JP3317258B2 - 高Ｍｎ丸断面鋳片の連続鋳造用モールドパウダ - Google Patents
高Ｍｎ丸断面鋳片の連続鋳造用モールドパウダInfo
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、丸断面鋳片の連続
鋳造に際し、特に表皮直下に発生する気泡性欠陥の少な
い高品質な鋳片を得ることを可能とする高Mn丸断面鋳片
の連続鋳造用モールドパウダとそれを使用した連続鋳造
方法に関する。
鋳造に際し、特に表皮直下に発生する気泡性欠陥の少な
い高品質な鋳片を得ることを可能とする高Mn丸断面鋳片
の連続鋳造用モールドパウダとそれを使用した連続鋳造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼の連続鋳造においては、浸漬ノズルか
らモールド内へ注入された溶鋼表面にモールドパウダを
添加する。通常、このモールドパウダは、複数種類の酸
化物や炭素材等の粉末を混合、あるいは混合後、顆粒状
に成形したものが使用される。
らモールド内へ注入された溶鋼表面にモールドパウダを
添加する。通常、このモールドパウダは、複数種類の酸
化物や炭素材等の粉末を混合、あるいは混合後、顆粒状
に成形したものが使用される。
【０００３】鋳型内に投入されたモールドパウダは、以
下に挙げる役割を担う。 (1) 溶鋼の保温および酸化防止、 (2) 溶鋼中の気泡および介在物の吸収、 (3) 鋳型内壁と凝固殻との潤滑性の確保、 (4) 鋳型内壁と凝固殻との間隙の熱伝導度の調整。
下に挙げる役割を担う。 (1) 溶鋼の保温および酸化防止、 (2) 溶鋼中の気泡および介在物の吸収、 (3) 鋳型内壁と凝固殻との潤滑性の確保、 (4) 鋳型内壁と凝固殻との間隙の熱伝導度の調整。
【０００４】このような役割の達成のため、鋳造条件に
応じてモールドパウダの組成が検討され、溶融・滓化速
度、溶融時の粘度および凝固温度、そして凝固後の結晶
化率等の特性が調整される。
応じてモールドパウダの組成が検討され、溶融・滓化速
度、溶融時の粘度および凝固温度、そして凝固後の結晶
化率等の特性が調整される。
【０００５】丸断面鋳片の連続鋳造の場合には、凝固シ
ェルが円環状であるがゆえにバルジング (溶鋼静圧によ
る膨張) が少ないから、断面矩形鋳片の場合と比較し
て、凝固シェルのモールド壁への密着性が劣る。ゆえ
に、モールド壁と凝固シェルとの間隙に流入した溶融パ
ウダが過度に結晶化した場合には、パウダフィルム中の
ガラス質が不足し、モールド壁と凝固シェル間隙への充
填性が失われるのでモールド壁と凝固シェルとの間に多
くの空隙を生じる。上記の理由により丸断面鋳片の連続
鋳造に供されるパウダは、溶融してモールド・シェル間
隙に流入した後、凝固するに際し結晶化の度合いが過度
であってはならない。結晶化が過度であるとモールド・
シェル間に多くの空隙が生じ、その空隙生成部位のモー
ルド冷却能が局部的に著しく低下するため、鋳片の凝固
が不均一となり縦割れ等の表面欠陥が発生するからであ
る。
ェルが円環状であるがゆえにバルジング (溶鋼静圧によ
る膨張) が少ないから、断面矩形鋳片の場合と比較し
て、凝固シェルのモールド壁への密着性が劣る。ゆえ
に、モールド壁と凝固シェルとの間隙に流入した溶融パ
ウダが過度に結晶化した場合には、パウダフィルム中の
ガラス質が不足し、モールド壁と凝固シェル間隙への充
填性が失われるのでモールド壁と凝固シェルとの間に多
くの空隙を生じる。上記の理由により丸断面鋳片の連続
鋳造に供されるパウダは、溶融してモールド・シェル間
隙に流入した後、凝固するに際し結晶化の度合いが過度
であってはならない。結晶化が過度であるとモールド・
シェル間に多くの空隙が生じ、その空隙生成部位のモー
ルド冷却能が局部的に著しく低下するため、鋳片の凝固
が不均一となり縦割れ等の表面欠陥が発生するからであ
る。
【０００６】これらの事情により、従来、例えばCAMP I
SIJ VOL.8(1995)-1013や特開平７−214263号公報、特開
平８−25008 号公報に示されているように、丸断面鋳片
の連続鋳造には、CaO*とSiO2との重量比CaO*/SiO2(以
下、塩基度) を0.9 以下に制限することによって、溶融
パウダの凝固時の結晶化を抑制する化学組成のモールド
パウダが適用されてきた。なお、上記のCaO*は総CaのCa
O 換算重量である。
SIJ VOL.8(1995)-1013や特開平７−214263号公報、特開
平８−25008 号公報に示されているように、丸断面鋳片
の連続鋳造には、CaO*とSiO2との重量比CaO*/SiO2(以
下、塩基度) を0.9 以下に制限することによって、溶融
パウダの凝固時の結晶化を抑制する化学組成のモールド
パウダが適用されてきた。なお、上記のCaO*は総CaのCa
O 換算重量である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、鋼中Mn
濃度が0.8 mass％以上の鋼 (以下、高Mn鋼) を鋳造する
