JPS6072653A - 連続鋳造用モ−ルドパウダ− - Google Patents
連続鋳造用モ−ルドパウダ−Info
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- JPS6072653A JPS6072653A JP58180704A JP18070483A JPS6072653A JP S6072653 A JPS6072653 A JP S6072653A JP 58180704 A JP58180704 A JP 58180704A JP 18070483 A JP18070483 A JP 18070483A JP S6072653 A JPS6072653 A JP S6072653A
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/07—Lubricating the moulds
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
- B22D11/111—Treating the molten metal by using protecting powders
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Glass Compositions (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（技 術 分 野）
本発明は、連続鋳造用モールドパウダー特に高温熱間強
度が弱い鋼種Ｏこ適用するときに有用なモールドパウダ
ーに関し、安定した高速鋳造や高サイクル鋳型振動条件
下でもブレークアウトなどの鋳造事故を起すことなく鋳
造できるとともに、優れた表面性状の鋳片を得るのに有
用なモールドパウダーについて提案する。
度が弱い鋼種Ｏこ適用するときに有用なモールドパウダ
ーに関し、安定した高速鋳造や高サイクル鋳型振動条件
下でもブレークアウトなどの鋳造事故を起すことなく鋳
造できるとともに、優れた表面性状の鋳片を得るのに有
用なモールドパウダーについて提案する。
（従、ｔ！、坊術とその１ｇ１畠占）
同じモールドパウダーを使う連続鋳造にあっては、より
高速での鋳造や、より高サイクル鋳型振動条件下で鋳造
すると、該モールドパウダーの消費量（鋳型内メニスカ
スからの鋳型−鋳片間へのスラグ流人量）が減少して鋳
型内潤滑が損なわれるために、ブレークアウトを生じた
り、鋳片表面性状が劣化する傾向があった。そのモール
ドパウダーの消費量を増加させるためには、通常低粘度
、低結晶化温度にしたモールドパウダーにするのが良い
とされている。しかし、こうしたモールドパウダーを採
用しても上記消費量は増加するものの、経験によれば鋳
片表面性状の改善は十分で”なく、他の対策が必要とさ
れていた。
高速での鋳造や、より高サイクル鋳型振動条件下で鋳造
すると、該モールドパウダーの消費量（鋳型内メニスカ
スからの鋳型−鋳片間へのスラグ流人量）が減少して鋳
型内潤滑が損なわれるために、ブレークアウトを生じた
り、鋳片表面性状が劣化する傾向があった。そのモール
ドパウダーの消費量を増加させるためには、通常低粘度
、低結晶化温度にしたモールドパウダーにするのが良い
とされている。しかし、こうしたモールドパウダーを採
用しても上記消費量は増加するものの、経験によれば鋳
片表面性状の改善は十分で”なく、他の対策が必要とさ
れていた。
例えば、フェライト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４３０）ス
ラグの無手入れ圧延を実施するためには、オツシレーシ
ョンマークを軽減し、オツシレーションマーク部に生成
するノロゝカミ、表層工介在物の捕捉、正偏析の生成を
防止してスラ゛ブの欠陥をなくすことが不可決であり、
そのためには１５０ｃｐｍ以上、望ましくは１８０Ｃｐ
ｍ以上の高サイクル鋳型振動下しかし、該フェライト系
ステンレス鋼は、高温熱間強度が他の鋼種に比較して弱
いことから鋳片凝固シェル強度が小さく、６そのために
鋳片内部の溶鋼静圧によって凝固シェルが鋳型内面に押
し付けられる度合が大きくなる。従って１鋳型と鋳片間
の間隙が少なくなって、モールドパウダー流入カ阻害さ
れ易く、スティッキングと称する拘束性のブレークアウ
トを起こし易いという問題点があった。従来、こうした
事情でこの［株］１種にあっては１８００ｐｍ以上のサ
イクル数で安定鋳造している例は殆ど無い現状である。
ラグの無手入れ圧延を実施するためには、オツシレーシ
ョンマークを軽減し、オツシレーションマーク部に生成
するノロゝカミ、表層工介在物の捕捉、正偏析の生成を
防止してスラ゛ブの欠陥をなくすことが不可決であり、
そのためには１５０ｃｐｍ以上、望ましくは１８０Ｃｐ
ｍ以上の高サイクル鋳型振動下しかし、該フェライト系
ステンレス鋼は、高温熱間強度が他の鋼種に比較して弱
