JPH1161219A - ステンレススラグの改質方法 - Google Patents
ステンレススラグの改質方法Info
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- JPH1161219A JPH1161219A JP23912797A JP23912797A JPH1161219A JP H1161219 A JPH1161219 A JP H1161219A JP 23912797 A JP23912797 A JP 23912797A JP 23912797 A JP23912797 A JP 23912797A JP H1161219 A JPH1161219 A JP H1161219A
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- silica
- stainless steel
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶鋼品質に悪影響を与えず、ほう酸化合物の
使用量をできるだけ少なくしてステンレススラグを改質
し、粉化を防止する。 【解決手段】 ステンレススラグ排滓終了後の総重量に
対しほう酸化合物が０．３〜３重量％、および融点が１
５００℃以下のシリカ系物質が１〜７重量％となるよう
に、受滓鍋内で、ほう酸化合物、融点が１５００℃以下
のシリカ系物質および溶融状態にあるステンレススラグ
を混合する。ほう酸化合物、融点が１５００℃以下のシ
リカ系物質とともに蛍石を総重量に対し０．５〜５重量
％併用すると好ましい。 【効果】 溶鋼中のほう素濃度の増加や改質材の未溶解
を回避しながらステンレススラグの粉化を防止できる。
低融性であるほう酸化合物を直接炉内に投入する必要が
ないので、耐火物の溶損増加も防止できる。
使用量をできるだけ少なくしてステンレススラグを改質
し、粉化を防止する。 【解決手段】 ステンレススラグ排滓終了後の総重量に
対しほう酸化合物が０．３〜３重量％、および融点が１
５００℃以下のシリカ系物質が１〜７重量％となるよう
に、受滓鍋内で、ほう酸化合物、融点が１５００℃以下
のシリカ系物質および溶融状態にあるステンレススラグ
を混合する。ほう酸化合物、融点が１５００℃以下のシ
リカ系物質とともに蛍石を総重量に対し０．５〜５重量
％併用すると好ましい。 【効果】 溶鋼中のほう素濃度の増加や改質材の未溶解
を回避しながらステンレススラグの粉化を防止できる。
低融性であるほう酸化合物を直接炉内に投入する必要が
ないので、耐火物の溶損増加も防止できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷却時の粉化が激
しいステンレススラグの粉化防止を目的とした改質方法
に関するものである。
しいステンレススラグの粉化防止を目的とした改質方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に製鋼スラグは、屋外で野積みして
エージングさせた後、道路材や土木用材などに利用され
ている。しかし、ステンレススラグには一般にダイカル
シウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ2 ）が含まれてお
り、このダイカルシウムシリケートがスラグの冷却中に
β→γと相転移し、このときの体積変化で粉化する。ス
ラグを道路材や土木用材などに利用する際は、適度の粒
度を保たねばならないので、粉化すると利用が困難とな
る。粉化を防止するためには、ステンレススラグの改質
が必要となる。その方法としては、例えば、ダイカルシ
ウムシリケートを主体とするスラグの改質方法として
は、特公平７−１４８２８号公報に示されるように、
ほう酸化合物を浴温度が１６２０℃以下の鉄浴式精錬炉
内に投入する方法がある。また、徳田らの「ＡＯＤに
おけるスラグ粉化防止試験」（材料とプロセス、Ｖｏ
ｌ．２、１９８９年）では、排滓時に受滓鍋内で溶融ス