場合、塩基度を0.9 以下に制限したモールドパウダを適
用すると、溶融パウダ中のSiO2が鋼中Mnを酸化する反応
[下記(1) 式] が進行し、MnO が生成してパウダ溶融層
中に富化することが、本発明者らの研究により明らかと
なった。
濃度が0.8 mass％以上の鋼 (以下、高Mn鋼) を鋳造する
場合、塩基度を0.9 以下に制限したモールドパウダを適
用すると、溶融パウダ中のSiO2が鋼中Mnを酸化する反応
[下記(1) 式] が進行し、MnO が生成してパウダ溶融層
中に富化することが、本発明者らの研究により明らかと
なった。
【０００８】 1/2SiO2 ＋ Mn → MnO ＋ 1/2Si ・・・ (1) 初期SiO2濃度、Mn濃度が高く、MnO 濃度、Si濃度が低い
場合には、(1) 式の反応は、ある平衡状態に達するまで
進行するのである。
場合には、(1) 式の反応は、ある平衡状態に達するまで
進行するのである。
【０００９】図１は、鋼中Mn濃度 ([%Mn])とパウダ溶融
層中に富化したMnO の濃度(%MnO)および使用前パウダが
溶融パウダとなる間に生じた塩基度変化 [Δ(CaO/Si
O2)] との関係を示すグラフである。
層中に富化したMnO の濃度(%MnO)および使用前パウダが
溶融パウダとなる間に生じた塩基度変化 [Δ(CaO/Si
O2)] との関係を示すグラフである。
【００１０】ここで、パウダ溶融層 (溶融パウダ) の化
学組成は、モールド・凝固シェルの間隙に流入した溶融
パウダが薄いフィルムとなりモールド出口より排出され
たものを回収・分析して求めた。
学組成は、モールド・凝固シェルの間隙に流入した溶融
パウダが薄いフィルムとなりモールド出口より排出され
たものを回収・分析して求めた。
【００１１】この調査に際し、鋼成分としてＣ：0.2 ma
ss％、Mn：1.4 mass％の溶鋼を採用し、そのとき使用し
たパウダは、後述する表１の比較例Ｇのそれであった。
図１より高Mn鋼の鋳造時には塩基度が上昇 (SiO2が減
少) しMnO が濃化することから、前述の(1) 式に示した
反応が進行していることがわかる。
ss％、Mn：1.4 mass％の溶鋼を採用し、そのとき使用し
たパウダは、後述する表１の比較例Ｇのそれであった。
図１より高Mn鋼の鋳造時には塩基度が上昇 (SiO2が減
少) しMnO が濃化することから、前述の(1) 式に示した
反応が進行していることがわかる。
【００１２】さらにルツボを用いた実験室での実験によ
り、溶融前のパウダ中SiO2濃度と、パウダの溶融後に溶
融パウダ層中に富化するMnO 濃度との関係を調査した結
果を図２に示す。
り、溶融前のパウダ中SiO2濃度と、パウダの溶融後に溶
融パウダ層中に富化するMnO 濃度との関係を調査した結
果を図２に示す。
【００１３】図２より、低SiO2濃度のパウダを用いる
と、パウダが溶融したスラグ中にはMnO はほとんど富化
しないことが確認された。この結果もまた、パウダ中Si
O2が前述の(1) 式の反応を介してMnO を生じさせること
を裏付けている。
と、パウダが溶融したスラグ中にはMnO はほとんど富化
しないことが確認された。この結果もまた、パウダ中Si
O2が前述の(1) 式の反応を介してMnO を生じさせること
を裏付けている。
【００１４】このように、SiO2の多い、つまり塩基度の
低いモールドパウダはMnO を生じさせる。こうして生じ
たMnO はパウダ中に滓化抑制剤として配合されるカーボ
ンと反応し、下掲の(2) 式の反応によりCOガスを生じる
と考えられている。
低いモールドパウダはMnO を生じさせる。こうして生じ
たMnO はパウダ中に滓化抑制剤として配合されるカーボ
ンと反応し、下掲の(2) 式の反応によりCOガスを生じる
と考えられている。
【００１５】 MnO(溶融ハ゜ウタ゛)＋C(粉ハ゜ウタ゛)→ Mn(溶鋼)＋CO(カ゛ス) ・・・ (2) 特にパウダ溶融層の厚さが薄く、かつ、モールド内湯面
が大きく変動した場合には、カーボンを含む未滓化パウ
ダと、MnO が富化した溶融パウダとが溶鋼と反応し、上
記(2) 式の反応によりCOガスが生じ、これが凝固シェル
に取込まれ気泡性欠陥となり易い。
が大きく変動した場合には、カーボンを含む未滓化パウ
ダと、MnO が富化した溶融パウダとが溶鋼と反応し、上
記(2) 式の反応によりCOガスが生じ、これが凝固シェル
に取込まれ気泡性欠陥となり易い。
【００１６】連続鋳造機においては、モールド内溶鋼を
電磁攪拌 (以下、EMS)によって回転させることにより、
結晶の核を発生させ等軸晶を増やし、鋳片中心部のポロ
シティ (引け巣) や成分偏析を軽減することが広く行わ
れる。ところが、丸断面モールド内において、EMS によ
る回転流を与えると、図３に模式的に示すように遠心力
によりモールド壁近傍の溶鋼が盛り上がるので、この部
位のパウダ溶融層が薄くなり、ゆえに、前述の気泡性欠
陥の発生率が高くなる。これは前述の(2) 式により溶鋼
