JP2000126852A - 鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 - Google Patents
鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、中心近傍の粗い粒状晶とそれを取
り囲む粗い柱状晶を、共に微細な等軸晶にできる鋼の連
続鋳造方法およびそれを用いて鋳造した連続鋳造鋳片に
関す提供する。 【解決手段】 鋼の連続鋳造用タンディッシュ、或いは
取鍋において、プラズマ加熱装置の作動ガスを用いてＣ
を含有させたＭｇＯフラックスを溶鋼表面に吹き付け、
或いはプラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガスを含有
させ、この作動ガスを用いてＭｇＯフラックスを溶鋼表
面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連続鋳造す
る。
り囲む粗い柱状晶を、共に微細な等軸晶にできる鋼の連
続鋳造方法およびそれを用いて鋳造した連続鋳造鋳片に
関す提供する。 【解決手段】 鋼の連続鋳造用タンディッシュ、或いは
取鍋において、プラズマ加熱装置の作動ガスを用いてＣ
を含有させたＭｇＯフラックスを溶鋼表面に吹き付け、
或いはプラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガスを含有
させ、この作動ガスを用いてＭｇＯフラックスを溶鋼表
面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連続鋳造す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】通常の連続鋳造鋳片の横断面
には、中心にポロシティを伴う最終凝固部を取り囲むよ
うに配された中心近傍の粗い粒状晶部と、粗い粒状晶部
を取り囲む粗い柱状晶部とが観察される。この粗い粒状
晶と粗い柱状晶とを微細な等軸晶にすることができれ
ば、例えばスラブを薄板にした際には成形加工性が顕著
に優れた薄板になり、また例えば厚板にした際には低温
靱性に優れた厚板となる。本発明は、この粗い粒状晶と
柱状晶を微細な等軸晶にできる溶鋼の連続鋳造方法およ
びそれを用いて鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳
造鋳片に関するものである。
には、中心にポロシティを伴う最終凝固部を取り囲むよ
うに配された中心近傍の粗い粒状晶部と、粗い粒状晶部
を取り囲む粗い柱状晶部とが観察される。この粗い粒状
晶と粗い柱状晶とを微細な等軸晶にすることができれ
ば、例えばスラブを薄板にした際には成形加工性が顕著
に優れた薄板になり、また例えば厚板にした際には低温
靱性に優れた厚板となる。本発明は、この粗い粒状晶と
柱状晶を微細な等軸晶にできる溶鋼の連続鋳造方法およ
びそれを用いて鋳造した微細な凝固組織を有する連続鋳
造鋳片に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】「鉄鋼便覧第３版 II 製銑・製鋼」ｐ．
６５３には、等軸晶は溶鋼過熱度が低いと増加すること
から、等軸晶化には低温鋳造が有効であることが示され
ている。また、特開昭５０−２３３３８号公報には、誘
導電磁攪拌装置を用いて、凝固界面近傍の溶鋼に一方向
の旋回流を与え、柱状デンドライトを分断することによ
り柱状晶を等軸晶にする技術が記載されている。現状、
凝固組織の等軸晶化には上記２つの技術が最も効果的で
あるとされており、これら技術は単独で、又は、組み合
わせて使用することにより凝固組織をある程度等軸晶化
し、鋳片の中心偏析低減に効果を発揮している。
６５３には、等軸晶は溶鋼過熱度が低いと増加すること
から、等軸晶化には低温鋳造が有効であることが示され
ている。また、特開昭５０−２３３３８号公報には、誘
導電磁攪拌装置を用いて、凝固界面近傍の溶鋼に一方向
の旋回流を与え、柱状デンドライトを分断することによ
り柱状晶を等軸晶にする技術が記載されている。現状、
凝固組織の等軸晶化には上記２つの技術が最も効果的で
あるとされており、これら技術は単独で、又は、組み合
わせて使用することにより凝固組織をある程度等軸晶化
し、鋳片の中心偏析低減に効果を発揮している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、低温鋳
造では、溶融金属の過熱度を液相線に近い温度にし、こ
れを浸漬ノズルから鋳型内に注入する必要があるため、
浸漬ノズルの閉塞や鋳型内でのディッケル生成等の凝固
異常を招く場合がある。このため、現状の連続鋳造では
注入する溶融金属の過熱度は２０〜３０Ｋ程度を採用し
ており、このような温度条件では薄板の成形加工性や厚
板の低温靱性を改善できる程の微細等軸晶化は達成され
ていない。また、誘導電磁攪拌を用いる方法について
も、材質が改善できるまでの十分な微細等軸晶が安定し
て得られているわけではなく、例えば等軸晶が生成し難
いＣ含有率が０．１％以下の溶鋼に対しては、柱状晶を
