JPS61150752A - 鋼の連続鋳造用鋳型添加剤 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は鋳造用鋳型添加剤特に鋼の連続鋳造用鋳型添加
剤に関するものである〇 〔従来の技術〕 近時、鋼の連続鋳造は、鋳造歩留シ向上、省資源及び省
エネルギー等の点において有利なことから、急速に普及
し、連鋳比率も９５％以上に達しようとしている。

更に生産性向上のために１また連続鋳造法の優位性を発
展拡大した製鋼−圧延の直結プロセス即ち直送圧延へと
進みつつある現状において、無欠陥鋳片でかつ安定した
高温鋳片の製造供給のためにも高速鋳造化は必須で連続
鋳造において、高速鋳造用＠型添加剤の開発が強く要望
されている。

従来、溶鋼から連続鋳造操業より生産されるビレット及
び小型ブルームでは、鋳造速度が１．５〜３．０／、、
の高速鋳造が実施されているが、大型形状のスラブ、プ
ルームでは、鋳型〜鋳片間の摩擦力の増大、モールド直
下における凝固シェル厚みの減少、モールド銅板と凝固
シェルとのスティッキング（焼付き）等によるブレーク
アウト（溶鋼洩れ）が多発するため、鋳造速度Ｖｃ−０
，５〜１．８”／―の低い鋳造速度での操業が余儀なく
されていた。

これら連続鋳造操業における鋳型添加剤（パウダー〕の
役割及び効果は、モールド内〈添加されて、溶鋼表面を
被覆し、溶鋼表面の保温と酸化防止、溶！中よシ浮上す
るスカム、非金属介在物の溶解吸収、モールド壁と凝固
シェル間の潤滑及びモールド内の冷却の均一化、緩和等
に必要不可欠のものとして使用されている。

本出願人等は、特開昭５０−６１３２７において、鋼の
連続鋳造におけ゛る、表面性状の優れた冷延鋼板を得る
ための連続鋳造用鋳型添加剤について開示した。即ち、
この鋳型添加剤は、カルシウム・シリケートとしてトラ
イ−カルシウム・アルミネートが低含有量のセメント・
クリンカーおよび／またはウオラストナイトおよびシリ
カを生組成とし、こ九に鋳型内で溶鋼中の脱酸生成物と
の２次反応を行なわしめ、かつ所定の溶融特性を付与す
るために７ラツクスとしてアルカリ金属の塩類、および
酸化防止と発熱、溶融性状調節のためにカーボンを配合
添加したものからなシ、さらに上記生原料および７ラツ
クスの１部またはすべてをアルカリ−珪酸−石灰系ガラ
スで置換使用するものである。

さらに、この鋳型添加剤について、その原料組成を詳述
すれば、 （ａ）　　カルシウム・シリケートとしてトライ・カル
シウム・アルミネー）　（３ＣａＯ−Ａｌｔｏｓ　）が
低含有量のセメント−クリンカー（主成分３Ｃａ□Ｓｉ
Ｏ２＋２ＣａＯ・ＳｉＯ意）およびウオラストナイト（
ＣａＯ・５ｉＯｚ）のうちの１種ま念は２種の混合物・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・４．５〜７０重量％、 中）　シリカ・・・・・・・・・・・・・・・・・・　
１０〜３０重量％、（ｃ）　　カーボン　・・・・・・
・・・・・・・・・・・・　２〜８重量％、（ｄ）　　
フラックスとしてアルカリ金属の炭酸塩、硫酸塩、弗化
物などの塩類の１種または２種以上・・・・・・・・・
・・・・・・　１０〜２５重量−１以上（ＩＬ）〜（ｄ
）を含有することから構成されるものである。　　　゛ 本鋳型添加剤は通常の鋳造速度１．０ｍ／、、前後の場
合には、優れているものの２．０　ｍ／−以上の高速鋳
造下では対応しきれず、新しい品質特性の連続鋳造用鋳
型添加剤の開発が要請されていた。

〔発明が解決しようとする問題点〕

本発明は叙上の要請に基いてなされ念ものであるＯ 鋼の連続鋳造において高速鋳造化するに従い、溶融スラ
グの鋳型壁〜凝固シェル間への鋳型添加剤の流れ込みｔ
（消費ｔ）が減少し、潤滑が不十分となり、鋳型と凝固
シェルがスティッキング現象を起こして鋳型直下におい
てブレークアウトの発生率が高くなる。