いことから鋳片凝固シェル強度が小さく、６そのために
鋳片内部の溶鋼静圧によって凝固シェルが鋳型内面に押
し付けられる度合が大きくなる。従って１鋳型と鋳片間
の間隙が少なくなって、モールドパウダー流入カ阻害さ
れ易く、スティッキングと称する拘束性のブレークアウ
トを起こし易いという問題点があった。従来、こうした
事情でこの［株］１種にあっては１８００ｐｍ以上のサ
イクル数で安定鋳造している例は殆ど無い現状である。
そこで、かかる５ＵＳ４３０スラブ（２００Ｘ１２６０
ｍｍ）を、第４表で比較例工として示したモールドパウ
ダーを用い、０ 、９ ｍ／ｍｉｎの引抜速度、２１０
Ｃｉｐｍの鋳型振動数で鋳造した。パウダー消費量はｏ
、 ４０に９／ｌに増加し、経験的にブレークアウト
が生成する限界消費量であるとされたパウダー消費量ｏ
、 ａ ５ ｋｙ／ｌを越えたものの十分とはいえず
鋳型内湯面には過剰な炭酸塩の分解熱によると考えられ
るデツケルと、呼ばれる凝固殻が生成し、しがも鋳片表
面には／ロカミが多数生成しただけでなく、長さ数Ｉ
Ｑ ｔｎｔａの微細な縦割れも生成した。
ｍｍ）を、第４表で比較例工として示したモールドパウ
ダーを用い、０ 、９ ｍ／ｍｉｎの引抜速度、２１０
Ｃｉｐｍの鋳型振動数で鋳造した。パウダー消費量はｏ
、 ４０に９／ｌに増加し、経験的にブレークアウト
が生成する限界消費量であるとされたパウダー消費量ｏ
、 ａ ５ ｋｙ／ｌを越えたものの十分とはいえず
鋳型内湯面には過剰な炭酸塩の分解熱によると考えられ
るデツケルと、呼ばれる凝固殻が生成し、しがも鋳片表
面には／ロカミが多数生成しただけでなく、長さ数Ｉ
Ｑ ｔｎｔａの微細な縦割れも生成した。
（発明の目的と構造の特徴）
本発明の目的は、高速度鋳造、高い振動数下での既知モ
ールドパウダーを使った連続鋳造時に見られる上述した
ような問題点を克服することしこあり、かかる鋳造条件
下においてしかも熱間強度の低い鋼種の連続＠造であっ
ても、はとんど鋳造欠陥の無い鋳片を得るのに有用な連
続鋳造用モールドパウダーを提案する。
ールドパウダーを使った連続鋳造時に見られる上述した
ような問題点を克服することしこあり、かかる鋳造条件
下においてしかも熱間強度の低い鋼種の連続＠造であっ
ても、はとんど鋳造欠陥の無い鋳片を得るのに有用な連
続鋳造用モールドパウダーを提案する。
本発明のかかるモールドパウダーの物性の特徴としては
、大路次の２点である。
、大路次の２点である。
（１） パウダー凝固温度を９００ ’Ｃ以下、さらに
望ましくは８００°Ｃ以下で、かっスラグ粘度が１８０
０’Ｃにおいて３ボイズ以下、さらに望ましくは２ポイ
ズ以下に物性調整している。
望ましくは８００°Ｃ以下で、かっスラグ粘度が１８０
０’Ｃにおいて３ボイズ以下、さらに望ましくは２ポイ
ズ以下に物性調整している。
（２） 溶鋼とスラグの繻れ性が良く、かつ溶鋼メニス
カス部からのスラグのＩｍ力而面物−需Ｘ Ｍ−ｔ＝優
れ、かつ鋼中介在物・脱酸生成物の吸収性に優れ、吸収
による物性の変化が少な゛く特Ｇこ粘度値の変化が少な
い。
カス部からのスラグのＩｍ力而面物−需Ｘ Ｍ−ｔ＝優
れ、かつ鋼中介在物・脱酸生成物の吸収性に優れ、吸収
による物性の変化が少な゛く特Ｇこ粘度値の変化が少な
い。
ここでパウダーの凝固温度とは、溶融液体状態から徐々
に温度を下げながら粘度測定していった時、凝固によっ
て測定負荷が増すことにより粘度測定不可となる温度を
いう。
に温度を下げながら粘度測定していった時、凝固によっ
て測定負荷が増すことにより粘度測定不可となる温度を
いう。
パウダーの上記物性に関しての本発明者らの研究による
と、次のような事実が判明した。例えは、フェライト系
ステンレス鋼のように熱間強度の低い鋼種は、メニスカ
ス都で冷却鋳型によって溶鋼先端が凝固収縮して鋳型と
切片の間しこ間隙を生じても、凝固シエ゛ル強度が弱い
ため内部の未凝固溶鋼静圧により外側に脹らんで鋳型に
押し付けられるため幅方向の不均一流入を起したり、鋳
型と鋳片間の間隙が挟まりスラグ流人阻害を起す傾向に
ある。
と、次のような事実が判明した。例えは、フェライト系
ステンレス鋼のように熱間強度の低い鋼種は、メニスカ
ス都で冷却鋳型によって溶鋼先端が凝固収縮して鋳型と
切片の間しこ間隙を生じても、凝固シエ゛ル強度が弱い
ため内部の未凝固溶鋼静圧により外側に脹らんで鋳型に
押し付けられるため幅方向の不均一流入を起したり、鋳
型と鋳片間の間隙が挟まりスラグ流人阻害を起す傾向に
ある。
そこで本発明者らは、こうした問題解決のために基本と
なるスラグフィルムによる潤滑状態を調査した。その結
果スラグフィルムの冷却鋳型側は・凝固しているが、鋳
片側は流動状な保って潤滑機能を果たしており、スラグ
フィルムの凝固部分と流動部分の割合、および合計のフ
ィルム厚はモールドパウダーの凝固温度に大きく依存し
ているという知見を得た。かかる知見を基Ｇこさらに研
究を進めた結果、鋳型冷却を強くしなくともメニスカス