十分に等軸晶化することは難しい。
造では、溶融金属の過熱度を液相線に近い温度にし、こ
れを浸漬ノズルから鋳型内に注入する必要があるため、
浸漬ノズルの閉塞や鋳型内でのディッケル生成等の凝固
異常を招く場合がある。このため、現状の連続鋳造では
注入する溶融金属の過熱度は２０〜３０Ｋ程度を採用し
ており、このような温度条件では薄板の成形加工性や厚
板の低温靱性を改善できる程の微細等軸晶化は達成され
ていない。また、誘導電磁攪拌を用いる方法について
も、材質が改善できるまでの十分な微細等軸晶が安定し
て得られているわけではなく、例えば等軸晶が生成し難
いＣ含有率が０．１％以下の溶鋼に対しては、柱状晶を
十分に等軸晶化することは難しい。
【０００４】本発明は、このような現状を鑑み、中心近
傍の粗い粒状晶とそれを取り囲む粗い柱状晶を、共に微
細な等軸晶にできる連続鋳造方法およびそれを用いて鋳
造した微細な凝固組織を有する連続鋳造鋳片の提供を課
題としている。
傍の粗い粒状晶とそれを取り囲む粗い柱状晶を、共に微
細な等軸晶にできる連続鋳造方法およびそれを用いて鋳
造した微細な凝固組織を有する連続鋳造鋳片の提供を課
題としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、（１）プラズ
マ加熱装置の作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯフ
ラックスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶
鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法で
ある。また、（２）プラズマ加熱装置の作動ガス中に水
素ガスを含有させ、該作動ガスを用いてＭｇＯフラック
スを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連
続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法である。
また、（３）プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガス
を含有させ、該作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯ
フラックスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた
溶鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法
である。また、（４）鋼の連続鋳造用タンディッシュに
おいて、プラズマ加熱装置の作動ガスを用いてＣを含有
させたＭｇＯフラックスを溶鋼表面に吹き付け、これに
より得られた溶鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の
連続鋳造方法である。また、（５）鋼の連続鋳造用タン
ディッシュにおいて、プラズマ加熱装置の作動ガス中に
水素ガスを含有させ、該作動ガスを用いてＭｇＯフラッ
クスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を
連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法であ
る。また、（６）鋼の連続鋳造用タンディッシュにおい
て、プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガスを含有さ
せ、該作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯフラック
スを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連
続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法である。
また、（７）（１）から（６）の何れか１項に記載の連
続鋳造方法により凝固組織を超微細化したことを特徴と
する連続鋳造鋳片である。本発明における％表示は、す
べて重量％を意味する。
マ加熱装置の作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯフ
ラックスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶
鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法で
ある。また、（２）プラズマ加熱装置の作動ガス中に水
素ガスを含有させ、該作動ガスを用いてＭｇＯフラック
スを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連
続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法である。
