WO2000005012A1 - Poudre a mouler pour coulage en continu de plaque mince - Google Patents

Poudre a mouler pour coulage en continu de plaque mince Download PDF

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WO2000005012A1
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mold
steel
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Akihiro Morita
Tomoaki Omoto
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Shinagawa Refractories Co., Ltd.
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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
    • 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
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B22D11/111—Treating the molten metal by using protecting powders

Definitions

  • the present invention relates to a mold powder for continuous production of a thin slab having a slab thickness of 150 mm or less.
  • Landscape technology
  • Mold powder for continuous production of steel is made of Portland cement, synthetic calcium silicate, wallastite, rinse slag, etc. as a base material, silica material is added as necessary, and soda ash, e. It is common to add burite, fluorine compounds, alkali and alkaline earth metal compounds, and carbon powder as a melting rate regulator.
  • Mold powder is added to the surface of molten steel in the mold and is consumed while performing various functions.
  • the main roles of mold powder are 1) lubrication of the mold and solidified shell; 2) dissolution and absorption of inclusions; 3) keeping the molten steel warm; 4) controlling the heat removal rate.
  • powder characteristics such as slagging temperature, bulk specific gravity, and spreadability, which are mainly adjusted with carbon powder, are considered important.
  • For 4 it is necessary to adjust the crystallization temperature, etc., and it is important to select the chemical composition.
  • a thin slab continuous production method has been developed and put into practical use for the purpose of producing the conventional continuous slab production with lower cost and less heat loss. Still working in Japan Although there are only a few, they are widely and widely in operation, mainly in the United States, and are widely used in dozens of salivas, with dozens of them, and many have been constructed in many countries.
  • the feature of the thin slab continuous production method is that the produced piece is directly hot-rolled to a coil. Therefore, a product or semi-finished product can be obtained from a structure to a coil in a few minutes.
  • the slab slab is moved to a heating furnace and hot rolled through rough rolling, but in the case of the thin slab continuous production method, rolling is performed as much as possible.
  • the thin slab continuous manufacturing method is an ultra-high-speed manufacturing in which the mold thickness is thin and the manufacturing speed is 3 m / min or more.
  • mold powder used in the thin slab continuous production method uses Portland cement, rinse slag, synthetic slag, wallastite, die calcium silicate, etc. as the base material, and Na 2 CO 3, L i 2 C0 3 , MgC0 3, CaC0 3, SrC_ ⁇ 3, MnC_ ⁇ 3, B a C 0 carbonates and further NaF such 3, Na 3 AlF 6, Ho evening Le stones, MgF 2, It is common to use LiF, borax, spudumen, etc., and to add a carbonaceous raw material as a melting rate regulator.
  • a type using synthetic calcium silicate as the base material (semi-premelt type) or a mold powder excluding carbon powder is dissolved in advance, ground to an appropriate particle size, and then a complete melting type in which carbon powder is added. Mold powder (pre-melt type) etc. are used in the same way as conventional slab continuous machines.
  • High-speed continuous production of steel characterized by operating at a production speed V ⁇ 1.2 m / min with a piece width of 600 mm or more, using a surface protective agent that satisfies the range of Is disclosed.
  • the production speed is about 1.2 to 2.0 m / min
  • an ultra-high-speed continuous production method in which the production speed is 3.0 Om / min or more is intended. Obviously it is not.
  • the viscosity of the conventional mold powder is too low, so that the heat of the molten steel is removed and the molten powder flows between the solidified shell and the mold.
  • the thin slab continuous production method uses ultra-low carbon steel (carbon content: 10 O ppm or less), low carbon steel (carbon content: 0.02 to 0.07 wt%), medium carbon steel (carbon content : 0.
  • the thin slab continuous structure is, as described above, an ultra-high-speed structure with a structure speed of about 3 to 8 m / min and a thin mold thickness.
  • the shape of the mold is special for a continuous machine such as that manufactured by SMS. This is because the immersion nozzle cannot be inserted due to the small thickness of the mold. For this reason, the area where the immersion nozzle, called a funnel, is inserted is widened, and thus the mold width is not straight but bulged at the center. As a result, thermal stress is generated in the expanded funnel portion of the mold, and the heat removal also becomes uneven.
  • the level of the molten metal in the mold is unstable, The movement of the coil is so large that powder slag is involved and the coil quality is greatly degraded.
  • medium-carbon steels with a carbon content in the subperitectic region of 0.10 to 0.16% by weight are produced due to excessive heat removal due to ultra-high-speed production, uneven inflow, etc., and initial solidification factors. could not. Therefore, at present, thin slab continuous production of sub-peritectic region medium carbon steel is not performed among medium carbon steels.
  • an object of the present invention is to provide a mold powder that does not cause surface cracks when forming with a continuous thin slab forming machine, does not easily involve powder slag in the mold, and enables stable forming. is there. Disclosure of the invention
  • the present inventors have conducted various studies in order to solve the above problems, and as a result, have found a mold powder capable of overcoming all of the above drawbacks.
  • the present invention provides a mold powder for continuous thin slab production of steel for use in a continuous production method of a thin slab of steel having a production speed of 3 m / min or more, wherein C aO / S i
  • the F content is in the range of 0.5 to 8.0% by weight
  • the crystallization temperature is in the range of 1000-1200 ° C
  • the surface tension at 1300 ° C is more than 25 Odyn / cm
  • the viscosity at 1300 ° C ?? (Boys) is the relational expression of ⁇ building speed V (m / min):
  • the present invention relates to a mold powder for continuous production of thin steel slabs, characterized by satisfying the following range:
  • the present invention provides a mold powder for continuous production of thin slab of medium carbon steel for use in a continuous production method of thin slab of steel having a production speed of 3 m / min or more, wherein CaO / 3: 10 2
  • the weight ratio is in the range of 0.70 to 1.20, and one or two selected from the group consisting of oxides, carbonates, and fluorides of alkali metals, alkaline earth metals and other metals and also contains the seed more and 0.5 to 5 wt% of carbon powder, L i 2 0 containing chromatic amount is in the range of 1-7 wt%, F content is from 0.5 to 8.0 weight %,
  • the crystallization temperature is in the range of 1050 to 1200 ° C, the surface tension at 1300 ° C is more than 250 dyn / cm, and the viscosity at 1300 ° C is r? ) Is the relational expression of the production speed V (m / min):
  • the present invention relates to a mold pad for continuous production of a medium-carbon steel thin slab, which satisfies the following range.