また鋳造速度の上昇と共に１鋳型出口での凝固シェル厚
が相対的に薄くなシ、溶鋼静圧に抗しきれずに凝固シェ
ルの破断によるブレークアウトの発生率も高くなる。更
には溶融スラグが流れ込み難くなるため、鋳型壁−、凝
固シェル間への不均一流入による冷却の不均一を起し、
鋳片の各棟割れが助長される傾向−ある。

即ち本発明は鋼の連続鋳造において、高速鋳造に、伴な
う ■モールド直下凝固シェル厚の減少及び■モールド内溶
鋼面忙おけるモールド銅板と凝固シェルのスティッキン
グ に起因する操業トラブル（ブレークアウト）を防止する
と共に ■表面疵のない高温無欠陥鋳片を得ることができる高速
鋳造用鋳型添加剤を提供することを目的とするものであ
る。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは、高速鋳造用鋳型添加剤としてブレークア
ウト発生が皆無で、良好な表面性状の鋳片を得るため、
一定量以上の流れ込み量の確保と鋳型内の抜熱挙動の究
明から、強固で、厚い凝固シェルの生成を図るよう鋳型
添加剤の品質特性の改善を進めた結果本発明を完成した
ものである。

即ち本発明の鋳型添加剤は、化学組成が重量で８ｉ０ｓ
　　２０〜４５％、　Ｃａ０１５〜４０％及びＡｔ、０
１２〜１０チを主成分として含み、アルカリ金属及びア
ルカリ土類金属の酸化物、弗化物及び炭酸塩のうちから
、少なくとも一種以上を添加含有する連続鋳造用鋳型添
加剤であって、１５００℃における粘度２＞Ｅ　０．５
〜１．５　ｐｏｉｓｅ軟化点が８５０〜１０５０℃でか
つ結晶化温度が８５０〜１０５０℃の範囲内であること
を特徴とする鋼の連続鋳造用鋳型添加剤である。

〔作　用〕

一般１ｃ　鋳造速度Ｖｃ　＝　１．５　ｍ／ｍ以上％　
Ｋ　ｖｅ　＝２．０シ一以上の高速鋳造ではパウダース
ラグの流入不足に起因するブレークアウト（拘束性ブレ
ークアウト）やモールド直下における凝固シェル厚の減
少によるシェルの破断等の操業トラブルの発生率が高く
なる。連続鋳造におけるこれらのトラブルを防止するた
め釦は、パウダースラグの流入量を増加せしめることが
有効であり、従来からパウダースラグの粘性、軟化点を
低下することくより対処されてきた。然し鋳造速度１．
５シ一以上特に２．０シ一以上においては、従来の高速
パウダーでは充分な流れ込み量が得られないばかりかモ
ールド直下でのシェル厚みが不足し安定した操業が得ら
れなかった〇 本発明は、パウダーの粘性、軟化点く加え新らたにパウ
ダースラグの結晶化温度を測定し、これらの特性と実操
業での流れ込み童、モールド内抜熱速度、モールド直下
での凝固シェル厚み等の関係を研究するととくより、高
速鋳造下でも充分な流れ込み量を示し、かつモールド直
下での充分なシェル厚みを確保できる高速用パウダーを
開発し念ものである。

本発明でｓｔｏ鵞ｅ　Ｃａｌｐ　Ａｚ＝　Ｏｓの化学組
成を限定した理由は、Ａｔ、Ｏ，の含有量が多い場合は
、溶鋼中のアルミナクラスターと反応してｈｔｘｏｓが
富化シタカルシウム・アルミネート（例えばＣａＯ・２
Ａ／ａＯｓ、ＣａＯ争６Ａ％Ｏｓ　）　　Ｉｃ成長した
アルミナ性介在物となり、ノロかみとして鋳造スラブの
表面性状を悪化させるので、紅！０１２〜１０重量％の
範囲トｔ、りｏ　　５ｌｏｔ　２０〜４５％　　ｃａｏ
　１５〜４０％としたのでは、この添加剤を溶融した時
の塩基度（Ｃａｂ／　５ｉｎｓ　）を調整して、溶融特
性およびＡＪ！１０ｍ吸収能の効果をあげるため８ｉ０
１およびＣａＯを前述の範囲内において適宜組合せ塩基
度（ＣａΦ〆５ＩＯｓ）を好ましくはα８〜１．２の範
囲となるように配合すればよい。