また、（３）プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガス
を含有させ、該作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯ
フラックスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた
溶鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法
である。また、（４）鋼の連続鋳造用タンディッシュに
おいて、プラズマ加熱装置の作動ガスを用いてＣを含有
させたＭｇＯフラックスを溶鋼表面に吹き付け、これに
より得られた溶鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の
連続鋳造方法である。また、（５）鋼の連続鋳造用タン
ディッシュにおいて、プラズマ加熱装置の作動ガス中に
水素ガスを含有させ、該作動ガスを用いてＭｇＯフラッ
クスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を
連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法であ
る。また、（６）鋼の連続鋳造用タンディッシュにおい
て、プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガスを含有さ
せ、該作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯフラック
スを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連
続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法である。
また、（７）（１）から（６）の何れか１項に記載の連
続鋳造方法により凝固組織を超微細化したことを特徴と
する連続鋳造鋳片である。本発明における％表示は、す
べて重量％を意味する。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明の基本思想は、微細な酸化
物を溶鋼中に分散させ、これを等軸晶の核として鋳片内
部に微細な等軸晶を生成させることにある。
物を溶鋼中に分散させ、これを等軸晶の核として鋳片内
部に微細な等軸晶を生成させることにある。
【０００７】この基本思想を実現するためには、鋳型内
の溶鋼中に等軸晶の核となり得る微細な酸化物を均一に
分散させることが重要となる。Ａｌ脱酸溶鋼には多数の
Ａｌ 2Ｏ3系介在物が存在するが、この介在物は極めて凝
集・合体し易く粗大な酸化物となるため、等軸晶の核と
して有効には作用しない。これに対し、本発明者らは、
溶鋼中にＭｇを添加し、Ａｌ2Ｏ3系介在物をＭｇＯ、或
いはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質することにより、微細な酸
化物を溶鋼中に均一に分散できること、さらにこれら酸
化物が等軸晶生成の核になり易いことを実験的に見いだ
した。しかしながら、Ｍｇは蒸気圧の高い元素であり、
溶鋼中に添加しても蒸発によるロスが大きく、さらに酸
素との親和力が強く溶鋼−大気界面では容易に酸化され
るため、実機の連続鋳造では安定してＡｌ2Ｏ3系介在物
の改質効果が得られなかった。
の溶鋼中に等軸晶の核となり得る微細な酸化物を均一に
分散させることが重要となる。Ａｌ脱酸溶鋼には多数の
Ａｌ 2Ｏ3系介在物が存在するが、この介在物は極めて凝
集・合体し易く粗大な酸化物となるため、等軸晶の核と
して有効には作用しない。これに対し、本発明者らは、
溶鋼中にＭｇを添加し、Ａｌ2Ｏ3系介在物をＭｇＯ、或
いはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質することにより、微細な酸
化物を溶鋼中に均一に分散できること、さらにこれら酸
化物が等軸晶生成の核になり易いことを実験的に見いだ
した。しかしながら、Ｍｇは蒸気圧の高い元素であり、
溶鋼中に添加しても蒸発によるロスが大きく、さらに酸
素との親和力が強く溶鋼−大気界面では容易に酸化され
るため、実機の連続鋳造では安定してＡｌ2Ｏ3系介在物
の改質効果が得られなかった。
【０００８】本発明者等は、安定して溶鋼中のＡｌ2Ｏ3
系介在物を改質でき、ＭｇＯ、或いはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3
の微細な酸化物を溶鋼中に均一に分散できるＭｇの添加
方法として、従来のＭｇ金属、Ｍｇ合金およびＭｇ含有
ワイヤーによる添加とは全く異なる、プラズマ加熱装置
の作動ガスを用いてＭｇＯとＣからなるフラックスを溶
鋼中に吹き付ける、或いはプラズマ加熱装置の作動ガス
中に水素ガスを含有させ、この作動ガスを用いてＭｇＯ
フラックスを溶鋼中に吹き付ける新たな方法を発案し
た。図１にタンディッシュプラズマ加熱装置及び本発明
の実施形態を示す。プラズマ加熱装置はプラズマトーチ
１とタンディッシュ２内の溶鋼３を対極として、その間