ラグへほう酸化合物と砂を投入することにより高価なほ
う酸化合物の使用量低減を狙っている。
エージングさせた後、道路材や土木用材などに利用され
ている。しかし、ステンレススラグには一般にダイカル
シウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ2 ）が含まれてお
り、このダイカルシウムシリケートがスラグの冷却中に
β→γと相転移し、このときの体積変化で粉化する。ス
ラグを道路材や土木用材などに利用する際は、適度の粒
度を保たねばならないので、粉化すると利用が困難とな
る。粉化を防止するためには、ステンレススラグの改質
が必要となる。その方法としては、例えば、ダイカルシ
ウムシリケートを主体とするスラグの改質方法として
は、特公平７−１４８２８号公報に示されるように、
ほう酸化合物を浴温度が１６２０℃以下の鉄浴式精錬炉
内に投入する方法がある。また、徳田らの「ＡＯＤに
おけるスラグ粉化防止試験」（材料とプロセス、Ｖｏ
ｌ．２、１９８９年）では、排滓時に受滓鍋内で溶融ス
ラグへほう酸化合物と砂を投入することにより高価なほ
う酸化合物の使用量低減を狙っている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明者は、前記の方
法をステンレススラグの粉化の防止に適用しようと試み
た。その結果、次のような問題が判明した。
法をステンレススラグの粉化の防止に適用しようと試み
た。その結果、次のような問題が判明した。
【０００４】まず、前記の特公平７−１４８２８号公
報に示される方法では、炉内のスラグ中の酸化クロムを
フェロシリコン等で還元する場合、この還元反応が完全
に終了してからほう酸化合物を投入しないと化１の
（１）式により、１６２０℃以下でもほう酸が還元され
て溶鋼中に移行する。（１）式はＴ＜２２５１Ｋ（＝１
９８７℃）でΔＧ＜０となり、右側へ反応が進行する。
報に示される方法では、炉内のスラグ中の酸化クロムを
フェロシリコン等で還元する場合、この還元反応が完全
に終了してからほう酸化合物を投入しないと化１の
（１）式により、１６２０℃以下でもほう酸が還元され
て溶鋼中に移行する。（１）式はＴ＜２２５１Ｋ（＝１
９８７℃）でΔＧ＜０となり、右側へ反応が進行する。
【０００５】
【化１】 Ｓｉ＋２／３Ｂ2 Ｏ3 →ＳｉＯ2 ＋４／３Ｂ …（１） ΔＧ＝−１３２．６９＋０．０５８９４Ｔ（ｋＪ／ｍｏｌ）
【０００６】溶融スラグは高粘性流体であり、短時間で
フェロシリコンと完全に均一混合して還元反応を終了さ
せることは困難である。従って、未反応のフェロシリコ
ンとほう酸化合物が反応し、還元されたほう素が溶鋼に
移行し、鋼の品質上問題となることが起こり得る。ま
た、スラグ中へのほう素の歩留りも低下する。
フェロシリコンと完全に均一混合して還元反応を終了さ
せることは困難である。従って、未反応のフェロシリコ
ンとほう酸化合物が反応し、還元されたほう素が溶鋼に
移行し、鋼の品質上問題となることが起こり得る。ま
た、スラグ中へのほう素の歩留りも低下する。
【０００７】次に前記のほう酸化合物と砂を利用する
方法では、砂の融点が高い場合に砂がスラグに溶解せ
ず、ほう酸化合物使用量低減効果が確実に発揮されない
という問題がある。
方法では、砂の融点が高い場合に砂がスラグに溶解せ
ず、ほう酸化合物使用量低減効果が確実に発揮されない
という問題がある。
【０００８】本発明ではこれらの問題を解決し、安価な
方法で確実にステンレススラグの粉化を防止することを
目的とする。
方法で確実にステンレススラグの粉化を防止することを
目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、（１）ステン
レススラグ排滓終了後の総重量に対しほう酸化合物が
０．３〜３重量％、および融点が１５００℃以下のシリ
カ系物質が１〜７重量％となるように、受滓鍋内で、ほ
う酸化合物、融点が１５００℃以下のシリカ系物質およ
び溶融状態にあるステンレススラグを混合することを特
徴とするステンレススラグの改質方法、ならびに（２）