へのMnの移行が行われることに相当する。
電磁攪拌 (以下、EMS)によって回転させることにより、
結晶の核を発生させ等軸晶を増やし、鋳片中心部のポロ
シティ (引け巣) や成分偏析を軽減することが広く行わ
れる。ところが、丸断面モールド内において、EMS によ
る回転流を与えると、図３に模式的に示すように遠心力
によりモールド壁近傍の溶鋼が盛り上がるので、この部
位のパウダ溶融層が薄くなり、ゆえに、前述の気泡性欠
陥の発生率が高くなる。これは前述の(2) 式により溶鋼
へのMnの移行が行われることに相当する。
【００１７】図中、モールド10内に浸漬ノズル12から注
入される溶鋼14に矢印で示すEMS による回転流が生じ、
モールド壁近傍の溶鋼表面が盛り上がっているのが分か
る。その結果、パウダ層16の下部に形成されるパウダの
溶融層18はモールド近傍において薄層化し、未滓化パウ
ダと溶融パウダとさらに溶鋼との間の上記(2) 式の反応
を促進し、気泡性欠陥を増加させる結果となる。
入される溶鋼14に矢印で示すEMS による回転流が生じ、
モールド壁近傍の溶鋼表面が盛り上がっているのが分か
る。その結果、パウダ層16の下部に形成されるパウダの
溶融層18はモールド近傍において薄層化し、未滓化パウ
ダと溶融パウダとさらに溶鋼との間の上記(2) 式の反応
を促進し、気泡性欠陥を増加させる結果となる。
【００１８】実際、この気泡性欠陥は図４に示すよう
に、当然のことながら高Mn鋼において発生が顕著であ
る。図４は、溶鋼中のMn濃度と指数で示す気泡性欠陥の
生成傾向とをグラフで示すもので、気泡性欠陥の発生
は、溶鋼のMn濃度に比例していることが分かる。
に、当然のことながら高Mn鋼において発生が顕著であ
る。図４は、溶鋼中のMn濃度と指数で示す気泡性欠陥の
生成傾向とをグラフで示すもので、気泡性欠陥の発生
は、溶鋼のMn濃度に比例していることが分かる。
【００１９】本発明の課題は、このように、特に丸断面
モールドの連続鋳造機において、モールド内溶鋼を回転
させつつ高Mn鋼を鋳造する場合に、発生し易い気泡性欠
陥を防止することのできるモールドパウダを提供するこ
とである。
モールドの連続鋳造機において、モールド内溶鋼を回転
させつつ高Mn鋼を鋳造する場合に、発生し易い気泡性欠
陥を防止することのできるモールドパウダを提供するこ
とである。
【００２０】
【課題を解決するための手段】かかる課題の解決に当た
って、前述の(1) 式および(2) 式の反応を介して発生す
る気泡性欠陥を防止するためには、(1) 式の反応の進行
を抑制する意図をもってモールドパウダ中のSiO2濃度を
低減することが有効であることは容易に推察される。
って、前述の(1) 式および(2) 式の反応を介して発生す
る気泡性欠陥を防止するためには、(1) 式の反応の進行
を抑制する意図をもってモールドパウダ中のSiO2濃度を
低減することが有効であることは容易に推察される。
【００２１】このような、SiO2濃度の低減に関しては、
従来、特開昭57−184563号公報に示されるように、アル
ミキルド鋼を鋳造する場合に、溶鋼中のAlの酸化抑制等
を目的に Al2O3−CaO を主体としSiO2濃度を7.0 重量％
以下に低下させたモールドパウダが提案されている。ま
た、特開昭60−133956号公報には、Al2O3 、CaO および
MgO を基材としSiO2を含有しないモールドパウダが提示
されている。
従来、特開昭57−184563号公報に示されるように、アル
ミキルド鋼を鋳造する場合に、溶鋼中のAlの酸化抑制等
を目的に Al2O3−CaO を主体としSiO2濃度を7.0 重量％
以下に低下させたモールドパウダが提案されている。ま
た、特開昭60−133956号公報には、Al2O3 、CaO および
MgO を基材としSiO2を含有しないモールドパウダが提示
されている。
【００２２】本発明者らは、当初、(1) 式に示される反
応を抑制し、気泡性欠陥を防止するためには、徹底した
SiO2濃度の低減が必要と考え、特開昭57−184563号公報
あるいは特開昭60−133956号公報に開示されたものと同
様のモールドパウダを試作し実験に供しようとした。し
かしながら、これらの低SiO2のパウダは溶融したスラグ
の粘度・凝固温度あるいは凝固後の結晶化率という特性
を丸断面鋳片の連続鋳造に適するように調整することが
非常に困難であり、本発明者らが試作した数10銘柄の範
囲では、実際に鋳造に供することができるパウダを得る
ことは不可能であった。
応を抑制し、気泡性欠陥を防止するためには、徹底した
SiO2濃度の低減が必要と考え、特開昭57−184563号公報
あるいは特開昭60−133956号公報に開示されたものと同
様のモールドパウダを試作し実験に供しようとした。し
かしながら、これらの低SiO2のパウダは溶融したスラグ
の粘度・凝固温度あるいは凝固後の結晶化率という特性
を丸断面鋳片の連続鋳造に適するように調整することが
非常に困難であり、本発明者らが試作した数10銘柄の範
囲では、実際に鋳造に供することができるパウダを得る
