概要図
１ モールドフラックス ２ 上部黒鉛ルツボ ３ 下部黒鉛ルツボ ４ 抽出口 ５ ストッパー ６ 中間ノズル ７ 鋳型 ９ 発熱体
Claims (3)
- 【請求項１】 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳
造方法において、鋳造速度（Ｖ）が１．６ｍ／ｍｉｎ以
上の高速鋳造時に、鋳型に添加するモールドフラックス
の凝固温度が１１００〜１３００℃の範囲にあり、その
粘度（η）と鋳造速度（Ｖ）の関係が下記（１）式を満
足せしめる範囲で鋳造することを特徴とする凝固過程で
の収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法。 η×Ｖ≦４ ・・・（１） ただし、 η＝粘度（ｐｏｉｓｅ ａｔ １３００℃） Ｖ＝鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ） - 【請求項２】 凝固過程での収縮量の大きい鋼として、
包晶域を通過する鋼に適用することを特徴とする請求項
１記載の凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方
法。 - 【請求項３】 凝固過程での収縮量の大きい鋼として、
中炭素鋼、ＳＵＳ４２０およびＳＵＳ３０４に適用する
ことを特徴とする請求項１または請求項２記載の凝固過
程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23866196A JP3256148B2 (ja) | 1996-08-22 | 1996-08-22 | 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23866196A JP3256148B2 (ja) | 1996-08-22 | 1996-08-22 | 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1058105A true JPH1058105A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3256148B2 JP3256148B2 (ja) | 2002-02-12 |
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ID=17033453
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23866196A Expired - Fee Related JP3256148B2 (ja) | 1996-08-22 | 1996-08-22 | 凝固過程での収縮量の大きい鋼の連続鋳造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3256148B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005152931A (ja) * | 2003-11-25 | 2005-06-16 | Jfe Steel Kk | 中炭素鋼のスラブ連続鋳造方法 |
| CN101992283A (zh) * | 2009-08-10 | 2011-03-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种防止包晶钢连铸坯产生裂纹的方法 |
| JP2019155438A (ja) * | 2018-03-14 | 2019-09-19 | 日鉄建材株式会社 | モールドパウダー |
-
1996
- 1996-08-22 JP JP23866196A patent/JP3256148B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4569099B2 (ja) * | 2003-11-25 | 2010-10-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 中炭素鋼のスラブ連続鋳造方法 |
| CN101992283A (zh) * | 2009-08-10 | 2011-03-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种防止包晶钢连铸坯产生裂纹的方法 |
| JP2019155438A (ja) * | 2018-03-14 | 2019-09-19 | 日鉄建材株式会社 | モールドパウダー |
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| JP3256148B2 (ja) | 2002-02-12 |
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