部の冷却効率を高めて凝固シェル強度を増し、かつ、ス
ラグフィルムの潤滑機能促進を図るためには、該モール
ドパウダーの凝固温度を低下させることが非常に有効で
あることを見出した。即ち、ハｆｙダー凝固温度低下に
よってスラグフィルムの凝固部分の厚みが減少してゆき
、鋳片から鋳型への抜熱量が増加してメニスカス部の冷
却がより進むことになり、メニスカス部の凝固シェル強
度が増してくるのである。
なるスラグフィルムによる潤滑状態を調査した。その結
果スラグフィルムの冷却鋳型側は・凝固しているが、鋳
片側は流動状な保って潤滑機能を果たしており、スラグ
フィルムの凝固部分と流動部分の割合、および合計のフ
ィルム厚はモールドパウダーの凝固温度に大きく依存し
ているという知見を得た。かかる知見を基Ｇこさらに研
究を進めた結果、鋳型冷却を強くしなくともメニスカス
部の冷却効率を高めて凝固シェル強度を増し、かつ、ス
ラグフィルムの潤滑機能促進を図るためには、該モール
ドパウダーの凝固温度を低下させることが非常に有効で
あることを見出した。即ち、ハｆｙダー凝固温度低下に
よってスラグフィルムの凝固部分の厚みが減少してゆき
、鋳片から鋳型への抜熱量が増加してメニスカス部の冷
却がより進むことになり、メニスカス部の凝固シェル強
度が増してくるのである。
そして、さらに検討を進めた結果、パウダー凝固温度を
９００ ’Ｃ以下、望ましくはｓｏｏ’ｃ以下にすると
、パウダーの幅方向流入性が一段と改善される知見を得
た。これはこのような温度域までパウダー凝固温度が低
下すると、スラグフィルムの凝、画部分がほとんど消滅
するためであると考えられている。
９００ ’Ｃ以下、望ましくはｓｏｏ’ｃ以下にすると
、パウダーの幅方向流入性が一段と改善される知見を得
た。これはこのような温度域までパウダー凝固温度が低
下すると、スラグフィルムの凝、画部分がほとんど消滅
するためであると考えられている。
次に１上記のような低凝固温度のモールドパウダーを基
にして、フェライト系ステンレス鋼の高周波数振動（ハ
イサイクル化）実験を重ねた結果、低凝固温度で、かつ
、低粘度にするとハイライフル化条件においてもパウダ
ー流入爪が充分確保され、具体的には、１５０〜２００
ｃｐｍでは１３００’Ｃにおける粘度が３ボイス以下
、望ましくは２ボイズ以下、２０００ｐｍ以上では１８
００’］コおける粘度が２ボイス以下、望ましくは１ボ
イズ以下に設定すれば、前述のような、鋳片表面のノロ
カミや微細な縦割れを生ずることなく高サイクル鋳型振
動下での鋳造を有利に実施出来ることを見い出した。
にして、フェライト系ステンレス鋼の高周波数振動（ハ
イサイクル化）実験を重ねた結果、低凝固温度で、かつ
、低粘度にするとハイライフル化条件においてもパウダ
ー流入爪が充分確保され、具体的には、１５０〜２００
ｃｐｍでは１３００’Ｃにおける粘度が３ボイス以下
、望ましくは２ボイズ以下、２０００ｐｍ以上では１８
００’］コおける粘度が２ボイス以下、望ましくは１ボ
イズ以下に設定すれば、前述のような、鋳片表面のノロ
カミや微細な縦割れを生ずることなく高サイクル鋳型振
動下での鋳造を有利に実施出来ることを見い出した。
しかも、溶融パウダーと溶鋼とのＡＪれ性を向上させる
と、より一層パウダー均一流入性が促進され、縦割れが
減少することが判明した。ごの悶れ性改善による縦割れ
減少効果は、厚板用スラブの関連鋳造でも同様に認めら
れた。
と、より一層パウダー均一流入性が促進され、縦割れが
減少することが判明した。ごの悶れ性改善による縦割れ
減少効果は、厚板用スラブの関連鋳造でも同様に認めら
れた。
このような物性を示すモールドパウダーとして、・本発
明は、 （１） 予め溶解してガラス状とした、重量比で（Ｏａ
Ｏ＋ Ｂａｄ）／Ｓｉｎ、−０，６〜２．５を示し、Ｂ
ａＯを２重ｉ％以上およびＦを２〜１５重量％含有する
化学組成の０ａＯ−ＢａＯ−８ｉＯ２−Ｆ系組成物基剤
に対し、アルカリ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩を２
〜１５１１ｉ［％、アルカリ金属・アルカリ土類金属の
弗化物を２〜８０重蓋％および炭素を０・２〜１０重量
％混合した配合物よりなる連続鋳造用モールドパウダー
、 （２） 予め溶解してガラス状とした、重量比で（Ｏａ
Ｏ＋ Ｂ ａｏ ）／Ｓ ｉｏ ２−０−６〜２−５を
示し、ＢａＯを２重Ｍｔ％以上およびＦを２〜１５重量
％含有する化学組成（Ｄ ０ａＯ−ＢａＯ−８ｉＯ，−
Ｆ系組成物基剤に対し、アルカリ金属・アルカリ土類金
属の炭酸塩を２〜１５重祭％、アルカリ金属・アルカリ
土類金属の弗化物を２〜８０重量％および炭素を０．２
〜１０重景％混合し、さらにＦｅ、 ＭｎおよびＮｉの
各金属酸化物の内から選ばれる少なくとも１種以上を、
内枠量で２〜１０重景％混合した複”合配合物よりなる
連続鋳造用モールドパウダー、が、その要請に応えられ
るものであることを知見した。
明は、 （１） 予め溶解してガラス状とした、重量比で（Ｏａ
