JP6384447B2 - 連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋳片の中心偏析の低減に有効な鋼の連続鋳造方法に関するものである。

鋼の連続鋳造において、鋳型に注入された溶鋼は、凝固する過程でＰやＳ、Ｍｎ等の溶質元素を溶鋼中に排出する。これらの溶質元素は、残された溶鋼中に濃化していわゆる偏析が生じる。この偏析の程度は、最終凝固する連続鋳造鋳片（以降、鋳片という場合がある。）の中心部で最大となる。また、溶鋼は、凝固する過程で数％の体積収縮を起こす。この体積収縮は、鋳片の凝固末期部近傍の等軸晶を多量に含有する固／液共存領域に負圧の空隙部を発生させる。その結果、溶質元素が濃化した溶鋼（以降、濃化溶鋼という場合がある。）は、固／液共存領域における狭い通路を潜り抜けて負圧空隙部に吸引されて鋳片の中心部に中心偏析を形成する。

中心偏析は、製品品質に悪影響を及ぼす。そのため、中心偏析を低減するために各種技術が提案され、実施されている。特許文献１には、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を５０℃以下にして鋳型に注入し、ストランド内の溶鋼に電磁気力を作用させて攪拌し、鋳片中心部の凝固組織を微細な等軸晶にすることが開示されている。さらに、ストランド横断面中心部の固相率が１０から８０％の範囲において、未凝固部を５ｍｍから５０ｍｍ軽圧下して凝固収縮を補償することで凝固末期の濃化溶鋼の流動を抑制することが開示されている。

特許文献２には、鋳型下端で静磁場印加による流動制御を行い柱状晶化することで凝固界面を均一化し、加えて軽圧下することで中心偏析を改善することが開示されている。

特許文献３には、溶鋼過熱度を５０℃から８０℃として凝固組織が柱状晶になるようにし、鋳片の固相率が３０％から７５％の位置で静磁場を印加して中心偏析を改善することが開示されている。

特開平６−１２６４０５号公報 特開平７−１００６０８号公報 特開２００８−２２１２７８号公報

しかしながら、特許文献１に開示された電磁気力による攪拌と軽圧下を併用する技術は、電磁気力の攪拌によって鋳片中心部の凝固組織を微細な等軸晶にし、中心部の流動抵抗を増大して鋳片中心部への濃化溶鋼の流動および集積を軽減する。さらに、当該技術は、凝固末期軽圧下により凝固収縮を補償することで、濃化溶鋼の流動駆動力を低減して流動を抑制する。これにより、高い中心偏析低減効果が期待できる。しかし、厳しい品質要求に応えるためには、特許文献１に開示された技術では不十分であり、等軸晶組織内の中心偏析を、さらに改善する必要がある。

また、電磁力による組織制御技術において、例えば、特許文献２に開示された技術は、磁場を印加する鋳片部位が鋳型下端にあるため、この部位に磁場を印加しても中心偏析に影響する凝固末期には効果はなく、柱状晶化することができない。

また、特許文献３に記載された技術は、溶鋼過熱度を５０〜８０℃とすることで、組織を完全に柱状晶化できる。しかしながら、当該技術は、溶鋼過熱度を５０℃以上にするのでシェル厚不足によるブレイクアウトの危険性が非常に高くなる。その対応として鋳造速度を落とす必要があるので生産性が悪くなる。

本発明は、従来技術が抱えるこれらの問題点を解決するものであって、その目的は、近年における内部品質への厳しい要求にも応えられる中心偏析のない鋳片を製造することができる鋼の連続鋳造方法を提案することにある。

このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
［１］連続鋳造機に静磁場発生装置を設置し、鋳型から引き抜かれた鋳片の中心固相率が、下記数式（１）で表される範囲の少なくとも一部で、前記鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を磁場強度が０．１５Ｔ以上であって、下記数式（２）で表される印加時間率が１０％以上となるように前記鋳片に静磁場を印加することを特徴とする連続鋳造方法。


ただし、ｆｓは、前記鋳片の中心固相率を表す。
［２］前記鋳片の中心固相率が０．３である場合において下記数式（３）の値が０．２７以上であることを特徴とする［１］に記載の連続鋳造方法。


ただし、Ｇは、前記鋳片の中心固相率が０．３の点を通って、その点での鋳造方向に直交する直線上の固相率が０．９９となる点の温度勾配（℃／ｍｍ）を表し、Ｖは、前記鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）を表す。

本発明によれば、濃化溶鋼に電磁力を作用させて、凝固組織の平均偏析粒径を小さくして凝固界面を均一化できる。これにより、連続鋳造機によて鋳造された鋳片のＰ、ＳまたはＭｎ等の溶質元素の中心偏析を低減できる。

本発明の実施形態に係る連続鋳造方法が用いられる連続鋳造機１０の一例を示す断面模式図である。 磁場強度ごとに平均偏析粒径と印加時間率との関係を示したグラフである。 印加時間率ごとに平均偏析粒径と磁場強度との関係を示したグラフである。