ことは不可能であった。
【００２３】ここで丸断面鋳片の連続鋳造に適したパウ
ダの特性とは、溶融したスラグの1300℃における粘度
は、特開平８−25008 号公報に開示されているように、
0.3 〜0.7 Pa・s 、凝固温度は、CAMP-ISIJ VoL.8(199
5)-1013に開示されているように、例えば炭素濃度が0.2
から0.5 mass％の炭素鋼を鋳込む場合においては、105
0〜1150℃程度、さらに結晶化の度合は前述の如く過度
でないことが求められる。
ダの特性とは、溶融したスラグの1300℃における粘度
は、特開平８−25008 号公報に開示されているように、
0.3 〜0.7 Pa・s 、凝固温度は、CAMP-ISIJ VoL.8(199
5)-1013に開示されているように、例えば炭素濃度が0.2
から0.5 mass％の炭素鋼を鋳込む場合においては、105
0〜1150℃程度、さらに結晶化の度合は前述の如く過度
でないことが求められる。
【００２４】このように、徹底したSiO2濃度の低減は実
現が困難であったことに鑑み、本発明者らは種々検討を
重ねた末、SiO2濃度を徹底して低減しなくとも、SiO2の
活量を1/2 程度にまで低下させることができれば、前述
の気泡性欠陥は、実用上問題のないレベルにまで低減で
きることに思い至った。
現が困難であったことに鑑み、本発明者らは種々検討を
重ねた末、SiO2濃度を徹底して低減しなくとも、SiO2の
活量を1/2 程度にまで低下させることができれば、前述
の気泡性欠陥は、実用上問題のないレベルにまで低減で
きることに思い至った。
【００２５】例えば、図１において、鋼中Mn濃度が0.6
％程度の鋼を鋳造する際には２％程度MnO が溶融パウダ
中に富化しているにもかかわらず、図４に示すように、
鋼中Mn濃度が0.6 ％程度であれば実用上気泡性欠陥発生
率は問題のない程度である。
％程度の鋼を鋳造する際には２％程度MnO が溶融パウダ
中に富化しているにもかかわらず、図４に示すように、
鋼中Mn濃度が0.6 ％程度であれば実用上気泡性欠陥発生
率は問題のない程度である。
【００２６】(1) 式において左辺から右辺への反応を抑
制するという観点からは、鋼中Mn濃度 (厳密にはMn活
量) 低下とパウダ中SiO2活量低下とは等価であるので、
SiO2活量を例えば1/2 に低下させることができれば、Mn
O 生成量を問題のない程度にまで抑制できる可能性があ
る。ここで、活量とは、モル濃度に活量係数を乗じたも
のであり、化学反応活性を示す指標である。
制するという観点からは、鋼中Mn濃度 (厳密にはMn活
量) 低下とパウダ中SiO2活量低下とは等価であるので、
SiO2活量を例えば1/2 に低下させることができれば、Mn
O 生成量を問題のない程度にまで抑制できる可能性があ
る。ここで、活量とは、モル濃度に活量係数を乗じたも
のであり、化学反応活性を示す指標である。
【００２７】本発明者らは、モールドパウダの主成分で
あるCaO-SiO2-Al2O3 3元系におけるSiO2の活量に着目し
たところ、塩基度が0.9 を超えると、塩基度上昇に対し
SiO2活量が急激に低下することを見出した。さらに、従
来の丸断面連続鋳造用パウダは塩基度が0.9 を超えると
凝固時の結晶化が過度となり鋳造に支障を来たしていた
のに対し、Al2O3 濃度を高めたパウダの場合は両性酸化
物であるAl2O3 が酸性酸化物として作用し結晶化を抑制
することを発見し、本発明を完成した。
あるCaO-SiO2-Al2O3 3元系におけるSiO2の活量に着目し
たところ、塩基度が0.9 を超えると、塩基度上昇に対し
SiO2活量が急激に低下することを見出した。さらに、従
来の丸断面連続鋳造用パウダは塩基度が0.9 を超えると
凝固時の結晶化が過度となり鋳造に支障を来たしていた
のに対し、Al2O3 濃度を高めたパウダの場合は両性酸化
物であるAl2O3 が酸性酸化物として作用し結晶化を抑制
することを発見し、本発明を完成した。
【００２８】ここに、本発明は、次の通りである。 (1) Mn：0.8 mass％以上含有する高Mn丸断面鋳片の連続
鋳造用モールドパウダであって、CaO*を総CaのCaO 換算
重量とすると、 CaO*とSiO2の重量比、CaO*/SiO2 ＝0.95〜1.40 Al2O3 濃度 Al2O3 ＝10〜30mass％ Na2O 濃度 Na2O≦４mass％ を満足する化学組成を有することを特徴とするモールド
パウダ。
鋳造用モールドパウダであって、CaO*を総CaのCaO 換算
重量とすると、 CaO*とSiO2の重量比、CaO*/SiO2 ＝0.95〜1.40 Al2O3 濃度 Al2O3 ＝10〜30mass％ Na2O 濃度 Na2O≦４mass％ を満足する化学組成を有することを特徴とするモールド
パウダ。
【００２９】(2) 鋳型内電磁攪拌を行いながらMn：0.8
mass％以上含有する高Mn丸断面鋳片を連続鋳造する際
に、モールド内の溶鋼表面に、上記(1) 記載のモールド