ステンレススラグ排滓終了後の総重量に対しほう酸化合
物が０．３〜３重量％、融点が１５００℃以下のシリカ
系物質が１〜７重量％、および蛍石が０．５〜５重量％
となるように、受滓鍋内で、ほう酸化合物、融点が１５
００℃以下のシリカ系物質、蛍石および溶融状態にある
ステンレススラグを混合することを特徴とするステンレ
ススラグの改質方法である。
レススラグ排滓終了後の総重量に対しほう酸化合物が
０．３〜３重量％、および融点が１５００℃以下のシリ
カ系物質が１〜７重量％となるように、受滓鍋内で、ほ
う酸化合物、融点が１５００℃以下のシリカ系物質およ
び溶融状態にあるステンレススラグを混合することを特
徴とするステンレススラグの改質方法、ならびに（２）
ステンレススラグ排滓終了後の総重量に対しほう酸化合
物が０．３〜３重量％、融点が１５００℃以下のシリカ
系物質が１〜７重量％、および蛍石が０．５〜５重量％
となるように、受滓鍋内で、ほう酸化合物、融点が１５
００℃以下のシリカ系物質、蛍石および溶融状態にある
ステンレススラグを混合することを特徴とするステンレ
ススラグの改質方法である。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細について説明
する。
する。
【００１１】本発明は、ステンレススラグの粉化防止を
目的とした改質において、ほう酸化合物と融点が１５０
０℃以下のシリカ系物質、更に蛍石を受滓鍋に投入し、
その上からステンレススラグを注入することを特徴とす
る。
目的とした改質において、ほう酸化合物と融点が１５０
０℃以下のシリカ系物質、更に蛍石を受滓鍋に投入し、
その上からステンレススラグを注入することを特徴とす
る。
【００１２】溶融スラグの冷却中における鉱物析出の概
念を図１のＣａＯ−ＭｇＯ−ＳｉＯ2 状態図で説明す
る。ここでは、議論を単純化するために、スラグの組成
はＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ2 の３成分とする。
念を図１のＣａＯ−ＭｇＯ−ＳｉＯ2 状態図で説明す
る。ここでは、議論を単純化するために、スラグの組成
はＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ2 の３成分とする。
【００１３】図１でＡを冷却開始直後の溶融スラグ組成
とし、更にＡはＣ2 Ｓ、Ｃ3 ＭＳ2、ＭｇＯで囲まれる
三角形の中に存在するとする。ここで、Ｃ2 Ｓ、Ｃ3 Ｍ
Ｓ2は各々ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・Ｓｉ
Ｏ2 ）、メルヴィナイト（３ＣａＯ・ＭｇＯ・２ＳｉＯ
2 ）を意味する。線分Ｃ3 ＭＳ2 〜ＭｇＯに平行でＡを
通る直線と線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2 の交点をａとする。
Ａから冷却を開始したスラグが完全に固化したとき、そ
の固相組成はＣ2 Ｓ、Ｃ3 ＭＳ2 、ＭｇＯからなり、Ｃ
2 Ｓの割合は（線分ａ〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ／線分Ｃ2 Ｓ
〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ）×１００％である。
とし、更にＡはＣ2 Ｓ、Ｃ3 ＭＳ2、ＭｇＯで囲まれる
三角形の中に存在するとする。ここで、Ｃ2 Ｓ、Ｃ3 Ｍ
Ｓ2は各々ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・Ｓｉ
Ｏ2 ）、メルヴィナイト（３ＣａＯ・ＭｇＯ・２ＳｉＯ
2 ）を意味する。線分Ｃ3 ＭＳ2 〜ＭｇＯに平行でＡを
通る直線と線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2 の交点をａとする。
Ａから冷却を開始したスラグが完全に固化したとき、そ
の固相組成はＣ2 Ｓ、Ｃ3 ＭＳ2 、ＭｇＯからなり、Ｃ