  • the present inventors have conducted various studies and studies and obtained the following findings: As described above, excessive heat removal and non-uniformity occur due to ultra-high-speed structure, and surface crack defects and surface level fluctuations. Therefore, there is a problem that the molten powder is entangled in the molten steel. ⁇ Sheet As for the prevention of surface cracking, not only focusing on mold powder crystallization, as described above, does not solve the problem, but also causes breakout. We found that the solution could be achieved by taking the following measures.
  • the heat removal can be adjusted by the air gap generated between the slag film and the mold. Therefore, it was found that by actively generating the air gap, the heat removal was reduced and gentle cooling was achieved, the solidified shell was uniformly formed and no surface cracks occurred. Revealed. To positively generate air-gap, it is necessary to control the powder slag film thickness, and therefore it is important to control the viscosity and consumption of the mold powder.
  • the conventional high-speed ordinary slab series focused on lubricity from the viewpoint of preventing breakout.However, in ultra-high-speed manufacturing, the slag film thickness was reduced due to the increased viscosity of the mold powder, and the slag film on the solidified shell side was An air gap is created because it adheres to the solidified shell and falls.
  • the heat removal is controlled, and since the slag film is very thin and uniform, the heat removal becomes uniform.
  • the crystallization temperature it is possible to control the heat removal in the mold together with the above air gap.
  • C a O / S i 0 2 weight ratio of mold powder of the present invention is 0.5 to 1.2 0 range is preferred. If the C a O / S i O 2 weight ratio exceeds 1.20, the crystallization temperature rises above 120 ° C., the crystal phase increases, and the frictional force between the solidified shell and the powder slag film increases. This is not preferable because breakout occurs and lateral cracks occur and the steel quality deteriorates. If the C a O / S i O 2 weight ratio is less than 0.5, the crystallization temperature of the mold powder is lowered, and the crystallization tendency is remarkably weakened. Is also not preferred because it becomes uneven.
  • the weight ratio of Ca ⁇ / Si 0 2 is 0. A range from 70 to 1.20 is preferred.
  • the CaO / S i 0 2 weight ratio is less than 0.70, in the crystallization temperature falls below 1050 ° C, the crystallization layer of the slag film is thin, since heat removal is too fast ⁇ surface Cracks are generated, which is not preferable as a mold powder for medium carbon steel.
  • the amount of the carbon powder is more preferably in the range of 0.5 to 4.5% by weight.
  • Li 2 ⁇ was found to be an essential component for inclusion absorption. That is, as in the case of a series of thin slabs, if the structure is made ultra-high-speed, if the meniscus flow rate is not fast, it is involved again in molten steel. Therefore, it is effective utilization of inclusions absorption rate is important to accelerate more the L i 2 0.
  • the content of L i 20 is preferably in the range of 1 to 7% by weight. When the content of L i 2 0 is less than 1 wt%, is not preferable because its addition effect is small, and there is no properly preferred for crystallization tendency weakens conversely exceeds 7 wt%.
  • the F content is very important in controlling the crystallization of the mold powder, the use of a large amount undesirably increases the crystallization temperature, and the crystallization temperature described later exceeds 1200 ° C. Further, when the F content is more than 8.0% by weight, harmful effects such as excessive erosion of the immersion nozzle and accelerated corrosion of the continuous machine are increased. Therefore, the F content is preferably 0.5 to 8.0% by weight. When the amount of F is less than 0.5% by weight, the tendency of crystallization is weakened, and the surface tension is significantly increased, which is not preferable. More preferably, the content is within the range of 1.0 to 6.5% by weight. is there.
  • the crystallization temperature of the mold powder is very useful in controlling the heat removal in the mold. However, if the crystallization temperature is set to be higher than 1200 ° C. as described above, the frictional force between the solidified shell and the slag film increases, and the frequency of occurrence of lateral cracks and breaks increases undesirably. In addition, slug bears are likely to be generated due to the effects of fluctuations in the molten metal level during production.
  • the formation temperature is preferably from 100 to 1200 ° C.
  • the temperature is less than 100 ° C.
  • the adhesion between the slag film and the pieces becomes severe, and the slag film is pressed between the rolls and leads to a piece defect, which is not preferable, and more preferably 100 to 115. It is in the range of 0 ° C.
  • the crystallization temperature is from 150 to 1
  • the surface tension of the mold powder is very important in preventing the formation of powdery inclusions.
  • a continuous thin slab structure which is an ultra-high-speed structure exceeding 3.0 m / min
  • the molten steel flow rate at the meniscus in the mold is high, so that the powder slag is scraped off by the molten steel flow and powdery inclusions in the molten steel are removed.
  • the generation is remarkable, and the coil quality is greatly degraded.
  • the meniscus molten steel since the meniscus molten steel generates a vortex near the immersion nozzle, powder slag is involved and the coil quality is similarly deteriorated. Therefore, it is important to reduce powder inclusions in order to improve coil quality.
  • the surface tension was set to 250 dyn / cm or more, defects due to powdery inclusions were significantly reduced. Therefore, it is important to adjust the surface tension of the mold powder, and it is important to secure 250 dyn / cm or more at a temperature of 130 ° C. However, if the surface tension exceeds 500 dyn / cm, the thermocouple temperature for predicting the breakout will fluctuate and the breakout prediction alarm will malfunction, so it is preferable that the temperature be in the range of 250 to 500. It is in the range of dyn / cm. Mold powder viscosity is important in terms of operation and quality.
  • mold powders for thin slab continuous gun production use mold powder that emphasizes stable operation to ensure consumption and that emphasizes lubricity.
  • the mold powder of the present invention has a significantly higher viscosity than conventional products because it controls the heat removal by controlling the slag film thickness as described above.
  • the viscosity at 130 ° C. of the mold powder of the present invention is in the range of 1.5 to 20 vois, preferably 2 to 20 vois, and more preferably in the range of 2.5 to 20 vois.