図１は、本発明の実施形態に係る連続鋳造方法が用いられる連続鋳造機１０の一例を示す断面模式図である。図１において、１２はモールドを示し、１４は溶鋼を示し、１６は凝固シェルを示し、１８、２０は、静磁場発生装置を示す。また、連続鋳造機１０は、鋳片を引き抜くための厚さ方向の側面に設けられた複数のロール群を有するセグメント（不図示）を備える。

静磁場発生装置１８、２０は、例えば、磁場印加コイルであって溶鋼１４の中心固相率ｆｓが０．２４から０．３０となる位置のセグメントに設けられている。静磁場発生装置１８、２０は、鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を溶鋼１４に印加する。溶鋼１４は、磁場印加コイルから静磁場が印加されることによって、鋳片の引き抜き方向と直交する方向の熱対流が抑制され、当該方向における溶鋼１４の温度勾配は増大する。溶鋼の温度勾配を増大させることで、溶鋼１４の厚さ方向中心における凝固組織を柱状晶化することで凝固界面を均一化できるので凝固末期の空隙部の発生を抑制できる。これにより、連続鋳造機１０で連続鋳造される鋳片の中心偏析を低減させることができる。

静磁場発生装置１８、２０は、溶鋼１４の中心固相率ｆｓが、０より大きく、０．３以下となる位置に、鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を印加するように設置されればよい。溶鋼１４の熱対流は、中心固相率ｆｓが低く溶鋼１４の流動性が高い場合に発生し、溶鋼１４の中心固相率ｆｓが高く溶鋼１４の流動性が低い場合には発生しない。そのため、中心固相率ｆｓが０より大きく、０．３以下となる位置に静磁場を印加することによって効果的に熱対流を抑制し、その結果、溶鋼１４の厚さ方向中心における凝固組織平均偏析粒径を小さくすることができる。

なお、溶鋼１４の中心固相率ｆｓとは、鋳片の引き抜き方向に対して垂直となる方向の断面における中心点の固相率をいう。溶鋼１４の中心固相率ｆｓは、溶鋼１４の中心点の溶鋼温度から算出できる。すなわち、固相率０の溶鋼温度と、固相率１.０の溶鋼温度との固相率差および温度差との対応関係から、溶鋼温度と固相率との関係式を算出できるので、溶鋼１４の中心点の溶鋼温度が算出できれば、当該溶鋼温度に対応した固相率は算出できる。

また、溶鋼１４の中心点の温度は、凝固シェル１６の表面温度と、社団法人日本鉄鋼協会、「連続鋼片過熱炉における伝熱実験と計算方法」、社団法人日本鉄鋼協会、昭和４６年５月１０日発行、に記載された伝熱計算式とを用いて算出できる。凝固シェル１６に熱電対を設け、凝固シェル１６の表面温度の温度変化を取得することで、引き抜き方向における凝固シェル表面の温度プロファイルが取得できる。取得した凝固シェルの表面温度プロファイルと伝熱計算式とを用いて、溶鋼１４の中心点の引き抜き方向に沿った温度プロファイルが算出できる。中心点の温度プロファイルと予め算出された溶鋼温度と固相率との関係式とを用いて、溶鋼１４の引き抜き方向の沿った中心固相率ｆｓのプロファイルが算出できる。算出した溶鋼１４の中心固相率ｆｓのプロファイルに基づいて、連続鋳造機１０における静磁場発生装置１８、２０の設置位置は定められる。

また、溶鋼１４に印加する磁場強度は、０．１５Ｔ以上である。印加する磁場強度が０．１５Ｔより小さいと、溶鋼１４の厚さ方向中心における凝固組織の平均偏析粒径を小さくできず、鋳片の中心偏析を抑制できない。

また、溶鋼１４に０．１５Ｔ以上の磁場強度の静磁場を印加する印加時間率は、１０％以上である。印加時間率が１０％より短いと、溶鋼１４の厚さ方向中心における凝固組織を柱状晶にすることができず、鋳片の中心偏析を抑制できない。なお、印加時間率とは、下記数式（２）で算出される割合（％）である。

また、さらに鋳片の中心偏析を抑制するためには溶鋼１４の温度勾配と凝固速度を制御して凝固組織を均一な柱状晶にすることがより好ましい。温度勾配Ｇを鋳片の中心固相率が０．３の点を通って、その点での鋳造方向に直交する直線上の固相率が０．９９となる点の温度勾配（℃／ｍｍ）とし、凝固速度Ｖを鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）とすると、中心固相率ｆｓが０．３である場合に、温度勾配Ｇおよび凝固速度Ｖからなる下記数式（３）が０．２７以上であることが好ましい。これにより、溶鋼１４の厚さ方向中心における凝固組織を均一な柱状晶にでき、連続鋳造機１０で連続鋳造される鋳片の中心偏析をさらに抑制できる。

一方、上記数式（３）が、０．２７より小さいと、溶鋼１４の厚さ方向中心における凝固組織を均一な柱状晶にすることができず、連続鋳造機１０で連続鋳造される鋳片の中心偏析をさらに抑制できない。