2 Ｓの割合は（線分ａ〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ／線分Ｃ2 Ｓ
〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ）×１００％である。
【００１４】もし、組成Ａの溶融スラグにシリカ系物質
を添加することによりスラグ中のＳｉＯ2 が増加して組
成がＢに変化すると、冷却後の固相中のＣ2 Ｓの割合は
（線分ｂ〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ／線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2
の長さ）×１００％となる。ここで、ｂは線分Ｃ3 ＭＳ
2 〜ＭｇＯに平行でＢを通る直線と線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3Ｍ
Ｓ2 の交点である。線分ａ〜Ｃ3 ＭＳ2 よりも線分ｂ〜
Ｃ3 ＭＳ2 が短いので、ＡよりもＢの方がダイカルシウ
ムシリケートの生成量が少ない。
を添加することによりスラグ中のＳｉＯ2 が増加して組
成がＢに変化すると、冷却後の固相中のＣ2 Ｓの割合は
（線分ｂ〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ／線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2
の長さ）×１００％となる。ここで、ｂは線分Ｃ3 ＭＳ
2 〜ＭｇＯに平行でＢを通る直線と線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3Ｍ
Ｓ2 の交点である。線分ａ〜Ｃ3 ＭＳ2 よりも線分ｂ〜
Ｃ3 ＭＳ2 が短いので、ＡよりもＢの方がダイカルシウ
ムシリケートの生成量が少ない。
【００１５】液相から固相が析出する場合、多くは非常
に小さい粒子すなわち核が生成し、それが成長して大き
くなる。核生成には均一核生成と不均一核生成がある。
均一核生成の場合、核生成に必要な活性化エネルギーを
ΔＧ* 、ΔＧ* を有する粒子を臨界核、臨界核の半径を
ｒ* 、単位体積当たりの分子または原子の数をｎ、臨界
核に分子または原子が衝突する頻度をｆとすれば、核生
成速度は数１の（２）式となる。ＡとＢで成分に大きな
差は無いのでΔＧ* の差は小さく、従って両者でダイカ
ルシウムシリケートの析出粒子の数も大体同じと考えら
れる。するとＡよりもＢの方がダイカルシウムシリケー
ト粒子が小さいことになる。
に小さい粒子すなわち核が生成し、それが成長して大き
くなる。核生成には均一核生成と不均一核生成がある。
均一核生成の場合、核生成に必要な活性化エネルギーを
ΔＧ* 、ΔＧ* を有する粒子を臨界核、臨界核の半径を
ｒ* 、単位体積当たりの分子または原子の数をｎ、臨界
核に分子または原子が衝突する頻度をｆとすれば、核生
成速度は数１の（２）式となる。ＡとＢで成分に大きな
差は無いのでΔＧ* の差は小さく、従って両者でダイカ
ルシウムシリケートの析出粒子の数も大体同じと考えら
れる。するとＡよりもＢの方がダイカルシウムシリケー
ト粒子が小さいことになる。
【００１６】
【数１】 Ｊ＝ｆ（４πｒ*2）ｎｅｘｐ（−ΔＧ* ／ｋＴ） …（２）
【００１７】溶融スラグにほう酸化合物を添加したと
き、冷却中にダイカルシウムシリケートが析出するとと
もに、融液中のほう素は析出したダイカルシウムシリケ
ート内へ拡散・固溶する。ダイカルシウムシリケートの
β→γ相転移が起こるのは、Ｓｉ−Ｏ原子間距離の熱膨
張率とＣａ−Ｏ原子間距離の熱膨張率の差が極めて大き
いことに起因すると考えられる。すなわち、Ｓｉ−Ｏ原
子間距離の熱膨張率はほとんど０であるが、Ｃａ−Ｏ原
子間距離の熱膨張率は極めて大きい。従って、ほう素等
の安定化元素が固溶していない場合、冷却中にＳｉ−Ｏ
原子間距離はほとんど変化しないが、Ｃａ−Ｏ原子間距