  • the present inventors have conducted various studies and found that in order to achieve both piece quality and stable operation in continuous thin slab production,
  • the mold powder of the present invention may be added with a metal to form a heat-generating mold powder.
  • the slagging time will be remarkably delayed, and it is preferable to use it in an amount of 6% by weight or less.
  • granules having a particle size of less than 5 mm and a weight of 90% by weight or more can be used.
  • the content of the particles having a particle size of less than 1.5 mm is less than 90% by weight, the heat retention characteristics of the mold powder are remarkably deteriorated, so that the deck slag bear is formed. Not good.
  • the above granules can be granulated into granules by a general granulation method such as extrusion granulation, stirring granulation, fluidized granulation, tumbling granulation and spray spray granulation.
  • the binder can be widely used from an organic type such as general starch to an inorganic type such as water glass.
  • Table 1 below shows the compounding ratio, chemical composition and physical properties of the product of the present invention and the comparative product.
  • These low carbon steels (ULC; carbon content: 30 to 60 ppm), low carbon steels (LC; carbon content: 0.04 to 0.06% by weight), 5 to 20 charges were used for carbon steel (MC; carbon content: 0.18% by weight) and high carbon steel (HC; carbon content: 0.25 to 1% by weight), and the results are shown in Table 2.
  • the continuous production speed of the thin slab was 3.0-8.0 m / min and evaluated.
  • the product 7 of the present invention is obtained by adding a solution composed of 90% by weight of water and 10% by weight of sodium silicate to the mixture, adding 20 to 30% by weight, forming a slurry, spray granulating, and drying the granules. It is.
  • the product 8 of the present invention is obtained by adding 10 to 16% by weight of a solution composed of 95% by weight of water and 5% by weight of starch paste to the mixed substance, stirring, granulating, and drying.
  • ⁇ indicates occurrence only once
  • X indicates occurrence twice or more.
  • ⁇ indicates a defective rate of 0%
  • ⁇ indicates ⁇ 1%
  • X indicates 1% or more.
  • ⁇ indicates 1 piece / m 2
  • X indicates 2 pieces / m 2 or more.
  • Table 3 shows the compounding ratio, chemical composition and physical properties of the product of the present invention and the comparative product. These products of the present invention and the comparative products were used in each of 20 to 4 charges in a carbon steel in the hypoperitectic region (carbon content: 0.08 to 0.15% by weight), and the results are shown in Table 4. Describe it. The continuous production speed of the thin slab was 3.0 to 8.0 m / min and evaluated.