に直流電流を生起させ、発生した熱を溶鋼３の昇温に利
用するものである。このプラズマ加熱装置の作動ガス４
を利用してＭｇＯフラックス５を溶鋼表面６に吹き付け
ると、作動ガス４は高温に加熱され体積膨張するため、
ＭｇＯフラックス５は高温・高速で溶鋼３内部まで侵入
させることができる。その結果、ＭｇＯフラックス５は
溶鋼３中のＡｌ2Ｏ3系介在物を効率的に改質して、Ｍｇ
Ｏ・Ａｌ2Ｏ3とすることができる。さらに、Ｃを含有す
るＭｇＯフラックス５の場合、（１）式で示すようにＭ
ｇＯの一部は高温の作動ガス４中でＣにより還元さ
れ、、また作動ガス中に水素ガスを含有させた場合、
（２）式で示すようにＭｇＯの一部は高温の作動ガス中
で水素により還元され、何れも活性度の高いＭｇ蒸気と
なり、ＭｇＯフラックス５に随伴して溶鋼中に吸収され
るため、ＭｇＯフラックス５だけの吹き付けに比べてＡ
ｌ2Ｏ3系介在物の改質能は格段に向上する。
系介在物を改質でき、ＭｇＯ、或いはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3
の微細な酸化物を溶鋼中に均一に分散できるＭｇの添加
方法として、従来のＭｇ金属、Ｍｇ合金およびＭｇ含有
ワイヤーによる添加とは全く異なる、プラズマ加熱装置
の作動ガスを用いてＭｇＯとＣからなるフラックスを溶
鋼中に吹き付ける、或いはプラズマ加熱装置の作動ガス
中に水素ガスを含有させ、この作動ガスを用いてＭｇＯ
フラックスを溶鋼中に吹き付ける新たな方法を発案し
た。図１にタンディッシュプラズマ加熱装置及び本発明
の実施形態を示す。プラズマ加熱装置はプラズマトーチ
１とタンディッシュ２内の溶鋼３を対極として、その間
に直流電流を生起させ、発生した熱を溶鋼３の昇温に利
用するものである。このプラズマ加熱装置の作動ガス４
を利用してＭｇＯフラックス５を溶鋼表面６に吹き付け
ると、作動ガス４は高温に加熱され体積膨張するため、
ＭｇＯフラックス５は高温・高速で溶鋼３内部まで侵入
させることができる。その結果、ＭｇＯフラックス５は
溶鋼３中のＡｌ2Ｏ3系介在物を効率的に改質して、Ｍｇ
Ｏ・Ａｌ2Ｏ3とすることができる。さらに、Ｃを含有す
るＭｇＯフラックス５の場合、（１）式で示すようにＭ
ｇＯの一部は高温の作動ガス４中でＣにより還元さ
れ、、また作動ガス中に水素ガスを含有させた場合、
（２）式で示すようにＭｇＯの一部は高温の作動ガス中
で水素により還元され、何れも活性度の高いＭｇ蒸気と
なり、ＭｇＯフラックス５に随伴して溶鋼中に吸収され
るため、ＭｇＯフラックス５だけの吹き付けに比べてＡ
ｌ2Ｏ3系介在物の改質能は格段に向上する。
【０００９】 ＭｇＯ＋Ｃ＝Ｍｇ（ガス）＋ＣＯ（ガス） （１） ＭｇＯ＋Ｈ2＝Ｍｇ（ガス）＋Ｈ2Ｏ（ガス） （２） したがって、本発明により、Ａｌ2Ｏ3系介在物の改質能
を向上させることができるため、等軸晶の核となる微細
なＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を溶鋼中に多量に分散
させることができ、その結果として鋳片の凝固組織を微
細化できる。
を向上させることができるため、等軸晶の核となる微細
なＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を溶鋼中に多量に分散
させることができ、その結果として鋳片の凝固組織を微
細化できる。
【００１０】本発明のＭｇＯフラックスはＭｇＯを主成
分とするものであれば良く、その他の成分としてＡｌ2
Ｏ3、ＺｒＯ2、ＣａＯ等の安定な酸化物が含まれても本
発明の効果は損なわれないが、ＭｎＯやＳｉＯ2等の低
級酸化物は溶鋼中のＡｌと反応し、Ａｌ2Ｏ3系介在物を
生成するため、低級酸化物の総含有率は１０％以下にす
ることが好ましい。また、本発明は極めて高いＡｌ2Ｏ3
改質能を有するため、ＭｇＯフラックス全部を（１）式
または（２）式によりＭｇ蒸気にする必要がないため、
ＭｇＯ量と等モルよりも小さいＣ含有率または水素含有
率で良い。本発明者等の知見では、Ｃを含有させる場
合、ＭｇＯフラックス中のＭｇＯ量に対して重量％で２
％以上、水素ガスを含有させる場合、作動ガス流量に対
して０．１％以上含有すれば十分な凝固組織の微細化効
果が得られた。
分とするものであれば良く、その他の成分としてＡｌ2
Ｏ3、ＺｒＯ2、ＣａＯ等の安定な酸化物が含まれても本
発明の効果は損なわれないが、ＭｎＯやＳｉＯ2等の低
級酸化物は溶鋼中のＡｌと反応し、Ａｌ2Ｏ3系介在物を
生成するため、低級酸化物の総含有率は１０％以下にす
ることが好ましい。また、本発明は極めて高いＡｌ2Ｏ3
改質能を有するため、ＭｇＯフラックス全部を（１）式
または（２）式によりＭｇ蒸気にする必要がないため、
ＭｇＯ量と等モルよりも小さいＣ含有率または水素含有
率で良い。本発明者等の知見では、Ｃを含有させる場
合、ＭｇＯフラックス中のＭｇＯ量に対して重量％で２
％以上、水素ガスを含有させる場合、作動ガス流量に対
して０．１％以上含有すれば十分な凝固組織の微細化効
果が得られた。
【００１１】ＭｇＯフラックスの添加量は、（１）式ま