離は収縮する。これにより結晶の歪が増加してβ型の結
晶構造の維持は困難となり、エネルギー的により安定な
γ型へ相転移するが、このときβ型よりγ型の方が密度
が小さいため（β型：３．２８ｇ／ｃｍ3 、γ型：２．
９７ｇ／ｃｍ3 ）体積膨張し粉化する。しかし、ダイカ
ルシウムシリケートにほう素が固溶すると、ほう素はけ
い素と置換するが、Ｓｉ4+イオンよりもＢ3+イオンの方
が小さいので（Ｓｉ4+：０．３９Å、Ｂ3+：０．２０
Å）、Ｂ−Ｏ原子間距離はＳｉ−Ｏ原子間距離より短く
なり、冷却中にＣａ−Ｏ原子間距離が収縮してもβ型の
結晶構造の維持が可能となり、粉化が防止される。
き、冷却中にダイカルシウムシリケートが析出するとと
もに、融液中のほう素は析出したダイカルシウムシリケ
ート内へ拡散・固溶する。ダイカルシウムシリケートの
β→γ相転移が起こるのは、Ｓｉ−Ｏ原子間距離の熱膨
張率とＣａ−Ｏ原子間距離の熱膨張率の差が極めて大き
いことに起因すると考えられる。すなわち、Ｓｉ−Ｏ原
子間距離の熱膨張率はほとんど０であるが、Ｃａ−Ｏ原
子間距離の熱膨張率は極めて大きい。従って、ほう素等
の安定化元素が固溶していない場合、冷却中にＳｉ−Ｏ
原子間距離はほとんど変化しないが、Ｃａ−Ｏ原子間距
離は収縮する。これにより結晶の歪が増加してβ型の結
晶構造の維持は困難となり、エネルギー的により安定な
γ型へ相転移するが、このときβ型よりγ型の方が密度
が小さいため（β型：３．２８ｇ／ｃｍ3 、γ型：２．
９７ｇ／ｃｍ3 ）体積膨張し粉化する。しかし、ダイカ
ルシウムシリケートにほう素が固溶すると、ほう素はけ
い素と置換するが、Ｓｉ4+イオンよりもＢ3+イオンの方
が小さいので（Ｓｉ4+：０．３９Å、Ｂ3+：０．２０
Å）、Ｂ−Ｏ原子間距離はＳｉ−Ｏ原子間距離より短く
なり、冷却中にＣａ−Ｏ原子間距離が収縮してもβ型の
結晶構造の維持が可能となり、粉化が防止される。
【００１８】相転移を防止するためには、ほう素はある
濃度以上に固溶していることが必要である。その濃度を
限界濃度と呼ぶことにする。図２（１）に示すようにダ
イカルシウムシリケート粒子１が大きい場合、すなわち
シリカ系物質を添加しない場合は、ほう素Ｂが粒子１内
へ十分に拡散できないため、粒子１内部に限界濃度以下
の部分が存在し、冷却時に粉化する。しかし、図２
（２）に示すようにダイカルシウムシリケート粒子１が
小さい場合、すなわちシリカ系物質を添加した場合は、
ほう素Ｂが粒子１内へ十分に拡散できるため、限界濃度
以下の部分がほとんど存在せず、冷却時の粉化は防止さ
れる。
濃度以上に固溶していることが必要である。その濃度を
限界濃度と呼ぶことにする。図２（１）に示すようにダ
イカルシウムシリケート粒子１が大きい場合、すなわち
シリカ系物質を添加しない場合は、ほう素Ｂが粒子１内
へ十分に拡散できないため、粒子１内部に限界濃度以下
の部分が存在し、冷却時に粉化する。しかし、図２
（２）に示すようにダイカルシウムシリケート粒子１が
小さい場合、すなわちシリカ系物質を添加した場合は、
ほう素Ｂが粒子１内へ十分に拡散できるため、限界濃度
以下の部分がほとんど存在せず、冷却時の粉化は防止さ
れる。
【００１９】ほう酸化合物の添加量は０．３〜３重量％
とする。０．３重量％未満ではダイカルシウムシリケー
ト粒子中のほう素固溶量を限界濃度以上にすることがで
きない。３重量％を越えるとほう素固溶量が限界濃度以
上となり、また、ほう酸化合物の一部は固溶せず従って
粉化防止に関与しなくなるので、粉化防止材の有効利用
上非効率的となる。
とする。０．３重量％未満ではダイカルシウムシリケー
ト粒子中のほう素固溶量を限界濃度以上にすることがで
きない。３重量％を越えるとほう素固溶量が限界濃度以
上となり、また、ほう酸化合物の一部は固溶せず従って
粉化防止に関与しなくなるので、粉化防止材の有効利用
上非効率的となる。
【００２０】再び図１で、線分Ｃ2 Ｓ〜ＭｇＯに平行で
Ａを通る直線と線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2 の交点をａ’、