また、粘度、融点等の調整剤として添加するアルカリ金
属及びアルカリ土類金属の酸化物、弗化物及び炭酸塩は
Ｎａ、Ｋｎ　Ｌｌｅ　Ｃａ１Ｍｇ＋　　Ｂａなどの酸化
物、弗化物及び炭酸塩から１種以上を選択組合せ使用さ
れる。更に溶融速度の調整剤として通常のパウダーと同
様Ｉ／ｃ１種以上の炭素粒子例えば黒鉛、微粒および粗
粒カーボンを必要に応じて添加される。

次にパウダーの各種特性値の測定法及び各特性の指定範
囲につい【述べる。軟化点の測定はＪＩ８−Ｒ２２０４
ｉｃよるゼーゲルコーンによって測定した。先ず、各パ
ウダーを四分法により２０〜６０ｇをサンプリングし有
機バインダーの水溶液（２，０％）Ｋて加水し、ゼーゲ
ルコーンを作製し、乾燥した本のを試料とする。試料は
耐火断熱れんがの載台にセットしたのち、管状電気炉内
へ挿入し室温から毎分５℃の速度で加熱昇温し、ゼーゲ
ルコーンの先端が載台に軟化接触した温度を測定し軟化
点とした。

高速鋳造では流入量確保の点から、低軟化点化が必要で
あるが軟化点が適度に低いと、焼結層溶融層厚みが過大
となシ、保温性が著しく低下するばかシでなく、局所的
な過剰流入や不均一流入の原因となる。逆に軟化点が高
すぎると流入不足とナリ、モールドシェル間で焼付き（
スティッキング）を生じブレークアウトが発生しやすい
傾向があるＯ 鋳造速度が１．５　ｍ／−以上の場合パウダーの軟化点
は８５０〜１０５０℃の範囲に設定することが必要であ
ることが実鋳造試験より明らかとなった。

次にスラグの粘性測定法について説明する。粘度の測定
は球体引上げ法によシ行なった。試料を７５０〜９００
℃の大気中で加熱しパウダーに混合された炭素を酸化消
失させた後に１００〜１５０ｇを白金るつぼに充填し、
１４００℃で完全に溶融させる。溶融スラグを１４００
℃でＩ　Ｈｒ保持した後、１４００℃から５０℃毎に粘
性を測定した。各測定温度で＃ｉ３０分以上保持し温度
の均一化を図った。

スラグの粘性は言うまでもなく、メニスカス部への流れ
込み性に関与し、鋳造条件、特にモールド振動条件、鋳
造速度に応じ比値に設定する必要があるとされている。

１．５　ｍ／−以上特Ｋ　２．０　”／、。

以上の高速鋳造での拘束性ブレークアウトを皆無くする
為には、パウダースラグの流入量を確保することが重要
であシ、前述した軟化点の調整と同時に低粘性化は必須
である。

第１図はスラグ流人量に与える粘性の影響を示したグラ
フである。

第１図よシ、パウダースラグの粘性が低い程パウダーの
流入量が増すことは明らかである。なお本実験データは
、滓化速度に影響する炭素粒子は同一種を同量添加し、
粘性の影響を主体く調査したものである。

実鋳造試験によ）鋳造速度が１．５今一以上の場合、粘
性は１６００℃で０５〜１．５　ｐｏｉｓｅの範囲に設
定する必要があることが明らかとなっ念。

即ち、１３００℃における粘性が０．５　ｐｏｉｓｅ　
以下の場合、流入量は充分であるがノズル溶損が大とな
シ、又多量の７ラツクス成分を必要とし、経済的でなく
実用性に劣る・ 一方粘度１．５　ｐｏｉｓｅ以上の場合＃ｉ所望の流入
量が得られない。