パウダを投入することを特徴とする高Mn丸断面鋳片の連
続鋳造方法。
mass％以上含有する高Mn丸断面鋳片を連続鋳造する際
に、モールド内の溶鋼表面に、上記(1) 記載のモールド
パウダを投入することを特徴とする高Mn丸断面鋳片の連
続鋳造方法。
【００３０】
【発明の実施の形態】本発明において上述のようにパウ
ダの化学組成を限定した理由について説明する。本発明
にかかるパウダは、主成分であるCaO およびSiO2がCaO*
/SiO2 の比 (塩基度) が0.95〜1.40を満足する限り、特
にそれぞれの配合量は制限されない。なお、CaO*はパウ
ダに配合されるCa分をすべてCaO に換算したものであ
る。
ダの化学組成を限定した理由について説明する。本発明
にかかるパウダは、主成分であるCaO およびSiO2がCaO*
/SiO2 の比 (塩基度) が0.95〜1.40を満足する限り、特
にそれぞれの配合量は制限されない。なお、CaO*はパウ
ダに配合されるCa分をすべてCaO に換算したものであ
る。
【００３１】従来、塩基度が0.9 を超えると溶融パウダ
が凝固する際の結晶化が過度となり、丸鋳片の連続鋳造
には不適合であることがわかっていたが、両性酸化物で
あるAl2O3 はこの程度の組成領域であれば酸性酸化物と
して作用するので、Al2O3 が10mass％以上含有されれば
塩基度が0.9 を超えても、過度の結晶化による弊害は生
じないことが明らかとなった。本発明においては塩基度
が0.95以上で実際上の効果が表われるので下限を0.95と
した。
が凝固する際の結晶化が過度となり、丸鋳片の連続鋳造
には不適合であることがわかっていたが、両性酸化物で
あるAl2O3 はこの程度の組成領域であれば酸性酸化物と
して作用するので、Al2O3 が10mass％以上含有されれば
塩基度が0.9 を超えても、過度の結晶化による弊害は生
じないことが明らかとなった。本発明においては塩基度
が0.95以上で実際上の効果が表われるので下限を0.95と
した。
【００３２】一方、塩基度 (CaO*/SiO2)は1.40を超える
とAl2O3 濃度を30mass％を越えて増しても、結晶化の抑
制が困難となる。ここにAl2O3 濃度は、30mass％を超え
ると図５に示すように溶融パウダーの粘度が上昇する。
粘度はＦの添加量を増すと低下するが、Ｆ添加量の増大
は鋳型内における浸漬ノズル溶損増大等の弊害を生じる
ことから、Al2O3 濃度は最大30mass％に制限した。好ま
しくはAl2O3 濃度は10〜20％である。
とAl2O3 濃度を30mass％を越えて増しても、結晶化の抑
制が困難となる。ここにAl2O3 濃度は、30mass％を超え
ると図５に示すように溶融パウダーの粘度が上昇する。
粘度はＦの添加量を増すと低下するが、Ｆ添加量の増大
は鋳型内における浸漬ノズル溶損増大等の弊害を生じる
ことから、Al2O3 濃度は最大30mass％に制限した。好ま
しくはAl2O3 濃度は10〜20％である。
【００３３】また、図６に示すように塩基度が高くなる
と凝固温度が高くなるので、適正な凝固温度に保つため
にはＦ添加量を増す必要が生じる。一方で、Ｆ添加量の
増大は鋳型内浸漬ノズルの溶損を増す等の弊害を生じ
る。なお、Ｆは蛍石などとして配合され、凝固温度およ
び粘度降下剤であり、通常３〜10mass％配合してもよ
い。
と凝固温度が高くなるので、適正な凝固温度に保つため
にはＦ添加量を増す必要が生じる。一方で、Ｆ添加量の
増大は鋳型内浸漬ノズルの溶損を増す等の弊害を生じ
る。なお、Ｆは蛍石などとして配合され、凝固温度およ
び粘度降下剤であり、通常３〜10mass％配合してもよ
い。
【００３４】これらの事情により塩基度 (CaO*/SiO2)の
上限は、1.40とした。Na2OはSiO2と反応し約800 ℃の比
較的低温にて液相を生成するので、これがバインダとな
り図７に示されるようなスラグリム82と呼ばれる焼結体
の生成原因となる。図中、未滓化パウダ80は、Na2Oが含
まれていると、焼結体を内部に形成する。この焼結体が
スラグリム82である。スラグリムは、パウダ供給や鋳型
内確認等作業の障害となるので、生成しないことが望ま
しく、この観点よりNa2O濃度は４mass％以下に制限し
た。
上限は、1.40とした。Na2OはSiO2と反応し約800 ℃の比
較的低温にて液相を生成するので、これがバインダとな
り図７に示されるようなスラグリム82と呼ばれる焼結体
の生成原因となる。図中、未滓化パウダ80は、Na2Oが含
まれていると、焼結体を内部に形成する。この焼結体が
スラグリム82である。スラグリムは、パウダ供給や鋳型
内確認等作業の障害となるので、生成しないことが望ま
しく、この観点よりNa2O濃度は４mass％以下に制限し
た。
【００３５】図８に示されるようにNa2O濃度が、４mass
％以下であれば、スラグリムの成長は小さく操業上の問
題は生じない。なお、K2O 、Li2Oなどの他のアルカリ金
属酸化物も同様の作用を有することからそれらが配合さ