線分Ｃ2 Ｓ〜ＭｇＯに平行でＢを通る直線と線分Ｃ2 Ｓ
〜Ｃ3 ＭＳ2 の交点をｂ’とする。このとき冷却後のＣ
3 ＭＳ2 の割合は、組成Ａの場合、（線分ａ’〜Ｃ2 Ｓ
の長さ／線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ）×１００％、
組成Ｂの場合、（線分ｂ’〜Ｃ2 Ｓの長さ／線分Ｃ2 Ｓ
〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ）×１００％となる。すなわち、シ
リカ系物質を添加することでメルヴィナイトの生成量は
増加する。
Ａを通る直線と線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2 の交点をａ’、
線分Ｃ2 Ｓ〜ＭｇＯに平行でＢを通る直線と線分Ｃ2 Ｓ
〜Ｃ3 ＭＳ2 の交点をｂ’とする。このとき冷却後のＣ
3 ＭＳ2 の割合は、組成Ａの場合、（線分ａ’〜Ｃ2 Ｓ
の長さ／線分Ｃ2 Ｓ〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ）×１００％、
組成Ｂの場合、（線分ｂ’〜Ｃ2 Ｓの長さ／線分Ｃ2 Ｓ
〜Ｃ3 ＭＳ2 の長さ）×１００％となる。すなわち、シ
リカ系物質を添加することでメルヴィナイトの生成量は
増加する。
【００２１】図３は、多成分系のステンレススラグを溶
融状態から冷却したときの鉱物の生成状況を計算熱力学
でシミュレートしたものである。図３より、メルヴィナ
イトは１５００℃以下で生成を開始する。シリカ系物質
を添加することで、ダイカルシウムシリケートが減少す
る代わりに、メルヴィナイトが増加する。また、鉱物の
生成は一般に固相よりも液相の方が原子の移動のしやす
さの点で有利である。従って、メルヴィナイトの生成を
促進するためには、メルヴィナイト生成開始時点で、シ
リカ系物質が溶融していることが望ましい。これが、シ
リカ系物質の融点を１５００℃以下とすることの理由で
ある。
融状態から冷却したときの鉱物の生成状況を計算熱力学
でシミュレートしたものである。図３より、メルヴィナ
イトは１５００℃以下で生成を開始する。シリカ系物質
を添加することで、ダイカルシウムシリケートが減少す
る代わりに、メルヴィナイトが増加する。また、鉱物の
生成は一般に固相よりも液相の方が原子の移動のしやす
さの点で有利である。従って、メルヴィナイトの生成を
促進するためには、メルヴィナイト生成開始時点で、シ
リカ系物質が溶融していることが望ましい。これが、シ
リカ系物質の融点を１５００℃以下とすることの理由で
ある。
【００２２】融点が１５００℃以下のシリカ系物質の添
加量は１〜７重量％とする。１重量％未満ではダイカル
シウムシリケート粒子を小さくするのに不十分である。
７重量％を越えるとスラグの顕熱不足によりシリカ系物
質が全量スラグに溶解しきれずに一部未溶解となる。
加量は１〜７重量％とする。１重量％未満ではダイカル
シウムシリケート粒子を小さくするのに不十分である。
７重量％を越えるとスラグの顕熱不足によりシリカ系物
質が全量スラグに溶解しきれずに一部未溶解となる。
【００２３】蛍石は、溶融したシリカ系物質の粘性を低
下させてスラグへの分散・溶解を促進する。蛍石の添加
量は０．５〜５重量％とする。０．５重量％未満ではシ
リカ系物質の粘性低下効果が不十分である。５重量％を
越えるとスラグの顕熱不足により蛍石が全量スラグに溶
解しきれずに一部未溶解となる。
下させてスラグへの分散・溶解を促進する。蛍石の添加
量は０．５〜５重量％とする。０．５重量％未満ではシ
リカ系物質の粘性低下効果が不十分である。５重量％を
越えるとスラグの顕熱不足により蛍石が全量スラグに溶
解しきれずに一部未溶解となる。
【００２４】ここで、ほう酸化合物としては、コレマナ
イト（２ＣａＯ・３Ｂ2 Ｏ3 ・５Ｈ2 Ｏ）、ほう砂（Ｎ
ａ2 Ｏ・２Ｂ2 Ｏ3 ・１０Ｈ2 Ｏ）、カーン石（Ｎａ2
Ｏ・２Ｂ2 Ｏ3 ・４Ｈ2 Ｏ）などのようなほう酸系鉱