  • the product 22 of the present invention is obtained by adding a solution composed of 90% by weight of water and 10% by weight of sodium silicate to a mixture, adding 20-30% by weight, forming a slurry, spray-granulating, and drying the mixture. It is a granulated product.
  • the product of the present invention 24 is a mixture of 95% by weight of water and starch paste.
  • a solution consisting of 5% by weight was added to 10 to 16% by weight, stirred, granulated, and dried.
  • ⁇ does not occur for breakout, ⁇ indicates that it occurs only once, and X indicates that it occurs more than once.
  • ⁇ indicates a defective rate of 0%, ⁇ indicates ⁇ 1%, and X indicates 1% or more.
  • ⁇ indicates 1 / m 2 , and X indicates 2 / m 2 or more.
  • a mold powder that can be manufactured stably without causing cracks on the surface of a piece and hardly entraining powder slag in a mold when manufacturing with a thin slab continuous machine. It has the effect of being able to.

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Description

明 細 書 薄スラブ連続鎵造用モールドパウダー 技術分野
本発明は、 スラブ厚み 1 5 0 mm以下の薄スラブ連続銪造用モールドパウダー に関するものである。 冃景技術
鋼の連続銪造用モールドパウダーは、 ポルトランドセメント、 合成珪酸カルシ ゥム、 ワラステナイ ト、 リンスラグ等を基材原料とし、 必要に応じてシリカ原料 を加え、 溶融調整剤としてのソ一ダ灰、 ホ夕ル石、 フッ素化合物、 アルカリ及ァ ル力リ土類金属化合物、 そして溶融速度調整剤としての炭素粉を添加したものが 一般的である。
モールドパウダーは、 モールド内の溶鋼表面に添加され、 種々の役割を果たし ながら消費される。 モールドパウダーの主な役割は、 ①モールドと凝固シェルの 潤滑；②介在物の溶解吸収；③溶鋼の保温；④抜熱速度のコントロールなどであ る。 ①及び②は、 モールドパウダーの軟化点や粘度などを調整することが重要で あり、 モールドパウダーの化学組成の選定が肝要である。 ③については、 主に炭 素粉で調整されている滓化温度、 嵩比重、 拡がり性などの粉体特性が重要とされ ている。 ④については、 結晶化温度などを調整することが必要で、 化学組成の選 定が肝要となる。
世界における鋼の連続錶造の技術進歩は目覚ましいものがあり、 今もなお発展 し続けている。 また、 省エネルギーから H C R、 H D R比率の向上、 高速銪造が 積極的に採用され、 モールドパウダーに対する要求も厳しくなり、 モールドバウ ダーも多種多様になっている。
従来のスラブ連続錶造を、 より低コス 卜で且つ熱ロスも少なく生産する目的か ら、 薄スラブ連続錡造法が開発され、 実用化されている。 日本ではまだ稼働して いるものは少ないが、 ァメリカを中心にョ一口ツバ等で広く且つ多く稼働してお り、 その数は数十機にわたり、 更に、 多数の国で多数建設されている。
薄スラブ連続錡造法の生産プロセスには数種類あり、 ① SMS Schloemann- - Siemag製の Compact Strip Production；② Mnnesmann Demarg製の Inline Strip Production； ©Tippins— Samsung§¾C Tippins Sumsung Process；④ Dainieli製の Flexible Thin Slab Rolling；⑤ VAI製の Continuous Thin Slab and Rolling Technology；⑥住友重機械製の中厚スラブ （中厚と呼ばれているが、 1 00mm厚みから薄スラブに属する） などが挙げられる。
薄スラブ連続錶造法の特徴は、 铸造された錡片をそのまま直接熱延してコイル にまですることにある。 従って、 製品または半製品が、 錡造からコイルまでわず か数分で得られる。 従来の一般的なスラブ連続鎵造法の場合、 銪造したスラブ鎵 片を加熱炉に移動して粗圧延を通して熱延する工程となるが、 薄スラブ連続鎵造 法の場合には、 なるべく圧延工程での負担を軽くするため、 粗圧延がなく、 加熱 炉に直結してそのまま圧延されるプロセスとなる。 そのため、 薄スラブ連続錶造 法は、 モールドの厚みが薄く且つ鍀造速度が 3 m/分以上の超高速錶造である。 従来、 薄スラブ連続錶造法で使用されているモールドパウダーは、 基材原料と して、 ポルトランドセメント、 リンスラグ、 合成スラグ、 ワラステナイ ト、 ダイ カルシウムシリケート等が使用され、 溶融調整剤には Na2 CO 3、 L i2C03、 MgC03、 CaC03、 SrC〇3、 MnC〇3、 B a C 03などの炭酸塩や更に は NaF、 Na3AlF6、 ホ夕ル石、 MgF2、 L i F、 硼砂、 スプジュメンな どを使用し、 溶融速度調整剤としての炭素質原料を添加しているのが一般的であ る。
一方、 基材原料に合成珪酸カルシウムを使用したタイプ （セミプリメル卜タイ プ） や炭素粉を除いたモールドパウダーを予め溶解し、 適切な粒度に粉砕し、 そ の後に炭素粉を添加する完全溶融型モールドパウダー （プリメルトタイプ） など が従来の一般的なスラブ連錶機と同様に使用されている。
また、 特開平 2— 165853号公報には、 Ca〇、 S i 02、 A 1203を主 成分とし、 CaO/S i〇2 (重量0 /0比） が 0. 5〜0. 95の範囲で、 アル力 リ金属およびアルカリ土類金属および他金属の酸化物、 炭酸塩、 弗化物の 1種又 は 2種以上、 更に溶融速度調整剤として炭素分を含有し、 1 2 5 CTCにおける表 面張力が 2 9 0 d yne/cm以上、 ブレークポイントが 1 00 0 °C以下で、 且 つ 1 300°Cにおける粘度 7? (ボイズ） が錡造速度 V (m/分） との関係式：