Ｏ＋ Ｂａｄ）／Ｓｉｎ、−０，６〜２．５を示し、Ｂ
ａＯを２重ｉ％以上およびＦを２〜１５重量％含有する
化学組成の０ａＯ−ＢａＯ−８ｉＯ２−Ｆ系組成物基剤
に対し、アルカリ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩を２
〜１５１１ｉ［％、アルカリ金属・アルカリ土類金属の
弗化物を２〜８０重蓋％および炭素を０・２〜１０重量
％混合した配合物よりなる連続鋳造用モールドパウダー
、 （２） 予め溶解してガラス状とした、重量比で（Ｏａ
Ｏ＋ Ｂ ａｏ ）／Ｓ ｉｏ ２−０−６〜２−５を
示し、ＢａＯを２重Ｍｔ％以上およびＦを２〜１５重量
％含有する化学組成（Ｄ ０ａＯ−ＢａＯ−８ｉＯ，−
Ｆ系組成物基剤に対し、アルカリ金属・アルカリ土類金
属の炭酸塩を２〜１５重祭％、アルカリ金属・アルカリ
土類金属の弗化物を２〜８０重量％および炭素を０．２
〜１０重景％混合し、さらにＦｅ、 ＭｎおよびＮｉの
各金属酸化物の内から選ばれる少なくとも１種以上を、
内枠量で２〜１０重景％混合した複”合配合物よりなる
連続鋳造用モールドパウダー、が、その要請に応えられ
るものであることを知見した。
（発明の構成とくに数値限定の意代）
モールドパウダー凝固温度を低下し、かつ良好な＄ン型
内潤滑を実施するための有効手段は、一般的な連続鋳造
用モールドパウダーの主原料である０ａｋ−３ｉｎ２系
材料を、ＢａＯを添加したＣａｂ−Ｂａｄ−３ｉｎ２系
拐料とし、ざらに、ふっ素（Ｆ）を加えて予め溶解して
（以下前溶解と略する）ガラ長状（非晶質）にした材料
を基材として用いれはよいことがわかった。０ａｋ−３
ｉｎ２系にＢａＯをＯａＯの代わりに置換し添加してゆ
くと、パウダー凝固温度は低下しかつガラス化傾向が増
してゆくが、１３ａＯをどのような形でパウダー組成と
して取り入れるかが、本発明者らが工夫したとこ゛ろで
ある。市販材料からＢａＯを得る一般的手段は、炭酸バ
リウムであるが、炭酸塩のままで配合すると溶鋼熱によ
り分解してＢａＯを得ることができる反面、前述のよう
に分解時の吸熱反応によってパウダー溶解や鋳型内湯面
の保温性が阻害される難点も無視できない。後述のよう
に物性調整用として補助的に添加するならば炭酸塩でも
よいが、本発明のようにＢａＯをパウダー基材の一部と
して多く配合する場合は、特にこの点が問題である。
内潤滑を実施するための有効手段は、一般的な連続鋳造
用モールドパウダーの主原料である０ａｋ−３ｉｎ２系
材料を、ＢａＯを添加したＣａｂ−Ｂａｄ−３ｉｎ２系
拐料とし、ざらに、ふっ素（Ｆ）を加えて予め溶解して
（以下前溶解と略する）ガラ長状（非晶質）にした材料
を基材として用いれはよいことがわかった。０ａｋ−３
ｉｎ２系にＢａＯをＯａＯの代わりに置換し添加してゆ
くと、パウダー凝固温度は低下しかつガラス化傾向が増
してゆくが、１３ａＯをどのような形でパウダー組成と
して取り入れるかが、本発明者らが工夫したとこ゛ろで
ある。市販材料からＢａＯを得る一般的手段は、炭酸バ
リウムであるが、炭酸塩のままで配合すると溶鋼熱によ
り分解してＢａＯを得ることができる反面、前述のよう
に分解時の吸熱反応によってパウダー溶解や鋳型内湯面
の保温性が阻害される難点も無視できない。後述のよう
に物性調整用として補助的に添加するならば炭酸塩でも
よいが、本発明のようにＢａＯをパウダー基材の一部と
して多く配合する場合は、特にこの点が問題である。
発明者らは、ＢａＯを基材の一部として、予め前溶解す
れば上記の問題点が解決されるのでな・いかとの観点か
ら研究した結果、前溶解し、がっ、ガラス状にすると、
パウダー溶解がスムーズであるばかりでなく、炭酸塩で
添加した場合に比較して、より一層凝固温度低下効果の
大きいことが認められた。これは炭酸バリウムの熱分解
温度ｔａｓｏ’ｃが連続鋳造用モールドパウダーの溶融
温度（通常１２００℃以下）に比較して相当の高温であ
るため、炭酸塩添７ＪＤの場合には、パウダー融体中に
未溶解ＢａＯが残存し凝固時に結晶核となるためと推定
される。このようにＢａＯを前溶解した基材としてパウ
ダー組成に取り入れると凝固湿度低下に非常に有効であ
ることが確認された。
れば上記の問題点が解決されるのでな・いかとの観点か
ら研究した結果、前溶解し、がっ、ガラス状にすると、
パウダー溶解がスムーズであるばかりでなく、炭酸塩で
添加した場合に比較して、より一層凝固温度低下効果の
大きいことが認められた。これは炭酸バリウムの熱分解
温度ｔａｓｏ’ｃが連続鋳造用モールドパウダーの溶融
温度（通常１２００℃以下）に比較して相当の高温であ
るため、炭酸塩添７ＪＤの場合には、パウダー融体中に
未溶解ＢａＯが残存し凝固時に結晶核となるためと推定
される。このようにＢａＯを前溶解した基材としてパウ
ダー組成に取り入れると凝固湿度低下に非常に有効であ
ることが確認された。
さらに、このＢａＯを前溶解した基材を用いる連続鋳造