物、あるいはこれらの鉱物を原料として成分調整したほ
う酸化合物合成品がある。シリカ系物質としては、フェ
ロニッケルスラグ、マサ土、長石、シリコンウェハー研
磨屑などのようなシリカが主成分の物質である。
イト（２ＣａＯ・３Ｂ2 Ｏ3 ・５Ｈ2 Ｏ）、ほう砂（Ｎ
ａ2 Ｏ・２Ｂ2 Ｏ3 ・１０Ｈ2 Ｏ）、カーン石（Ｎａ2
Ｏ・２Ｂ2 Ｏ3 ・４Ｈ2 Ｏ）などのようなほう酸系鉱
物、あるいはこれらの鉱物を原料として成分調整したほ
う酸化合物合成品がある。シリカ系物質としては、フェ
ロニッケルスラグ、マサ土、長石、シリコンウェハー研
磨屑などのようなシリカが主成分の物質である。
【００２５】
【実施例】以下、本発明について実施例によって、さら
に詳述する。
に詳述する。
【００２６】本実施例におけるステンレススラグ、シリ
カ系物質、ほう酸化合物の化学分析値および融点を表１
に示す。ほう酸化合物としては、今回ほう酸化合物合成
品を用いた。本実施例では、フェロシリコンでスラグ中
の酸化クロムを還元してから、改質処理を行った。本発
明例では、予め改質材を受滓鍋に敷き詰めておき、溶融
状態にあるスラグを受滓鍋に排滓し、スラグ固化後に粉
化率を測定した。この粉化率は、スラグが発生してから
１週間後にスラグ全量を２５ｍｍアンダーに破砕して
０．４ｍｍのふるいにかけたときの、ふるい通過重量の
全重量に対する割合とした。各種改質材の種類と添加後
の総重量に対する配合割合および粉化率を表２に示す。
また、改質処理後の溶鋼中のほう素濃度変動の有無およ
び未溶解の改質材の有無も表２に示す。
カ系物質、ほう酸化合物の化学分析値および融点を表１
に示す。ほう酸化合物としては、今回ほう酸化合物合成
品を用いた。本実施例では、フェロシリコンでスラグ中
の酸化クロムを還元してから、改質処理を行った。本発
明例では、予め改質材を受滓鍋に敷き詰めておき、溶融
状態にあるスラグを受滓鍋に排滓し、スラグ固化後に粉
化率を測定した。この粉化率は、スラグが発生してから
１週間後にスラグ全量を２５ｍｍアンダーに破砕して
０．４ｍｍのふるいにかけたときの、ふるい通過重量の
全重量に対する割合とした。各種改質材の種類と添加後
の総重量に対する配合割合および粉化率を表２に示す。
また、改質処理後の溶鋼中のほう素濃度変動の有無およ
び未溶解の改質材の有無も表２に示す。
【００２７】一方、従来法Ｎｏ．１２では、前記の特
公平７−１４８２８号公報に示されるように、炉内のス
ラグ中の酸化クロムをフェロシリコンで還元後にほう酸
化合物を炉内のスラグ中に投入し受滓鍋に排滓した。
公平７−１４８２８号公報に示されるように、炉内のス
ラグ中の酸化クロムをフェロシリコンで還元後にほう酸
化合物を炉内のスラグ中に投入し受滓鍋に排滓した。
【００２８】また、従来法Ｎｏ．１３では、前記の方
法、すなわち排滓時に受滓鍋内で溶融スラグへほう酸化
合物と砂を投入した。ここで砂として珪砂を用いた。
法、すなわち排滓時に受滓鍋内で溶融スラグへほう酸化
合物と砂を投入した。ここで砂として珪砂を用いた。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】本発明例では、いずれも溶鋼中のほう素濃
度増加や改質材の未溶解を引き起こすこと無く、粉化防
止を実現することができた。
度増加や改質材の未溶解を引き起こすこと無く、粉化防
止を実現することができた。
【００３２】一方、従来法Ｎｏ．１２では、ほう酸化合
物を直接転炉の中に入れるため、溶鋼中のほう酸濃度が
増加した。また、従来法Ｎｏ．１３はシリカ系物質とし
て融点が高い珪砂を用いたため、ダイカルシウムシリケ
ートの減少とメルヴィナイト増加が実現されず、粉化が
十分に防止されなかった。
物を直接転炉の中に入れるため、溶鋼中のほう酸濃度が
増加した。また、従来法Ｎｏ．１３はシリカ系物質とし
て融点が高い珪砂を用いたため、ダイカルシウムシリケ
ートの減少とメルヴィナイト増加が実現されず、粉化が
十分に防止されなかった。
【００３３】
【発明の効果】本発明により、溶鋼中のほう素濃度増加