れるときは低濃度であることが望ましい。
％以下であれば、スラグリムの成長は小さく操業上の問
題は生じない。なお、K2O 、Li2Oなどの他のアルカリ金
属酸化物も同様の作用を有することからそれらが配合さ
れるときは低濃度であることが望ましい。
【００３６】本発明にかかるパウダは、必要により、凝
固温度、粘度の調整のため、あるいはAl2O3 原料等の不
純分としてMgO を、また滓化速度調整のためにＣを含有
してもよいが、その他、炭酸塩等の通常のパウダが含有
するものであれば、それらを含有することに何等の制限
はない。
固温度、粘度の調整のため、あるいはAl2O3 原料等の不
純分としてMgO を、また滓化速度調整のためにＣを含有
してもよいが、その他、炭酸塩等の通常のパウダが含有
するものであれば、それらを含有することに何等の制限
はない。
【００３７】本発明の好適態様によれば、本発明にかか
るパウダは、一般的には、次の組成を有する。 CaO*/SiO2 : 0.95〜1.40、 Al2O3 : 10〜30mass％、 Na2O : 0 〜 4 mass ％、 F 分 : 3 〜 10mass ％、 MgO : 0 〜 5 mass ％、 Ｃ分 : 2 〜 7 mass ％。
るパウダは、一般的には、次の組成を有する。 CaO*/SiO2 : 0.95〜1.40、 Al2O3 : 10〜30mass％、 Na2O : 0 〜 4 mass ％、 F 分 : 3 〜 10mass ％、 MgO : 0 〜 5 mass ％、 Ｃ分 : 2 〜 7 mass ％。
【００３８】ただし、CaO*は総Ca量のCaO 換算値であ
り、F 分は、蛍石などとして配合する原料のF 分だけ、
そしてＣ分はコークス粉やカーボンブラック等の添加カ
ーボンおよび炭酸塩として配合される原料の炭素分だけ
を考慮したものである。次に、実施例によって本発明の
作用効果についてさらに具体的に説明する。
り、F 分は、蛍石などとして配合する原料のF 分だけ、
そしてＣ分はコークス粉やカーボンブラック等の添加カ
ーボンおよび炭酸塩として配合される原料の炭素分だけ
を考慮したものである。次に、実施例によって本発明の
作用効果についてさらに具体的に説明する。
【００３９】
【実施例】表１に本発明の実施例および比較例を示す。
なお、鋳片サイズは直径225 mm、鋳込速度は2.0 m/分、
EMS は平面回転流で実施した。
なお、鋳片サイズは直径225 mm、鋳込速度は2.0 m/分、
EMS は平面回転流で実施した。
【００４０】
【表１】
【００４１】実施例Ａ〜Ｆは本発明によるパウダ組成の
例である。本発明においては、SiO2活量を低減し鋼中の
合金成分であるMnの酸化を抑制することが目的であるか
ら、SiO2よりもさらに低級な酸化物であるFe2O3 等は当
然のことながら添加されることはなく、２mass％以下の
低濃度に抑えることが好ましい。
例である。本発明においては、SiO2活量を低減し鋼中の
合金成分であるMnの酸化を抑制することが目的であるか
ら、SiO2よりもさらに低級な酸化物であるFe2O3 等は当
然のことながら添加されることはなく、２mass％以下の
低濃度に抑えることが好ましい。
【００４２】実施例Ａ〜Ｆのパウダを用いて鋳造すれ
ば、パウダ溶融層中のMnO 濃度は２mass％以下と問題の
ない低濃度に抑制することができた。さらに、溶融した
パウダがモールド・凝固シェルの間隔に流入後、凝固す
る際の結晶化が適度であるので鋳込中のモールド内熱流
束変動は小さい。また、スラグリムの成長も小さく、操
業上・品質上の問題がない。
ば、パウダ溶融層中のMnO 濃度は２mass％以下と問題の
ない低濃度に抑制することができた。さらに、溶融した
パウダがモールド・凝固シェルの間隔に流入後、凝固す
る際の結晶化が適度であるので鋳込中のモールド内熱流
束変動は小さい。また、スラグリムの成長も小さく、操
業上・品質上の問題がない。
【００４３】それに対し、丸断面鋳片の連続鋳造に従来
広く供されてきたパウダの１例である比較例Ｇは、CaO*
/SiO2 の比が小さくAl2O3 濃度も低いのでSiO2活量が高
い。その結果、パウダ溶融層中のMnO 濃度が高く品質上
の問題を生じた。
広く供されてきたパウダの１例である比較例Ｇは、CaO*
/SiO2 の比が小さくAl2O3 濃度も低いのでSiO2活量が高
い。その結果、パウダ溶融層中のMnO 濃度が高く品質上
の問題を生じた。
【００４４】比較例Ｈは、CaO*/SiO2 が1.00と高いので
溶融パウダ中MnO 濃度は低位であるものの、酸性酸化物
として作用するAl2O3 濃度が5.5 ％と低いので溶融した
パウダが、モールド・凝固シェル間隔に流入後凝固する
際に過度に結晶化するので、鋳込中のモールド内熱流束
変動が大きくなるという問題を生じた。モールド内熱流
束変動が大きいと、局部的な冷却不均一が生じ鋳片表面
の割れ性欠陥や、鋳片割れに起因するブレークアウトが
発生するなどの品質ならびに操業上のトラブルとなる。