用モールドパウダーの今１゛つの特徴は、ノロカミや表
層下介在物の原因となるＡｌ、０．やＯｒ ２０ ａの
ような酸化物の溶解能が大きく、かつ、これらが溶解後
もガラス化に優れていることである。以下本発明にかか
るモールドパウダーの化学組成Ｇこついて説明する。
用モールドパウダーの今１゛つの特徴は、ノロカミや表
層下介在物の原因となるＡｌ、０．やＯｒ ２０ ａの
ような酸化物の溶解能が大きく、かつ、これらが溶解後
もガラス化に優れていることである。以下本発明にかか
るモールドパウダーの化学組成Ｇこついて説明する。
まず、基材の化学組成に関しては、塩基度（ＧａＯ＋Ｂ
ａ０）／ＳｉＯ，が００６未満では粘度値が高くなりす
ぎるため好ましくないし、又、２．５を越えるとノくウ
ダー凝固温度の上昇を来してこれもまた好ましくない。
ａ０）／ＳｉＯ，が００６未満では粘度値が高くなりす
ぎるため好ましくないし、又、２．５を越えるとノくウ
ダー凝固温度の上昇を来してこれもまた好ましくない。
とくに、ＢａＯを前溶解した基材の（ＯａＱ＋Ｂａ０）
／Ｓ ｉｏ ２は２．５を越えるとパウダー使用時の均
一溶解性が損なわれる。ＢａＯは、２重量％未満では凝
固温度低下効果が殆ど期待できない。そしてＦは、上記
０ａｋ−Ｂａｄ−８ｉｎ、系材料の前溶解効率を促進さ
せ、かつパウダーの粘度軟化点を低下させるために添加
するが、それが２％未満では前溶解促進効果が充分でな
く、１５％を超えると逆にノくウダー凝固時に結晶が晶
出しやすくなるため、基材として有利なガラスを得るこ
とが困難となり、好ましくない。
／Ｓ ｉｏ ２は２．５を越えるとパウダー使用時の均
一溶解性が損なわれる。ＢａＯは、２重量％未満では凝
固温度低下効果が殆ど期待できない。そしてＦは、上記
０ａｋ−Ｂａｄ−８ｉｎ、系材料の前溶解効率を促進さ
せ、かつパウダーの粘度軟化点を低下させるために添加
するが、それが２％未満では前溶解促進効果が充分でな
く、１５％を超えると逆にノくウダー凝固時に結晶が晶
出しやすくなるため、基材として有利なガラスを得るこ
とが困難となり、好ましくない。
上記の前溶解によってガラス化した基材に対し、アルカ
リ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩、アルカリ金属・ア
ルカリ土類金属のぶつ化物および炭素等の７ラツク成分
を添加してフェライト系ステンレス鋼のハイサイクル連
続鋳造実験を行った結果、非常に良好なスラグの幅方向
均一流入性を得ることができその結果として鋳片表面の
縦割れは従来のモールドパウダー使用時に比べ激減し、
また、ノロカミやＡｌ２Ｏ８や０ｒ２０８系の酸化物に
起因する表層下介在物も減少した。
リ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩、アルカリ金属・ア
ルカリ土類金属のぶつ化物および炭素等の７ラツク成分
を添加してフェライト系ステンレス鋼のハイサイクル連
続鋳造実験を行った結果、非常に良好なスラグの幅方向
均一流入性を得ることができその結果として鋳片表面の
縦割れは従来のモールドパウダー使用時に比べ激減し、
また、ノロカミやＡｌ２Ｏ８や０ｒ２０８系の酸化物に
起因する表層下介在物も減少した。
それに加え、溶鋼との濡れ性の良いＦｅ−Ｍｎ−Ｎｉの
酸化物等を添加すると、メニスカス部からのスラグの均
一流入性が一段と向上するため上記の欠陥が減少する知
見も得た。この場合、Ｆｅ−ＩｎおよびＮｉの各酸化物
は単独または複数のいずれで添加してもよいが、２重量
％未満ではスラグ流人性を向上させる効果が充分でなく
、ｌｏ重泄％を越えるとスラグ流動性を悪くするため好
ましくない。
酸化物等を添加すると、メニスカス部からのスラグの均
一流入性が一段と向上するため上記の欠陥が減少する知
見も得た。この場合、Ｆｅ−ＩｎおよびＮｉの各酸化物
は単独または複数のいずれで添加してもよいが、２重量
％未満ではスラグ流人性を向上させる効果が充分でなく
、ｌｏ重泄％を越えるとスラグ流動性を悪くするため好
ましくない。
アルカリ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩、アルカリ金
属・アルカリ土類金属のぶつ化物および炭素等は、鋳造
条件に応じて、物性調整用に補助的に添加するが、炭酸
塩は２重世％未満では効果なく為炭酸塩は１５重に％を
超えると熱分解時の吸熱反応の影響が大きく現れて、モ
ールドパウダーのスムーズな溶解を阻害するために望ま
しくない０ふつ化物は２重量％未満では効果なく、３０
重量％を超えるとパウダーのガラス化傾向を著しく阻害
するため、好ましくない。また、ガラス化させた基材の
みならず、ガラス化基材と上記の物性調整用補助添Ｂ口
材からなるモールドパウダーは、モールドパウダーに難
溶解性な鋼中介在物脱酸生成物であるＡｌ２Ｏ８・ｃｒ
、ｏ８・Ｔｉｅ、等の吸収・溶解能に優れ１吸収による
物性変化の少ないことも確力）められた０炭素は粉末を