3. 5≤ 77 · V≤ 6. 0
の範囲を満足するような湯面保護剤を使用して、 錶片幅が 6 00 mm以上で錶造 速度 V≥ 1. 2m/分で操業することを特徴とする鋼の高速連続銪造法が開示さ れている。 しかし、 該公報の実施例によれば、 錶造速度は 1. 2〜2. 0m/分 程度であり、 銪造速度が 3. Om/分以上のような超高速連続錶造法を意図する ものではないことは明白である。 なお、 銪造速度が 3m/分以上のような超高速 錄造法では、 従来のモールドパウダーでは粘度が低過ぎるため、 溶鋼の抜熱や溶 融パゥダ一の凝固シェルとモールド間への流入が不均一となり、 安定した品質は 得られず、 また、 安定した操業も達成されず、 該公報記載の高速連続錡造法と鎵 造速度が 3 m/分以上の超高速連続錶造法とは全く異なる錶造法である。
現在、 薄スラブ連続錶造法では、 極低炭素鋼 （炭素含量： 1 0 O ppm以下） 、 低炭素鋼 （炭素含量： 0. 0 2〜0. 07重量％) 、 中炭素鋼 （炭素含量： 0.
08-0. 1 8重量％) または高炭素鋼 （炭素含量： 0. 1 8重量％以上） など の普通炭素鋼からステンレス鋼等の特殊鋼まで銪造されている。 薄スラブ連続錶 造の特徴は、 先述のように錡造速度が 3〜 8 m/分程度の超高速銪造と、 モール ド厚みが薄いことにある。 更に、 S MS社製などの連铸機では、 モールドの形状 が特殊である。 それは、 モールド厚みが薄いため浸漬ノズルが挿入できないため である。 そのため、 ファンネル （funnel) と呼ばれる浸漬ノズルを挿入する部分 を広げており、 従って、 モールド幅は一直線でなく中央部が膨らんでいる。 その ため、 モールドの膨らんだファンネル部に熱応力が発生し、 更には、 抜熱も不均 一となる。 従って、 従来のスラブ連続錶造では表面割れが発生しにくい極低炭素 鋼、 低炭素鋼、 高炭素鋼のような鋼種でも薄スラブ連続錄造の場合には超高速鎵 造により抜熱が不均一になり、 表面割れを発生させてしまい、 大きな問題となつ ている。 また、 他社の薄スラブ連続鍀造の場合も、 超高速錶造から抜熱が不均一 になり、 表面割れが同様に問題となる。
また、 超高速銪造であるため、 モールド内での湯面レベルが不安定で、 湯面変 動が大きく、 そのためパウダースラグが巻き込まれてコイル品質を大きく劣化さ せており、 問題となっている。
従来のスラブ連続錶造において、 上述のような表面割れを解決するには、 モ一 ルド内での抜熱を低下させて均一な凝固シェルを生成させる方法が有効であり、 これは、 モールドパウダーの CaO/S i 02重量比を高くして結晶化温度を上 げることが行われている。 しかし、 3 m/分を超える超高速錶造では、 高 CaO /S i 02重量比を指向することは、 モールドと凝固シェルの間での摩擦力が増 大し、 更には、 モールドパウダーの潤滑が著しく悪化するため、 ブレークアウト が逆に発生してしまい、 上述のような対策では解決することができない。
即ち、 薄スラブ連続錡造において、 表面割れが発生せず、 モールド内でパウダ ースラグが巻き込まれにくく、 且つ安定して銪造できるモールドパウダーは得ら れていない。
一方で、 超高速錡造による抜熱過多ゃ不均一流入などや、 初期凝固要因により、 中炭素鋼のなかでも亜包晶領域の炭素含量 0. 10〜0. 16重量％のものは錶 造できなかった。 従って、 中炭素鋼のなかでも亜包晶領域中炭素鋼の薄スラブ連 続鎵造は行われていないのが現状である。
従って、 本発明の目的は、 薄スラブ連続錶造機で鎵造する際、 表面割れが発生 せず、 モールド内でパウダースラグが巻き込まれにくく、 安定した銪造が可能で あるモールドパウダーを提供するにある。 発明の開示
本発明者らは、 上記課題を解決するために種々検討を重ねた結果、 上記欠点を 全て克服できるモールドパウダ一を見出した。
即ち、 本発明は、 錶造速度が 3 m/分以上である鋼の薄スラブ連続鍊造法に使 用するための鋼の薄スラブ連続鎵造用モールドパウダーにおいて、 C aO/S i
02重量比が0. 50〜1. 20の範囲内にあり、 アルカリ金属、 アルカリ土類 金属及び他の金属の酸化物、 炭酸塩及び弗化物からなる群から選択された 1種ま たは 2種以上及び 0. 5〜 5重量％の炭素粉を含有してなり、 L i20含有量が
1 ~7重量％の範囲内にあり、 F含有量が 0. 5〜8. 0重量％の範囲内にあり、 結晶化温度が 1000〜 1200°Cの範囲内にあり、 1300°Cでの表面張力が 25 Odyn/cm以上であり、 且つ 1300°Cでの粘度?？ （ボイズ） が錡造速 度 V (m/分） の関係式：
6. 0≤ 7 · V≤ 100. 0
の範囲を満足することを特徴とする鋼の薄スラブ連続錶造用モールドパウダーに 係る。
更に、 本発明は、 錡造速度が 3m/分以上である鋼の薄スラブ連続鎵造法に使 用するための中炭素鋼の薄スラブ連続銪造用モールドパウダ一において、 CaO /3 :102重量比が0. 70〜1. 20の範囲内にあり、 アルカリ金属、 アル力 リ土類金属及び他の金属の酸化物、 炭酸塩及び弗化物からなる群から選択された 1種または 2種以上及び 0. 5〜5重量％の炭素粉を含有してなり、 L i20含 有量が 1〜7重量％の範囲内にあり、 F含有量が 0. 5~8. 0重量％の範囲内 にあり、 結晶化温度が 1050~1200°Cの範囲内にあり、 1300°Cでの表 面張力が 250 dyn/cm以上であり、 且つ 1300°Cでの粘度 r? (ボイズ） が铸造速度 V (m/分） の関係式：
6. 0≤ ?7 · V≤ 85. 0
の範囲を満足することを特徴とする中炭素鋼の薄スラブ連続銪造用モールドパゥ ダ一に係る。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 種々の研究及び検討を重ねた結果、 以下の知見を得た ： 前述のように、 超高速鎵造によって抜熱過多ゃ不均一が発生し、 表面割れ欠陥 と湯面変動による溶融パウダーの溶鋼への巻き込みが発生する問題がある。 錶片 表面割れの防止に関しても、 先述した通り、 モールドパウダーの結晶化に着目し ただけでは解決されないだけでなく、 ブレークアウトの発生を引き起こす。 そこ で、 次のような手段を講じることで解決できることを見出した。