たは（２）式により生成するＭｇガス量や改質するアル
ミナ系介在物量により変化するため、一概に規定できる
ものではないが、１００ｇ／ｍｉｎから１０ｋｇ／ｍｉ
ｎの範囲にすることが好ましい。１００ｇ／ｍｉｎ未満
では、溶鋼中のＭｇＯ、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3量が少なすぎ
るため、１０ｋｇ／ｍｉｎ超では、ＭｇＯ、ＭｇＯ・Ａ
ｌ2Ｏ3量が多くなりすぎ、これら酸化物が凝集・合体に
より粗大化するため、凝固組織微細化の効果が低下す
る。
たは（２）式により生成するＭｇガス量や改質するアル
ミナ系介在物量により変化するため、一概に規定できる
ものではないが、１００ｇ／ｍｉｎから１０ｋｇ／ｍｉ
ｎの範囲にすることが好ましい。１００ｇ／ｍｉｎ未満
では、溶鋼中のＭｇＯ、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3量が少なすぎ
るため、１０ｋｇ／ｍｉｎ超では、ＭｇＯ、ＭｇＯ・Ａ
ｌ2Ｏ3量が多くなりすぎ、これら酸化物が凝集・合体に
より粗大化するため、凝固組織微細化の効果が低下す
る。
【００１２】本発明に関する上記説明はタンディッシュ
を想定しているが、タンディッシュ以外、例えば取鍋等
で本発明を実施しても、十分な凝固組織の微細化効果を
得ることができる。ＭｇＯフラックス５の作動ガス４中
への混合方法は、図１に示すようにＭｇＯフラックス５
をホッパー７から事前に作動ガス４中に混合してから溶
鋼表面６に吹き付ける方式以外に、図２に示すようにホ
ッパー７からＭｇＯフラックスをプラズマトーチ１から
吹き出した作動ガス４中に直接混合する方法でも良い。
また、使用するプラズマ装置もここで説明した移行型で
ある必要はなく、非移行型で本発明を実施しても、十分
な効果が得られる。さらに、本発明は、上記説明からも
分かるように、スラブへの適用に限られたものではな
く、ブルームやビレットに適用しても、十分な凝固組織
の微細化効果が得られる。なお、加熱用プラズマトーチ
の作動ガスとしてはＡｒが一般的であるが、これに限定
されるものではなく、プラズマ状態を生じさせるもので
あれば良く、例えば溶鋼中へのＮピックアップが問題に
ならない鋼種であればＮ2ガスを用いても良い。
を想定しているが、タンディッシュ以外、例えば取鍋等
で本発明を実施しても、十分な凝固組織の微細化効果を
得ることができる。ＭｇＯフラックス５の作動ガス４中
への混合方法は、図１に示すようにＭｇＯフラックス５
をホッパー７から事前に作動ガス４中に混合してから溶
鋼表面６に吹き付ける方式以外に、図２に示すようにホ
ッパー７からＭｇＯフラックスをプラズマトーチ１から
吹き出した作動ガス４中に直接混合する方法でも良い。
また、使用するプラズマ装置もここで説明した移行型で
ある必要はなく、非移行型で本発明を実施しても、十分
な効果が得られる。さらに、本発明は、上記説明からも
分かるように、スラブへの適用に限られたものではな
く、ブルームやビレットに適用しても、十分な凝固組織
の微細化効果が得られる。なお、加熱用プラズマトーチ
の作動ガスとしてはＡｒが一般的であるが、これに限定
されるものではなく、プラズマ状態を生じさせるもので
あれば良く、例えば溶鋼中へのＮピックアップが問題に
ならない鋼種であればＮ2ガスを用いても良い。
【００１３】
【実施例】以下に、実施例及び比較例を挙げて、本発明
について説明する。
について説明する。
【００１４】（実施例１）容量５０ｔのタンディッシュ
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００１５】タンディッシュでは出力２．０ＭＷの直流
移行型プラズマトーチを用いて、１０％Ｃ含有ＭｇＯフ
ラックスを１ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。プラ
ズマトーチの作動ガスはＡｒガスで、その流量は２００
０リットル／ｍｉｎである。本発明の方法で得られた鋳
片を調査したところ、鋳片横断面の平均結晶粒径は１．
３ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織が微細等軸晶化され
ていた。なお、平均結晶粒径は結晶粒の長径ａと短径ｂ
から式「２（ａ・ｂ）0.5」によって求めた。
移行型プラズマトーチを用いて、１０％Ｃ含有ＭｇＯフ
ラックスを１ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。プラ
ズマトーチの作動ガスはＡｒガスで、その流量は２００
０リットル／ｍｉｎである。本発明の方法で得られた鋳
片を調査したところ、鋳片横断面の平均結晶粒径は１．
３ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織が微細等軸晶化され
ていた。なお、平均結晶粒径は結晶粒の長径ａと短径ｂ
から式「２（ａ・ｂ）0.5」によって求めた。
【００１６】（実施例２）容量５０ｔのタンディッシュ
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００１７】タンディッシュでは出力２．０ＭＷの直流
