JP4205811B2

JP4205811B2 - 鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片

Info

Publication number: JP4205811B2
Application number: JP15619599A
Authority: JP
Inventors: 勝浩笹井; 一長谷川; 栄一竹内; 英明山村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-03-03
Filing date: 1999-06-03
Publication date: 2009-01-07
Anticipated expiration: 2019-06-03
Also published as: JP2000312953A

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。
【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。
【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。
【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。
【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、ＭｇＯと、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａの内１種類又は複数種類からなるフラックスであって、該フラックス中のＭｇＯ量に対してＡｌの重量が１０重量％以上、Ｔｉの重量が５重量％以上かつＺｒの重量が５重量％以上、Ｃａの重量が５重量％以上のいずれかの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）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フラックスを溶鋼表面に吹き付けることを特徴とする前記の（１）に記載の鋼の連続鋳造方法である。また、（３）前記の（１）または（２）に記載の鋼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。
【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。
【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Ａｌ₂Ｏ₃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Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａの内１種類又は複数種類からなる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Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａの内１種類又は複数種類を含有させた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、ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃とすることができる。さらに、ＭｇＯフラックス５の一部は、（１）式〜（４）式で示すように、高温の作動ガス４中でＡｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａにより還元され、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Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の改質能は格段に向上する。
３ＭｇＯ＋２Ａｌ＝Ａｌ₂Ｏ₃＋３Ｍｇ（ガス）（１）
２ＭｇＯ＋Ｚｒ＝ＺｒＯ₂＋２Ｍｇ（ガス）（２）
２ＭｇＯ＋Ｔｉ＝ＴｉＯ₂＋２Ｍｇ（ガス）（３）
ＭｇＯ＋Ｃａ＝ＣａＯ＋Ｍｇ（ガス）（４）
【０００９】
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。
【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Ａｌ₂Ｏ₃、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〜（４）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Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａの含有率で良い。本発明者等の知見では、ＭｇＯフラックス中のＭｇＯ量に対してＡｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａの総重量が重量％で２％以上であれば十分な凝固組織の微細化効果が得られた。
【００１１】
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。Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａを含有させた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。また、（１）式〜（４）式で生成したＭｇは溶鋼中のＳと結合してＭｇＳとなるため、本発明は溶銑や溶鋼の高速脱硫に適用することも可能である。
【００１２】
【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。
【００１３】
（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１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００１４】
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％Ａｌ含有ＭｇＯフラックスを１ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。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。
【００１５】
（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１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００１６】
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、５％Ｔｉ−５％Ｚｒ含有ＭｇＯフラックスを１ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。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１．２ｍｍであり、鋳片全面の凝固組織が微細等軸晶化されていた。
【００１７】
（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１５００ｍｍの鋳片を鋳造速度１．８ｍ／ｍｉｎで鋳造した。
【００１８】
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、５％Ｃａ含有ＭｇＯフラックスを１ｋｇ／ｍｉｎで連続的に吹き付けた。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１．４ｍｍ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】
（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１５００ｍｍ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、加熱は実施したが、Ａｌ含有ＭｇＯ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。
【００２１】
【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。
【図面の簡単な説明】
【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。
【図２】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。
【符号の説明】
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

Claims

プラズマ加熱装置の作動ガスを用いて、ＭｇＯと、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａの内１種類又は複数種類からなるフラックスであって、該フラックス中のＭｇＯ量に対してＡｌの重量が１０重量％以上、Ｔｉの重量が５重量％以上かつＺｒの重量が５重量％以上、Ｃａの重量が５重量％以上のいずれかの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。
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フラックスを溶鋼表面に吹き付けることを特徴とする請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
請求項１または２に記載の鋼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。