や改質材の未溶解を回避しながらステンレススラグの粉
化防止が可能となる。また、低融性であるほう酸化合物
を直接炉内に投入する必要がないので、耐火物の溶損増
加も防止できる。粉化防止後のステンレススラグは適度
な粒度に調整した後、道路材や土木用材などに利用する
ことができる。
や改質材の未溶解を回避しながらステンレススラグの粉
化防止が可能となる。また、低融性であるほう酸化合物
を直接炉内に投入する必要がないので、耐火物の溶損増
加も防止できる。粉化防止後のステンレススラグは適度
な粒度に調整した後、道路材や土木用材などに利用する
ことができる。
【図１】ＣａＯ−ＭｇＯ−ＳｉＯ2 系相平衡状態図であ
る。
る。
【図２】ダイカルシウムシリケート粒子の大きさと粒子
内ほう素濃度との関係を示す図であり、Ｘ軸が粒子中心
からの距離、Ｙ軸がほう素濃度を表す。
内ほう素濃度との関係を示す図であり、Ｘ軸が粒子中心
からの距離、Ｙ軸がほう素濃度を表す。
【図３】計算熱力学による溶融スラグからの鉱物生成状
況シミュレーションを示す図である。
況シミュレーションを示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 ステンレススラグ排滓終了後の総重量に
対しほう酸化合物が０．３〜３重量％、および融点が１
５００℃以下のシリカ系物質が１〜７重量％となるよう
に、受滓鍋内で、ほう酸化合物、融点が１５００℃以下
のシリカ系物質および溶融状態にあるステンレススラグ
を混合することを特徴とするステンレススラグの改質方
法。 - 【請求項２】 ステンレススラグ排滓終了後の総重量に
対しほう酸化合物が０．３〜３重量％、融点が１５００
℃以下のシリカ系物質が１〜７重量％、および蛍石が
０．５〜５重量％となるように、受滓鍋内で、ほう酸化
合物、融点が１５００℃以下のシリカ系物質、蛍石およ
び溶融状態にあるステンレススラグを混合することを特
徴とするステンレススラグの改質方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23912797A JPH1161219A (ja) | 1997-08-21 | 1997-08-21 | ステンレススラグの改質方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23912797A JPH1161219A (ja) | 1997-08-21 | 1997-08-21 | ステンレススラグの改質方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161219A true JPH1161219A (ja) | 1999-03-05 |
Family
ID=17040195
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23912797A Withdrawn JPH1161219A (ja) | 1997-08-21 | 1997-08-21 | ステンレススラグの改質方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1161219A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR102074365B1 (ko) | 2018-11-16 | 2020-02-06 | 주식회사 포스코 | 용융물 처리 방법 및 용융물 처리 장치 |
-
1997
- 1997-08-21 JP JP23912797A patent/JPH1161219A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR102074365B1 (ko) | 2018-11-16 | 2020-02-06 | 주식회사 포스코 | 용융물 처리 방법 및 용융물 처리 장치 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20041102 |