用い、０．２重１辻％以下の添加では効果なく、１０重
量％を超えるとノくウダー溶解速度を著しく抑制するた
め好ましくないので、０．５重量％以上５重量％以下が
好適である。
属・アルカリ土類金属のぶつ化物および炭素等は、鋳造
条件に応じて、物性調整用に補助的に添加するが、炭酸
塩は２重世％未満では効果なく為炭酸塩は１５重に％を
超えると熱分解時の吸熱反応の影響が大きく現れて、モ
ールドパウダーのスムーズな溶解を阻害するために望ま
しくない０ふつ化物は２重量％未満では効果なく、３０
重量％を超えるとパウダーのガラス化傾向を著しく阻害
するため、好ましくない。また、ガラス化させた基材の
みならず、ガラス化基材と上記の物性調整用補助添Ｂ口
材からなるモールドパウダーは、モールドパウダーに難
溶解性な鋼中介在物脱酸生成物であるＡｌ２Ｏ８・ｃｒ
、ｏ８・Ｔｉｅ、等の吸収・溶解能に優れ１吸収による
物性変化の少ないことも確力）められた０炭素は粉末を
用い、０．２重１辻％以下の添加では効果なく、１０重
量％を超えるとノくウダー溶解速度を著しく抑制するた
め好ましくないので、０．５重量％以上５重量％以下が
好適である。
０ａＯ−ＢａＯ−８ｉＯ２−Ｆ糸基材の前溶解成分は各
々純・度の高いものが望ましいが、前溶解後の不純物成
分として、Ａｔ２０Ｂｒ Ｍｇｏ＋ Ｆｅ、０８等の酸
化物は、各々５重量％未満を限度として含有しても本発
明の効果は害されない。なお、ガラス化させたａａＯ−
ＢａＯ−３ｉＯ，−Ｆ系の配合物は１００メツシユ以下
に粉砕し粉末としたものを用い、他の配合材料とともに
混合した後、粉末又は造粒したものを連続鋳造用モール
ドパウダーとして供する。
々純・度の高いものが望ましいが、前溶解後の不純物成
分として、Ａｔ２０Ｂｒ Ｍｇｏ＋ Ｆｅ、０８等の酸
化物は、各々５重量％未満を限度として含有しても本発
明の効果は害されない。なお、ガラス化させたａａＯ−
ＢａＯ−３ｉＯ，−Ｆ系の配合物は１００メツシユ以下
に粉砕し粉末としたものを用い、他の配合材料とともに
混合した後、粉末又は造粒したものを連続鋳造用モール
ドパウダーとして供する。
（実 施 例）
第１表に示すような化学組成を有する前溶解の基材、融
剤および炭素質材料を配合、混合して第２表ならびに第
８表に示すような連続鋳造用モー 、ルドパウダーを調
整し、鋳造実験に供した。第５表に、５ＵＳ４８０を連
続鋳造したときの実験結果を示す。鋳造側のうち、Ｉｉ
Ｇ １ ＊ ８および４は比較列のモールドパウダーを
用いたものであるが、ハイサイクルにすると低サイクル
鋳型振動下での鋳造であるＡ２に比べ、鋳片表面性状は
改善されるもののブレークアウト生成頻度が高い。
剤および炭素質材料を配合、混合して第２表ならびに第
８表に示すような連続鋳造用モー 、ルドパウダーを調
整し、鋳造実験に供した。第５表に、５ＵＳ４８０を連
続鋳造したときの実験結果を示す。鋳造側のうち、Ｉｉ
Ｇ １ ＊ ８および４は比較列のモールドパウダーを
用いたものであるが、ハイサイクルにすると低サイクル
鋳型振動下での鋳造であるＡ２に比べ、鋳片表面性状は
改善されるもののブレークアウト生成頻度が高い。
−万、鋳造例Ａ５〜９のものは本発明モールドパウダー
に基づ〈実施例を示すも・のであるが、ハイサイクル造
であっても鋳片表面性状の顕著な改善効果並びにブレー
クアウト生成頻度の著しい減少が認められた。
に基づ〈実施例を示すも・のであるが、ハイサイクル造
であっても鋳片表面性状の顕著な改善効果並びにブレー
クアウト生成頻度の著しい減少が認められた。
本発明にかかるモールドパウダーを用いて１８０ｃｐｍ
以上の高サイクル鋳型振動条件下で鋳造した５ＵＳ４３
０スラブは、低サイクル鋳型振動下での鋳造にがかるＩ
Ｅ＝ ２の条件では約２．５％の手入域があったにも拘
らず、はとんで無手入れで圧延が可能となり、コスト低
減と省エネルギーに多大の成果をあげ得た。
以上の高サイクル鋳型振動条件下で鋳造した５ＵＳ４３
０スラブは、低サイクル鋳型振動下での鋳造にがかるＩ
Ｅ＝ ２の条件では約２．５％の手入域があったにも拘
らず、はとんで無手入れで圧延が可能となり、コスト低
減と省エネルギーに多大の成果をあげ得た。
（発明の効果）
以上説明したように本発明のモールドパウダーによれば
、たとえ熱間強度の小さい鋼種であっても、しかも高速
度、ハイサイクル連続鋳造を行っても、鋳造欠陥の著し
く少ない表面性状に優れた鋳片の連続鋳造が可能である
。従って、無手入れ直送圧延を可能として省力化・省エ
ネルギー化が図れる。
、たとえ熱間強度の小さい鋼種であっても、しかも高速
度、ハイサイクル連続鋳造を行っても、鋳造欠陥の著し
く少ない表面性状に優れた鋳片の連続鋳造が可能である
。従って、無手入れ直送圧延を可能として省力化・省エ
ネルギー化が図れる。
特許出願人 川崎製鉄株式会社
特許出願人 坂井化学工業株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ 予の溶解してガラス状とした重量比で（ＯａＯ＋