スラグフィルムとモールドとの間で生成するエアーギヤップによって抜熱が調 整できる。 従って、 積極的にエア一ギャップを生成させることで抜熱が低下して 緩冷却が達成され、 凝固シェルが均一に生成され表面割れが発生しないことが判 明した。 エア一ギャップを積極的に生成させるには、 パウダースラグフィルム厚 みを制御させなければならなく、 従って、 モールドパウダーの粘度と消費量を制 御することが重要である。 従来の普通スラブ高速連錶では、 ブレークアウトの防 止の観点から潤滑性重視であつたが、 超高速錶造ではモールドパウダーの高粘度 化によってスラグフィルム厚みが薄く、 凝固シェル側のスラグフィルムは凝固シ エルに付着して落下するためエア一ギャップは生成される。 従って、 粘度を高い 方に設定することで抜熱が制御され、 且つスラグフィルムの莫厚も薄いため均一 になり抜熱も均一化される。 また、 中炭素鋼の場合には、 結晶化温度を制御する ことで、 上述のエアーギヤップと共にモールド内での抜熱を制御できる。
更に、 上述の観点から、 高粘度を指向すれば、 モールド内での溶融パウダーが 溶鋼中に巻き込まれにく くなり、 より有利になる。 また、 超高速鎵造下でのモー ルドと凝固シェルの間に発生する摩擦抵抗もスラグフィルムとモールド間に生成 するエア一ギャップによって緩和され、 ブレークァゥトゃ表面割れでもより有利 なることも判明した。
また、 高速铸造条件でのモールドパウダーの高粘度化は、 消費量が低下してブ レークアウトなどのように問題点を引き起こしていた。 しかしながら、 3 m/分 以上の超高速錶造で这、 高粘度化によるだけでは消費量の低下は少ないことが判 明した。 スラグフィルムの落下は凝固シェルの移動速度、 即ち、 銪造速度に影響 を受けると考えられている。 従って、 後述する程度の粘度値まで増加させても安 定して錶造できることも確認できた。
次に、 本発明のモールドパウダ一について詳述する。
本発明のモールドパウダーの C a O/ S i 02重量比は 0 . 5〜 1 . 2 0の範 囲が好ましい。 C a O/ S i 0 2重量比が 1 . 2 0を超えると結晶化温度が 1 2 0 o °cを超えて高くなり、 結晶相が増えて凝固シェルとパウダースラグフィルム の摩擦力が増大してブレークアウトが発生したり、 横割れが発生して鋼品質を劣 化させるために好ましくない。 また、 C a O/ S i 02重量比が 0 . 5未満であ ると、 モールドパウダーの結晶化温度の低下により結晶化傾向が著しく弱まり、 スラグフィルムの厚みが不均一になり、 抜熱も不均一になるので好ましくない。 なお、 中炭素鋼用のモールドパウダーにあっては、 C a〇/ S i 0 2重量比は 0 . 70〜1. 20の範囲が好ましい。 ここで、 CaO/S i 02重量比が 0. 70 未満となると、 結晶化温度が 1050°Cを下回るために、 スラグフィルムの結晶 化層が薄くなり、 抜熱が速過ぎるので錶片表面割れが発生し中炭素鋼用のモ一ル- ドパウダーとしては好ましくない。
滓化速度調整剤としての炭素粉は 0. 5〜5. 0重量％配合することが好まし い。 炭素粉の配合量が 0. 5重量％未満であると、 著しく滓化反応が早まり、 溶 融層厚みが過大となったりスラグベア一が生成したり、 操業上、 品質上共好まし くない。 また、 炭素粉の配合量が 5重量％を超えると、 逆に著しく滓化速度が遅 くなるために好ましくない。 なお、 炭素粉の配合量は、 より好ましくは 0. 5~ 4. 5重量％の範囲内である。
L i 2〇は介在物の吸収には欠かせない成分であることが判明した。 即ち、 薄 スラブ連銪のように、 超高速錡造になれば、 メニスカス流速が早くなければ再度 溶鋼中への巻き込まれる。 そのため、 介在物吸収速度をより速めることが重要で L i 20の活用が有効である。 L i20の含有量は、 1 ~ 7重量％の範囲内が好 ましい。 L i 20の含有量が 1重量％未満であると、 その配合効果が少ないため に好ましくなく、 また、 7重量％を超えると逆に結晶化傾向が弱まるために好ま しくない。
F含有量は、 モールドパウダーの結晶化を制御する上で非常に重要であるが、 多量の使用は、 結晶化温度が高くなり、 後述する結晶化温度が 1200°Cを超え てしまい好ましくない。 更には、 F含有量が 8. 0重量％より多くなると、 浸漬 ノズルの溶損を過大にしたり、 連錶機の腐食を促進したりと弊害も大きくなる。 従って、 F含有量は 0. 5〜8. 0重量％が好ましい。 また、 Fの配合量が 0. 5重量％未満となると結晶化傾向が弱まつたり、 表面張力が著しく増加し好まし くなく、 より好ましくは 1. 0〜6. 5重量％の範囲内である。
モールドパウダーの結晶化温度は、 モールド内での抜熱を制御する上で非常に 有用である。 しかし、 先述の如く 1200°Cを超える高結晶化温度に設定すれば 凝固シェルとスラグフィルム間での摩擦力が増大し、 横割れやブレークァゥトの 発生頻度が著しく高まり好ましくない。 また、 銪造中の湯面変動等の影響でスラ グベア一が生成し易く、 錶片品質の劣化や安定操業の面から好ましくなく、 結晶 化温度は 1 0 0 0 ~ 1 2 0 0 °Cが好ましい。 逆に、 1 0 0 o °c未満となると、 ス ラグフィルムと錡片の付着が激しくなり、 ロール間で圧着され錶片欠陥に繋がる ため好ましくなく、 より好ましくは 1 0 0 0〜 1 1 5 0 °Cの範囲である。
また、 中炭素鋼用のモールドパウダーにあっては、 結晶化温度は 1 0 5 0〜 1
2 0 0 °C、 より好ましくは 1 0 5 0〜 1 1 5 0 °Cの範囲内にあることが好ましい c ここで、 結晶化温度が 1 0 5 0 °C未満となると、 先述した高粘度化によるスラグ フィルムとモールド間でのエア一ギャップの生成が小さくなり錶片割れが発生す るために好ましくない。 また 1 2 0 0 °Cを超えると摩擦力が増大し、 割れゃブレ
—クァゥ卜の発生のおそれがあり好ましくない。