さらに比較例ＨではNa2O濃度が高いのでスラグリムが大
きく成長し操業を阻害した。
溶融パウダ中MnO 濃度は低位であるものの、酸性酸化物
として作用するAl2O3 濃度が5.5 ％と低いので溶融した
パウダが、モールド・凝固シェル間隔に流入後凝固する
際に過度に結晶化するので、鋳込中のモールド内熱流束
変動が大きくなるという問題を生じた。モールド内熱流
束変動が大きいと、局部的な冷却不均一が生じ鋳片表面
の割れ性欠陥や、鋳片割れに起因するブレークアウトが
発生するなどの品質ならびに操業上のトラブルとなる。
さらに比較例ＨではNa2O濃度が高いのでスラグリムが大
きく成長し操業を阻害した。
【００４５】比較例ＩはCaO-Al2O3 を主組成とする特開
昭57−184563号公報に開示された発明例である。このパ
ウダはSiO2濃度が低いのでパウダ溶融層中のMnO 濃度は
低いものの、極めて高塩基度であるために、Al2O3 濃度
の上昇によっても凝固時の結晶化抑制が不十分であっ
た。ゆえに、鋳込中のモールド内熱流束変動が大きく、
実操業への適用は困難であった。さらに、物性調整のた
めに加えられたＦの濃度が10mass％と高いので、モール
ド内に浸漬された耐火物製溶鋼注入ノズルの溶損が大き
いという操業上の問題を生じた。
昭57−184563号公報に開示された発明例である。このパ
ウダはSiO2濃度が低いのでパウダ溶融層中のMnO 濃度は
低いものの、極めて高塩基度であるために、Al2O3 濃度
の上昇によっても凝固時の結晶化抑制が不十分であっ
た。ゆえに、鋳込中のモールド内熱流束変動が大きく、
実操業への適用は困難であった。さらに、物性調整のた
めに加えられたＦの濃度が10mass％と高いので、モール
ド内に浸漬された耐火物製溶鋼注入ノズルの溶損が大き
いという操業上の問題を生じた。
【００４６】また、比較例ＩはNa2O濃度が５mass％と高
いが、スラグリムの成長はほとんどなかった。これは、
Na2Oと反応し低融点液相と生じるSiO2の濃度が低いため
と考えられる。
いが、スラグリムの成長はほとんどなかった。これは、
Na2Oと反応し低融点液相と生じるSiO2の濃度が低いため
と考えられる。
【００４７】
【発明の効果】このように本発明によるパウダは、丸断
面鋳片の連続鋳造に際し、要求される諸機能を満足する
と同時に、高Mn鋼鋳込時のパウダ溶融層中MnO 濃度が低
いので、MnO に起因する気泡性欠陥が発生せず良好な鋳
片表面性状を得ることができる。
面鋳片の連続鋳造に際し、要求される諸機能を満足する
と同時に、高Mn鋼鋳込時のパウダ溶融層中MnO 濃度が低
いので、MnO に起因する気泡性欠陥が発生せず良好な鋳
片表面性状を得ることができる。
【図１】溶鋼中のMn濃度と溶融パウダ層のMnO 濃度およ
び塩基度変化との関係を示すグラフである。
び塩基度変化との関係を示すグラフである。
【図２】溶融前のパウダのSiO2濃度と溶融パウダ中のMn
O 濃度との関係を示すグラフである。
O 濃度との関係を示すグラフである。
【図３】遠心力をかけたときに溶融パウダから溶鋼への
Mnの移行が促進される様子を示す模式的説明図である。
Mnの移行が促進される様子を示す模式的説明図である。
【図４】溶鋼中のMn濃度と気泡性欠陥の発生傾向との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図５】Al2O3 濃度と1300℃における粘度との関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図６】塩基度と凝固温度との関係を示すグラフであ
る。
る。
【図７】スラグリムの形成機構の模式的説明図である。
【図８】Na2O濃度とスラグリム成長速度との関係を示す
グラフである。
グラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−284749（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−77209（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−224063（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−319056（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−188459（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−214263（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−25008（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−184563（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−133956（ＪＰ，Ａ) 特開 平11−320058（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−185195（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−85404（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/108 B22D 11/00 B22D 11/115