従って１．５　”／−以上の高速鋳造用パウダーの粘性
は１３００℃で０．５〜１．５　ｐｏｉｓｅの範囲とす
る必要がある。更に、本発明者等は、軟化点、粘性の特
性に加え、結晶化温度を測定し、実操業から得られた種
々のデータとの関係から結晶化温度が重要であることを
見い出し、本発８ＡＫ至つ念ものである。

先ず、結晶化温度の測定は次の方法によって行なった０ 粘性測定と同様試料は７５０〜９５０℃の大気中で加熱
し、混合され念炭素質原料を酸素消失させる。次に白金
ルツボに試料的１００ｇを充填し１４００℃の電気炉で
完全溶融させ念後熱電対をスラグ中心部ヘセットする。

スラグ温度を１４００℃で６０分保持した後、電気炉の
出力を調整し一定の速度でスラグを冷却しつつ、その温
度変化を記録する。スラグの温度変化は熱電対に接続し
たデジタル温度計にて１分毎にて２時間測定記録した。

第２図に各種鋳型添加剤を用いた場合の炉内での冷却時
間とスラグ温度変化を示す。スラグの温度は第２図に示
す如く、時間の経過とともに下降するが、結晶析出に伴
なう発熱によ〕温度上昇が確認できる。又結晶析出が終
了すると再びスラグ温度は下降する。測定終了後結果を
グラフ化し結晶化温度を求めた。なお初晶として析出し
た結晶相は多くの場合カスビイダインＣｕ５ｐｉｄｉｎ
ｅ　（３ＣａＯ＊　２Ｓｉ０１　・ＣａＦｌ　）である
ことが、確認された。

次に軟化点と結晶化温度について述べる。

前述したそれぞれの測定法から明らかなように軟化点は
昇温時の測定値であ夛、結晶化温度は降温時の測定値で
あることから両者は全く性格を異にするものである。又
同一軟化点であってもその組成特１ｃ　Ｃａｂ／　Ｓｌ
ｏｗ　ｔ　Ａ４０ｍ含有量、添加フラックスの種類と′
ＩｋＶＣよって結晶化温度が異なることを実験により確
認された。これらから軟化点と結晶化温度は全く異種の
特性値とみなされる。

第３図及び−第４図は夫々Ｃａｂ／’　８１偽及びＡ４
０゜含有量が結晶化温度に与える影響を示したグラフで
ある。

なお本発明による鋳型添加剤は、非晶質基材及びポルト
ランドセメントクリンカ−やウオラスナイトなどの結晶
質基材を使用したいずれの原料系であっても、また粉末
、顆粒状パウダーであっても、前記物性範囲を満足する
ものであれは鋳造速度Ｖｃ　−１，５−／＝以上特１ｃ
　Ｖｃ　−２，０−／　ｍ　　以上ノ高速鋳造の連続鋳
造用に適応できる。

次に実施例を示す。

〔実施例〕

次に本発明の鋳型添加剤及び従来品の品質特性を第１表
に示す。

第１表に示した各鋳型添加剤を使用し連続鋳造を種々の
鋳造速度（１，８〜２．３　”／　−ｈ＝　）にて行な
った。その場合の鋳造成績を次の第２表に示す。

第５図ＫｆｌＩＪ造速度２．０５一時の鋳型添加剤消費
量とモールドへの平均抜熱速度の関係を示す。鋳型添加
剤の消費量の増加と共にモールドへの抜熱速度は上昇す
る傾向を示している。

第６図に鋳造速度２．０　　シ一時の鋳型添加剤の軟化
点と鋳型添加剤消費量との関係を示す。

従来のパウダー同様鋳型添加剤の軟化点の低下と共に鋳
型添加剤の消費量は増加する傾向を示している。

第７図に鋳型添加剤の結晶化温度と平均抜熱速度の関係
を示す。結晶化温度を低下させることにより、モールド
ルシェル間におけるスラグフィルム中の液体潤滑領域を
拡大し、流入量の増加、潤滑性を飛躍的に向上させるだ
けでなく、鋼の収縮によシ生成したモールドルシェル間
のエアギャップを埋めることが可能となりその結果モー
ルド内抜熱速度を増大させ、２．０−以上の高速鋳造下
でもモールド下端のシェルを充分に発揮させることが可
能となう念。