Ｂａｏ ）／Ｓ：ＬＯ２−〇 −６〜２−５を示し、Ｂ
ａＯを２重Ｍ％以上およびＦを２〜１５重量％含有する
化学組成ノ０ａＯ−ＢａＯ−８ｉＯ，−Ｆ系組成物基材
に対し、アルカリ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩を２
〜１５重量％、アルカリ金属・アルカリ土類金属の弗化
物を２〜８０重量％および炭素を０．２〜１０重量％混
合した配合物よりなり、凝固温度が９００”Ｃ以下で１
８００°Ｃにおける粘度が３ポアズ以下の物性を示すこ
とを特徴とする連続鋳造用モールドパウダー。 λ 予め溶解してガラス状とした重量比で（ＯａＯ＋
Ｂ ａｏ ）／Ｓ ｉＯ２−０−６〜２．５を示し、Ｂ
ａＯを２重量％以上およびＦを２〜１５重皿％含有する
化学組成のＧａ０−ＢａＯ−８ｉＯ２−Ｆ系組′成物基
材に対し、アルカリ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩を
２〜１５重量％、アルカリ金属・アルカリ土類金属の弗
化物を２〜３０重世％および炭素を０．２〜１０重量％
混合し、さらにＦ８゜ＭｎおよσＮｉの各金属酸化物の
内から選ばれる少なくとも１８以上を内枠量で２〜ｌＯ
重量％混合した複合配合物よりなり、凝固温度が９００
°Ｃ以下で１８００°Ｃにおける粘度が３ポアズ以下の
物性を示すことを特徴とする連続鋳造用モールドパウダ
ー。
Priority Applications (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58180704A JPS6072653A (ja) | 1983-09-30 | 1983-09-30 | 連続鋳造用モ−ルドパウダ− |
| DE8484306524T DE3477895D1 (en) | 1983-09-30 | 1984-09-25 | Mold additives for use in continuous casting |
| EP84306524A EP0141523B1 (en) | 1983-09-30 | 1984-09-25 | Mold additives for use in continuous casting |
| CA000464283A CA1228235A (en) | 1983-09-30 | 1984-09-28 | Mold additives for use in continuous casting |
| AU33637/84A AU554198B2 (en) | 1983-09-30 | 1984-09-28 | Mold additives for use in continuous casting |
| BR8404916A BR8404916A (pt) | 1983-09-30 | 1984-09-28 | Aditivo para molde para uso em fundicao continua |
| ZA847666A ZA847666B (en) | 1983-09-30 | 1984-09-28 | Mold additives for use in continuous casting |
| KR1019840006066A KR910002489B1 (ko) | 1983-09-30 | 1984-09-30 | 연속주조용 주형 첨가제 |
| US07/122,498 US4806163A (en) | 1983-09-30 | 1987-11-05 | Mold additives for use in continuous casting |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58180704A JPS6072653A (ja) | 1983-09-30 | 1983-09-30 | 連続鋳造用モ−ルドパウダ− |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6072653A true JPS6072653A (ja) | 1985-04-24 |
| JPS646859B2 JPS646859B2 (ja) | 1989-02-06 |
Family
ID=16087853
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58180704A Granted JPS6072653A (ja) | 1983-09-30 | 1983-09-30 | 連続鋳造用モ−ルドパウダ− |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4806163A (ja) |
| EP (1) | EP0141523B1 (ja) |
| JP (1) | JPS6072653A (ja) |