Claims (2)
- 【請求項１】 Mn：0.8 mass％以上含有する高Mn丸断面
鋳片の連続鋳造用モールドパウダであって、CaO*を総Ca
のCaO 換算重量とすると、 CaO*とSiO2の重量比、CaO*/SiO2 ＝0.95〜1.40 Al2O3 濃度 Al2O3 ＝10〜30mass％ Na2O 濃度 Na2O≦４mass％ を満足する化学組成を有することを特徴とするモールド
パウダ。 - 【請求項２】 鋳型内電磁攪拌を行いながらMn：0.8 ma
ss％以上含有する高Mn丸断面鋳片を連続鋳造する際に、
モールド内の溶鋼表面に、請求項１記載のモールドパウ
ダを投入することを特徴とする高Mn丸断面鋳片の連続鋳
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35130598A JP3317258B2 (ja) | 1998-01-09 | 1998-12-10 | 高Ｍｎ丸断面鋳片の連続鋳造用モールドパウダ |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP309098 | 1998-01-09 | ||
| JP10-3090 | 1998-01-09 | ||
| JP35130598A JP3317258B2 (ja) | 1998-01-09 | 1998-12-10 | 高Ｍｎ丸断面鋳片の連続鋳造用モールドパウダ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11254109A JPH11254109A (ja) | 1999-09-21 |
| JP3317258B2 true JP3317258B2 (ja) | 2002-08-26 |
Family
ID=26336594
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35130598A Expired - Lifetime JP3317258B2 (ja) | 1998-01-09 | 1998-12-10 | 高Ｍｎ丸断面鋳片の連続鋳造用モールドパウダ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3317258B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100524432B1 (ko) * | 2002-09-28 | 2005-10-27 | 스톨베르그 앤드 삼일 주식회사 | 몰드 플럭스 제조용 전융 망간 슬래그 조성물 및 이로부터 제조된 몰드 플럭스 |
| JP2010115714A (ja) * | 2010-03-05 | 2010-05-27 | Jfe Engineering Corp | モールドパウダー |
| KR101235609B1 (ko) | 2011-01-28 | 2013-02-21 | 현대제철 주식회사 | 고망간강용 몰드 파우더 조성물 |
| JP6102501B2 (ja) * | 2013-05-20 | 2017-03-29 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法 |
| CN104084550B (zh) * | 2014-07-28 | 2016-04-27 | 重庆钢铁(集团)有限责任公司 | 轧制厚板的连铸板坯生产控制方法 |
| CN104607608B (zh) * | 2015-01-29 | 2017-02-22 | 中南大学 | 一种汽车用中锰钢保护渣及其应用 |
| CN109382489A (zh) * | 2017-08-10 | 2019-02-26 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种低碳铝镇静钢用结晶器保护渣 |
| CN109439943B (zh) * | 2018-12-06 | 2020-01-07 | 广州纳联材料科技有限公司 | 冶炼钴铬合金的熔剂及其应用 |
-
1998
- 1998-12-10 JP JP35130598A patent/JP3317258B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11254109A (ja) | 1999-09-21 |
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