モールドパウダーの表面張力はパウダー性介在物の生成を防止する上で非常に 重要である。 特に、 3 . 0 m/分を超える超高速錶造である薄スラブ連続铸造で はモールド内メニスカスでの溶鋼流速が速く、 そのため溶鋼流によってパウダー スラグが削り取られ溶鋼中にバウダ一性介在物の生成が著しく、 コイル品質も大 きく劣化させてしまう。 また、 このメニスカス溶鋼によって浸漬ノズル近傍に渦 流が発生するためパウダースラグが巻き込まれ同様にコイル品質が劣化する。 従 つて、 コイル品質を改善するには、 パウダー性介在物を低減することが重要であ る。 表面張力が 2 5 0 d y n/ c m以上に設定すればパウダー性介在物による欠 陥が顕著に減少することが判明した。 従って、 モールドパウダーの表面張力を調 整することが重要で、 1 3 0 0 °Cの温度で 2 5 0 d y n/ c m以上を確保するこ とが重要である。 しかし、 表面張力が 5 0 0 d y n/ c mを超えるとブレークァ ゥトを予知する熱伝対温度がばらつき、 ブレークァゥト予知警報が誤動作する現 象が発生するため、 好ましくは 2 5 0〜5 0 0 d y n/ c mの範囲内である。 モールドパウダーの粘度は、 操業面、 品質面で重要である。 先述したように薄 スラブ連続銪造法では従来のスラブ連続铸造法では铸片割れが発生しない鋼種で も割れが発生し問題となっている。 従来のモールドパウダーは結晶化温度を高く 設定してモールド内での低抜熱を達成する方法が指向されていたが、 逆に錶片品 質を劣化させるだけでなく、 ブレークァゥ卜が発生したりと操業面でも不利であ つた。 安定操業に影響を及ぼさず、 且つモールド内で低抜熱を達成するにはスラ グフィルムとモールド間にエア一ギヤヅプを生成させることで達成されることが 判明した。 そのためにはスラグフィルム厚みを制御することが重要で、 粘度を調 整することで達成される。
従来の薄スラブ連続銃造用のモールドパウダーは、 安定操業を重視して消費量 を確保し、 潤滑性を重視したモールドパウダーが使用されている。 しかし、 本発 明のモールドパウダーは、 先述の如くスラグフィルム厚を制御して抜熱をコント ロールするため従来品よりも著しく粘度が高い。 本発明のモールドパウダーの 1 3 0 0 °Cでの粘度は、 1 . 5〜2 0ボイズ、 好ましくは 2〜2 0ボイズで、 より 好ましくは 2 . 5 ~ 2 0ボイズの範囲内である。 モールド内での抜熱を制御する には鎵造速度と粘性の関係に留意して設計することが重要である。 本発明者らは、 種々の検討を重ねた結果、 薄スラブ連続鎵造における鎵片品質と安定操業を両立 するためには、
6 . 0≤v · V≤ 1 0 0
の関係を満足する粘度を確保することが重要であることを見出した。 ここで、 は 1 3 0 0 °Cでのモールドパウダーの粘度で、 単位はボイズである。 Vは錶造速 度を示し、 単位は m/分である。
この範囲上限を超えると凝固シェルとモールド間で摩擦力が増大して錶片割れ が逆に発生したり、 ブレークアウトが発生し好ましくない。 逆に、 下限範囲を王 廻ると不均一流入を増大させ好ましくない。 従って、 上記式を満足させることが 重要である。
また、 本発明の中炭素鋼用のモールドパウダーにあっては、 薄スラブ連続錄造 における銪片品質と安定操業を両立するためには、
6 . 0≤ 7? ■ V≤ 8 5 . 0
の関係を満足する粘度を確保することが重要である。
また、 本発明のモールドパウダーには、 金属を添加して発熱型のモールドバウ ダ一とすることもできる。 この場合、 6重量％を超える量で添加すると、 滓化時 間が著しく遅くなり、 6重量％以下の量で使用することが好ましい。
一方、 粒径 5 mm未満が 9 0重量％以上の顆粒に造粒して使用することも できる。 粒径 1 . 5 mm未満の含有量が 9 0重量％未満となると、 モールドバウ ダ一の保温特性が著しく低下してディ ッケルゃスラグベア一が生成するために好 ましくない。
上記の顆粒品には押出造粒、 撹拌造粒、 流動造粒、 転動造粒、 噴霧スプレー造 粒などの一般的な造粒方法により顆粒状へ造粒できる。 更に、 バインダーも一般 的な澱粉などの有機系から水ガラスのような無機系のものまで幅広く使用するこ とができる。
以下に実施例を挙げて本発明の鋼の薄スラブ連続錶造用モールドパウダーを更 に説明する。
実施例 1
以下の表 1に本発明品及び比較品の配合割合、 化学組成及び物性値を示す。 こ れらの本発明品及び比較品について、 極低炭素鋼 （ULC；炭素含量： 30〜6 0 ppm) 、 低炭素鋼 （L C；炭素含量： 0. 04〜0. 06重量％) 、 中炭素 鋼 （MC；炭素含量： 0. 18重量％) 、 高炭素鋼 （HC；炭素含量： 0. 25 〜1重量％) にて各 5ないし 20チャージ使用し、 その結果を表 2記載する。 薄 スラブ連続銪造速度は 3. 0-8. 0 m/分で行い、 評価した。
表 1
Figure imgf000013_0001
表 1中、 本発明品 1、 2、 3、 4、 6、 7、 9、 10、 12〜 15及び比較品
1に使用した主原料には、 CaO/S i02重量比 = 1. 10の合成珪酸カルシ ゥムを使用し、 その他は C aO/S i 02重量比 = 1. 35の合成珪酸カルシゥ ムを使用した。 また、 表 1中のモールドパウダーには全て S i02質原料として ガラス粉、 珪藻土、 スポシュメンを使用した。 更に、 フラックス原料として N a
2C03、 L i2C03、 MnC〇3、 S rC〇3、 NaF、 Na3Al F6、 C a F
2、 A 1203、 M O L i F、 T i02、 Z r02、 B2〇3を表 1中に記載す る化学成分になるように調整及び配合してミキサーを用いて混合した。 なお、 全 てモールドパウダーとも、 カーボン源としてカーボンブラックとコ一クス粉を用 いて表 1に記載する化学成分となるように添加した。 また、 本発明品 9は、 金属
S iを 2. 8重量％、 本発明品 10は、 Ca— S i合金を 4. 4重量％添加し、 同様に混合したものである。 更に、 本発明品 7は、 混合したものに水 90重量％ と珪酸ソーダ 10重量％とからなる溶液を 20〜30重量％添加して泥漿を作成 してスプレー造粒し、 乾燥させた顆粒品である。 本発明品 8は、 混合したものに 水 95重量％とでんぷんのり 5重量％とからなる溶液 10 ~ 16重量％を添加し て撹拌造粒し、 乾燥させたものである。
表 2
使用したバウ 鋼 ¾ 錡造速度 ブレークアウト ピンホール 割れ パウダー性 ダ一の番号 発生指数 介在物
1 H.C 3.5 △ 〇 △ 〇
2 L,C 5.5 〇 〇 〇 〇
3 L.C 7.0 〇 〇 〇 〇 本 4 U.L.C 8.0 0 △ 〇 Δ
5 ,C 6.0 〇 〇 〇 Δ
6 U丄 C&LC 5.0 〇 〇 〇 〇 発 7 L,C 7.0 〇 〇 〇 〇
8 ,C 5.0 〇 〇 △ 〇
9 LC 6.0 〇 〇 〇 〇 明 10 ϋ丄 C&H.C 3.0 〇 〇 〇 〇
11 M,C 6.0 〇 Δ 〇 〇
12 L.C 4.0 〇 △ 〇 〇 口 13 U,L,C 5.0 Δ 〇 〇 〇