移行型プラズマトーチを用いて、ＭｇＯフラックスを１
ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。
移行型プラズマトーチを用いて、ＭｇＯフラックスを１
ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。
【００１８】プラズマトーチの作動ガスはＡｒガス中に
水素を２％含有させたもので、その流量は２０００リッ
トル／ｍｉｎである。本発明の方法で得られた鋳片を調
査したところ、鋳片横断面の平均結晶粒径は１．３ｍｍ
であり、鋳片全面の凝固組織が微細等軸晶化されてい
た。
水素を２％含有させたもので、その流量は２０００リッ
トル／ｍｉｎである。本発明の方法で得られた鋳片を調
査したところ、鋳片横断面の平均結晶粒径は１．３ｍｍ
であり、鋳片全面の凝固組織が微細等軸晶化されてい
た。
【００１９】（実施例３）容量５０ｔのタンディッシュ
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００２０】タンディッシュでは出力２．０ＭＷの直流
移行型プラズマトーチを用いて、ＭｇＯフラックスを２
ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。プラズマトーチの
作動ガスはＡｒガス中に水素を５％含有させたもので、
その流量は２０００リットル／ｍｉｎである。本発明の
方法で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断面の平
均結晶粒径は０．６ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織が
微細等軸晶化されていた。
移行型プラズマトーチを用いて、ＭｇＯフラックスを２
ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。プラズマトーチの
作動ガスはＡｒガス中に水素を５％含有させたもので、
その流量は２０００リットル／ｍｉｎである。本発明の
方法で得られた鋳片を調査したところ、鋳片横断面の平
均結晶粒径は０．６ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織が
微細等軸晶化されていた。
【００２１】（比較例１）容量５０ｔのタンディッシュ
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
を用いて、温度１５５０℃、炭素濃度０．１％のＡｌ脱
酸溶鋼を鋳型内に注入し、厚み２５０ｍｍ×幅１５００
ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００２２】タンディッシュでは出力２．０ＭＷの直流
移行型プラズマトーチを用いて、加熱は実施したが、Ｍ
ｇＯフラックスの添加は実施しなかった。本鋳造で得ら
れた鋳片を調査したところ、鋳片横断面の平均結晶粒径
は４．０ｍｍであり、鋳片の凝固組織は微細化されなか
った。
移行型プラズマトーチを用いて、加熱は実施したが、Ｍ
ｇＯフラックスの添加は実施しなかった。本鋳造で得ら
れた鋳片を調査したところ、鋳片横断面の平均結晶粒径
は４．０ｍｍであり、鋳片の凝固組織は微細化されなか
った。
【００２３】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明による
と、鋳片表層と鋳片内部の凝固組織を、共に微細に等軸
晶化した連続鋳造鋳片を製造することができるため、薄
板では成形加工性に、厚板では低温靱性に優れた材料を
製造することが可能となる。
と、鋳片表層と鋳片内部の凝固組織を、共に微細に等軸
晶化した連続鋳造鋳片を製造することができるため、薄
板では成形加工性に、厚板では低温靱性に優れた材料を
製造することが可能となる。
【図１】タンディッシュプラズマ加熱装置及び本発明の
実施形態を示す図。
実施形態を示す図。
【図２】Ｃ含有ＭｇＯフラックスをプラズマトーチから
吹き出した作動ガス中に直接混合する本発明の実施形態
を示す図。
吹き出した作動ガス中に直接混合する本発明の実施形態
を示す図。
１・・・プラズマトーチ ２・・・タンディッシュ ３・・・溶鋼 ４・・・作動ガス ５・・・ＭｇＯフラックス ６・・・溶鋼表面 ７・・・ホッパー ８・・・取鍋
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 長谷川 一 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 Ｆターム(参考） 4E004 JA05 JA10 MB14 NC04
Claims (8)
- 【請求項１】 プラズマ加熱装置の作動ガスを用いてＣ
を含有させたＭｇＯフラックスを溶鋼表面に吹き付け、
これにより得られた溶鋼を連続鋳造することを特徴とす
る鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項２】 プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガ
スを含有させ、該作動ガスを用いてＭｇＯフラックスを
溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連続鋳
造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項３】 プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガ
スを含有させ、該作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇ
Ｏフラックスを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られ
た溶鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方
法。 - 【請求項４】 鋼の連続鋳造用タンディッシュにおい
て、プラズマ加熱装置の作動ガスを用いてＣを含有させ
たＭｇＯフラックスを溶鋼表面に吹き付け、これにより
得られた溶鋼を連続鋳造することを特徴とする鋼の連続
鋳造方法。 - 【請求項５】 鋼の連続鋳造用タンディッシュにおい
て、プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガスを含有さ
せ、該作動ガスを用いてＭｇＯフラックスを溶鋼表面に
吹き付け、これにより得られた溶鋼を連続鋳造すること
を特徴とする鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項６】 鋼の連続鋳造用タンディッシュにおい
て、プラズマ加熱装置の作動ガス中に水素ガスを含有さ
せ、該作動ガスを用いてＣを含有させたＭｇＯフラック
スを溶鋼表面に吹き付け、これにより得られた溶鋼を連
続鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項７】 請求項１乃至６の何れか１項に記載の連
続鋳造方法により凝固組織を微細化したことを特徴とす
る連続鋳造鋳片。 - 【請求項８】 請求項１乃至６の何れか１項に記載の連
続鋳造方法により鋳片断面の平均等軸晶粒径で０．５〜
３．０ｍｍの微細な凝固組織にしたことを特徴とする連
続鋳造鋳片。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11001681A JP2000126852A (ja) | 1998-08-21 | 1999-01-07 | 鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-235085 | 1998-08-21 | ||
| JP23508598 | 1998-08-21 | ||
| JP11001681A JP2000126852A (ja) | 1998-08-21 | 1999-01-07 | 鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000126852A true JP2000126852A (ja) | 2000-05-09 |
Family
ID=26334953
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11001681A Withdrawn JP2000126852A (ja) | 1998-08-21 | 1999-01-07 | 鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000126852A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101239427B1 (ko) * | 2010-07-27 | 2013-03-06 | 주식회사 포스코 | 턴디쉬 플럭스 투입 장치 |
| CN117683968A (zh) * | 2024-02-02 | 2024-03-12 | 北京科技大学 | 一种中间包等离子体加热脱硫的方法 |
-
1999
- 1999-01-07 JP JP11001681A patent/JP2000126852A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101239427B1 (ko) * | 2010-07-27 | 2013-03-06 | 주식회사 포스코 | 턴디쉬 플럭스 투입 장치 |
| CN117683968A (zh) * | 2024-02-02 | 2024-03-12 | 北京科技大学 | 一种中间包等离子体加热脱硫的方法 |
| CN117683968B (zh) * | 2024-02-02 | 2024-04-23 | 北京科技大学 | 一种中间包等离子体加热脱硫的方法 |
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