Ｗｃ８図にこれら鋳型添刀Ｕ剤のうち結晶化温度の異な
る６種を用いて鋳造した時のＡｕ　１９８　　投入によ
るモールド内凝固係数と平均抜熱速度の関係を示す。

抜熱速度の上昇と共にモールド内における凝固係数も増
加する傾向を示している。

しかしながら結晶化温度８５０℃以下では期待する流れ
込み量及び充分なるシェル厚みが保証されるかモールド
内抜熱量が過大となる為、鋳造条件によってスラブ表裏
面のオシレーションマークの谷部に沿つ念横ワレが発生
することがある。

第９図に鋳型添加剤の結晶化温度と軟化ｉ度の鋳片表面
疵との関係を示す。

結晶化温度、軟化温度と共に８５０℃以上とすることで
表面疵を防止することが可能となる。

一方結晶化温度、軟化温度の上限温度に関して第１０図
に１例としてＶｃ＝１．５ｍ／＝ｍ／時における軟化温
度と鋳型添加剤消費量の関係を示す。

１０５０℃以上の軟化温度では消費量が０．３　ｋｌｉ
’☆以下となる（結晶化温度も同じ）　一般に鋳型添加
剤の消費量は鋳造速度の増加と共に減少するが前述筒２
表ｖｃ−１．８〜２．６／／Ｉｋ鋳造実施例中のスティ
ッキング発生指数に示し之如く消費量が０、３　′ＣＩ
！／　　以下になるとスティッキングが発生しゃすい傾
向にある。これは消費量の減少によりモールドルシェル
間のづくウダーフィルム厚が薄くなシレベル変動等の操
業変化によるフィルムの膜切れによって発生するものと
考えられる。

従って　Ｖｃ　＝　１．５　ｍ／　４以上の高速鋳造用
鋳型添加剤としてはパウダー特性を 粘　性；０．５〜１．５　ｐｏｉｓｅ　（ａｔ　１３０
０℃）軟化点；　８５０〜１０５０℃ 結晶化温度；　８５０〜１０５０℃ の特性範囲内でコントロールしかつ各鋳造速度における
添加剤の消費量を１３ｋｇ／−以上とすることで表面品
質が良好で、安定した高速鋳造を可能ならしめることが
できた。

〔発明の効果〕

本発明による鋼の連続鋳造用開型添加剤は、鋳型添加剤
の成分および物性のうち粘度、軟体点のみならず新に結
晶化温度を適性範囲内に制御することＫよシ、鋳片の表
面欠陥がなく、かつ安定した高速鋳造を可能とする有用
な添加剤である。

【図面の簡単な説明】

第１図はスラグの粘度と鋳型添加剤消費量との関係を示
すグラフ、第２図は炉内での冷却時間とスラグ温度変化
を示すグラフ、第６図はＣａｏ／Ｓ　ｉ　０２と結晶化
温度の傾向を示すグラフ、第４図はＡｔ！Ｏｓ含有量と
結晶化温度及び軟化点との関係を示すグラフ、第５図は
鋳型添加剤消費量と平均的抜熱速度との関係を示すグラ
フ、第６図は軟化温度と鋳型添加剤消費量との関係を示
すグラフ、第７図は結晶化温度と平均的抜熱速度との関
係グラフ、第８図は平均的抜熱速度とモールド内凝同係
数との関係グラフ、第９図は結晶化温度と軟化温度の鋳
片表面疵との関係を示すグラフ、第１０図は軟化温度と
鋳型添加剤消ｉｔとの関係を示すグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 化学組成が重量でＳｉＯ＿２２０〜４５％、ＣａＯ１５
   〜４０％及びＡｌ＿２Ｏ＿３２〜１０％を生成分として
   含み、アルカリ金属及びアルカリ土類金属の酸化物、弗
   化物及び炭酸塩のうちから、少なくとも一種以上を添加
   含有する連続鋳造用鋳型添加剤であって、１３００℃に
   おける粘度が０．５〜１．５ｐｏｉｓｅ、軟化点が８５
   ０〜１０５０℃でかつ結晶化温度が８５０〜１０５０℃
   の範囲内であることを特徴とする鋼の連続鋳造用鋳型添
   加剤。