14 L.C 5.0 〇 〇 〇 〇
15 L.C 5.5 〇 〇 〇 比 1 L,( L,C 6.0 X X X X 較 2 M,C 4.0 X △ 厶 X 口口
0
表 2の使用結果について、 ブレークアウト発生は、 〇は発生せず、 △は 1回の み発生、 Xは 2回以上発生を示す。 パウダー性介在物発生は、 〇が不良率 0%、 △は〜 1%、 Xは 1%以上を示す。 ピンホール及び割れ発生は、 〇は発生せず、 △は 1個/ m2、 Xは 2個/ m2以上発生を示す。
実施例 2
以下の表 3に本発明品及び比較品の配合割合、 化学組成及び物性値を示す。 こ れらの本発明品及び比較品について、 亜包晶域中炭素鋼 （炭素含量： 0. 08〜 0. 1 5重量％) にて各 20ないし 4チャージ使用し、 その結果を表 4に記載す る。 薄スラブ連続銪造速度は 3. 0〜8. 0m/分で行い、 評価した。
Figure imgf000016_0001
表 3中、 本発明品 19, 20, 24及び 25に使用した主原料には、 CaO/
3 :102重量比= 1. 35の合成珪酸カルシウムを使用し、 その他は CaO/S
102重量比= 1. 10の合成珪酸カルシウムを使用した。 また、 表 3中のモ一 ルドパウダーには全て S i02質原料としてガラス粉、 珪藻土、 スポジュメンを 使用した。 更に、 フラックス原料として Na2C03、 L i2C03、 MnC03、
S r C0 N a F, Na3AlF6、 CaF2、 Al2〇3、 MgO、 L iF、 .T i02、 Z r02、 B 203を表 3中に記載する化学成分になるように調整及び配 合してミキサーを用いて混合した。 なお、 全てモールドパウダーとも、 カーボン 源として力一ボンブラックとコ一クス粉を用いて表 1に記載する化学成分となる ように添加した。 また、 本発明品 24は、 金属 S iを 2. 5重量％、 本発明品 2
5は、 Ca— S i合金を 4. 4重量％添加し、 同様に混合したものである。 更に、 本発明品 22は、 混合したものに水 90重量％と珪酸ソ一ダ 10重量％とからな る溶液を 20-30重量％を添加して泥漿を作成してスプレー造粒し、 乾燥させ た顆粒品である。 本発明品 24は、 混合したものに水 95重量％とでんぷんのり
5重量％とからなる溶液を 10〜16重量％添加して撹拌造粒し、 乾燥させたも のである。
表 4
使用したパゥ 錡造速度 ブレークァゥト ピンホール 割れ パウダー性 ダ一の番号 発生指数 介在物
16 5.0 〇 〇 厶 〇
17 7.5 〇 〇 〇 〇
18 4.5 〇 〇 〇 〇 本 19 4.0 〇 Δ 〇 〇
20 3.5 〇 〇 〇 〇
2 1 8.0 〇 〇 〇 Δ 発 22 5.0 〇 〇 〇 〇
23 4.0 Ο 〇 〇 0
24 3.0 〇 〇 △ 〇 明 25 3.5 〇 〇 〇 〇
26 6.0 〇 △ 〇 〇
27 5.0 〇 Δ 〇 〇 ρ口α 28 5.5 〇 △ 〇 〇
29 5.0 〇 〇 Δ 〇
30 6.0 〇 〇 〇 〇 比 3 5.0 X X X X 較 4 6.0 X X 厶 X 口
DD 5 4.5 X X X X 表 4の使用結果について、 ブレークアウト発生は、 〇は発生せず、 △は 1回の み発生、 Xは 2回以上発生を示す。 パウダー性介在物発生は、 〇が不良率 0 %、 △は〜 1 %、 Xは 1 %以上を示す。 ビンホール及び割れ発生は、 〇は発生せず、 △は 1個/ m 2、 Xは 2個/ m 2以上発生を示す。 産業上の利用の可能性
本発明によれば、 薄スラブ連錡機で銪造する際に、 銪片表面割れが発生せず、 モールド内でパウダースラグが巻き込まれにくく安定して錶造できるモールドパ ウダ一を提供することができるという効果を奏する。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 鎵造速度が 3 m/分以上である鋼の薄スラブ連続銪造法に使用するため の鋼の薄スラブ連続踌造用モールドパウダーにおいて、 CaO/S i 02重量比 が 0. 50〜1. 20の範囲内にあり、 アルカリ金属、 アルカリ土類金属及び他 の金属の酸化物、 炭酸塩及び弗化物からなる群から選択された 1種または 2種以 上及び 0. 5〜5重量％の炭素粉を含有してなり、 12〇含有量が1〜7重 量％の範囲内にあり、 F含有量が 0. 5〜8. 0重量％の範囲内にあり、 結晶化 温度が 1000〜 1200°Cの範囲内にあり、 1300°Cでの表面張力が 250 dyn/cm以上であり、 且つ 1300 °Cでの粘度 （ボイズ） が鎵造速度 V (m/分） の関係式：
6. 0≤ 7? · V≤ 100. 0
の範囲を満足することを特徴とする鋼の薄スラブ連続錶造用モールドパウダー。
2. 金属粉または合金粉を 6重量％以下の量で含有してなる、 請求項 1記載 の鋼の薄スラブ連続銪造用モールドパウダ一。
3. 粒径 1. 5 mm未満の粒子が 90重量％以上の顆粒である、 請求項 1ま たは 2記載の鋼の薄スラブ連続鍊造用モールドパウダー。
4. 錶造速度が 3 m/分以上である鋼の薄スラブ連続錶造法に使用するため の中炭素鋼の薄スラブ連続銪造用モールドパウダーにおいて、 CaO/S i02 重量比が 0. 70〜1. 20の範囲内にあり、 アルカリ金属、 アルカリ土類金属 及び他の金属の酸化物、 炭酸塩及び弗化物からなる群から選択された 1種または 2種以上及び 0. 5〜5重量％の炭素粉を含有してなり、 L i20含有量が 1〜 7重量％の範囲内にあり、 F含有量が 0. 5〜8. 0重量％の範囲内にあり、 結 晶化温度が 1050〜1200°Cの範囲内にあり、 1300°Cでの表面張力が 2 50 dyn/cm以上であり、 且つ 1300 °Cでの粘度 r? (ボイズ） が錶造速度 V (m/分） の関係式：
6. 0≤ 7? ■ V≤ 85. 0
の範囲を満足することを特徴とする中炭素鋼の薄スラブ連続錶造用モールドパゥ ダー。
5. 中炭素鋼の炭素含有量が 0. 08〜0. 18重量％の範囲内である、 請 求項 4記載の中炭素鋼の薄スラブ連続錶造用モールドパゥダ一。
6. 金属粉または合金粉を 6重量％以下の量で含有してなる、 請求項 4また は 5記載の中炭素鋼の薄スラブ連続錡造用モールドパウダー。
7. 粒径 1. 5 mm未満の粒子が 90重量％以上の顆粒である、 請求項 4な いし 6のいずれか 1項記載の中炭素鋼の薄スラブ連続銪造用モールドパウダー。
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