| KR (1) | KR910002489B1 (ja) |
| AU (1) | AU554198B2 (ja) |
| BR (1) | BR8404916A (ja) |
| CA (1) | CA1228235A (ja) |
| DE (1) | DE3477895D1 (ja) |
| ZA (1) | ZA847666B (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63174767A (ja) * | 1987-01-14 | 1988-07-19 | Nippon Steel Corp | 極低炭素鋼鋳造用パウダ− |
| JP2006312200A (ja) * | 2005-04-05 | 2006-11-16 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ａｌ含有Ｎｉ基合金用連続鋳造パウダーおよび連続鋳造方法 |
| JP2018520004A (ja) * | 2015-05-04 | 2018-07-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | モールドフラックス及びこれを用いた連続鋳造方法、及びこれで製作された鋳片 |
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| US5299627A (en) * | 1992-03-03 | 1994-04-05 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting method |
| CN103331426A (zh) * | 2013-06-03 | 2013-10-02 | 西峡县恒冠冶金材料有限公司 | 高铁钢专用连铸保护渣 |
| CN114951570B (zh) * | 2021-02-26 | 2023-09-08 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种45Mn高碳钢直接开浇用渣系的使用方法 |
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-
1983
- 1983-09-30 JP JP58180704A patent/JPS6072653A/ja active Granted
-
1984
- 1984-09-25 EP EP84306524A patent/EP0141523B1/en not_active Expired
- 1984-09-25 DE DE8484306524T patent/DE3477895D1/de not_active Expired
- 1984-09-28 CA CA000464283A patent/CA1228235A/en not_active Expired
- 1984-09-28 ZA ZA847666A patent/ZA847666B/xx unknown
- 1984-09-28 AU AU33637/84A patent/AU554198B2/en not_active Expired
- 1984-09-28 BR BR8404916A patent/BR8404916A/pt not_active IP Right Cessation
- 1984-09-30 KR KR1019840006066A patent/KR910002489B1/ko not_active IP Right Cessation
-
1987
- 1987-11-05 US US07/122,498 patent/US4806163A/en not_active Expired - Lifetime
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0141523A1 (en) | 1985-05-15 |
| DE3477895D1 (en) | 1989-06-01 |
| AU3363784A (en) | 1985-04-18 |
| JPS646859B2 (ja) | 1989-02-06 |
| AU554198B2 (en) | 1986-08-14 |
| US4806163A (en) | 1989-02-21 |
| EP0141523B1 (en) | 1989-04-26 |
| KR910002489B1 (ko) | 1991-04-23 |
| BR8404916A (pt) | 1985-08-20 |
| ZA847666B (en) | 1985-05-29 |
| CA1228235A (en) | 1987-10-20 |
| KR850002786A (ko) | 1985-05-20 |
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