鋳片の中心偏析の確認は、鋳片の中心部分を、厚み５０ｍｍ、幅４１０ｍｍ、長さ８０ｍｍの大きさに切り出したサンプルを用いて評価できる。具体的には、切り出したサンプルの鋳造方向に平行な断面を飽和ピクリン酸を用いてエッチングしてマクロ組織を現出させ、鋳片の厚み中央部で観察される偏析粒径が５ｍｍ程度のマクロ偏析および偏析粒径が１ｍｍ程度のセミマクロ偏析粒を写真撮影する。そして、撮影した写真を画像解析して、偏析粒の平均面積を測定し、この平均面積から円相当の平均粒径（平均偏析粒径）を算出することで偏析粒の大きさを評価した。

偏析粒は、溶鋼の凝固の進行にともなって鋳片の表裏面から成長した柱状晶が衝突する厚さ方向中央部の最終凝固組織であり、この偏析粒の大きさ（偏析粒径）は、中心偏析が大きいほど大きくなり、それに伴って、加工性等が低下することが知られている。すなわち、偏析粒径を小さくすることは、中心偏析を小さくすることを意味するので、偏析粒径を測定することで鋳片の中心偏析を評価できる。

図１に示した連続鋳造機１０と同じ構成であって、機長が１９．９ｍ、湾曲半径が１５ｍ、鋳造される鋳片の断面サイズが４１０×２５０ｍｍのブルーム連続鋳造機を用いて鋳片を連続鋳造した。なお、モールド１２に注入される溶鋼成分は、Ｃ：０．７質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：０．９質量％を含み、鋳片の引き抜き速度を０．８ｍ／ｍｉｎとし、溶鋼過熱度（タンディッシュでの溶鋼温度−液相線温度）を２０℃とした。

鋳片の中心固相率ｆｓが０．２４から０.３０となる位置に静磁場発生装置１８、２０を設置し、印加時間率が２％、５％、８％、１０％、１５％および２０％となるように、また、磁場強度が０．０５Ｔ、０．１Ｔ、０．１５Ｔ、０．２Ｔ、０．３Ｔとなるように、印加時間率および磁場強度を振って連続鋳造した。表１に各鋳片の中心部の凝固組織と測定した平均偏析粒径を示す。なお、中心部の凝固組織は、上述したように、サンプルの断面を飽和ピクリン酸を用いてエッチングしてマクロ組織を現出させ、当該組織を目視観察することにより凝固組織の種類を確認した。また、平均偏析粒径も上述したように、偏析粒の平均面積を測定し、この平均面積から算出される円相当の平均粒径を平均偏析粒径とした。

図２は、表１に示した測定結果を、磁場強度ごとに平均偏析粒径と印加時間率との関係を示したグラフであり、図３は、表１に示した測定結果を、印加時間率ごとに平均偏析粒径と磁場強度との関係を示したグラフである。

図２から、磁場強度が０．１Ｔ以下であると、印加時間率を大きくしても平均偏析粒径は、ほとんど変化しないことが見て取れる。一方、磁場強度が０．１５Ｔ以上であると、印加時間率を８％以上にすることで、平均偏析粒径を小さくできることが見て取れる。

図３から、印加時間率が５％以下であると、磁場強度を大きくしても平均偏析粒径は、ほとんど変化しないことが見て取れる。一方、印加時間率が８％以上であれば、磁場強度を０．１５Ｔ以上とすることで、平均偏析粒径を小さくできることが見て取れる。

また、表１から磁場強度が０．０５Ｔ以上であれば、印加時間率を１０％以上にすることで、中心部の凝固組織を柱状晶にできることが見て取れる。これらの結果から、連続鋳造機１０には、鋳片の中心固相率ｆｓが０より大きく０．３以下となる範囲の少なくとも一部に静磁場発生装置１８、２０が設けられるとともに、静磁場発生装置１８、２０は、磁場印加時間率を１０％以上、磁場印加強度を０．１５Ｔ以上とした静磁場を溶鋼１４に印加しながら連続鋳造する。静磁場発生装置１８、２０は、溶鋼１４の熱対流を抑制して、溶鋼１４の温度勾配は増大させる。これにより、鋳片の中心部の凝固組織を柱状晶化し、中心部の凝固組織の平均偏析粒径が小さい中心偏析が改善された鋳片を連続鋳造できる。

また、凝固組織を柱状晶化させるためには温度勾配と凝固速度とを制御することが好ましい。具体的に、温度勾配が小さい場合には凝固速度を遅くし、温度勾配が大きい場合には凝固速度を速くしても均一な柱状晶組織が形成されると予測し、水冷鋳型を用いて温度勾配Ｇと凝固速度Ｖとの関係を調査した。なお、静磁場は、中心固相率ｆｓが０．３である溶鋼１４に印加し、水冷は、鋳型の長辺面のみに行なった。

上述したように、温度勾配Ｇは、鋳片の中心固相率が０．３の点を通って、その点での鋳造方向に直交する直線上の固相率が０．９９となる点の温度勾配（℃／ｍｍ）を表す。また、凝固速度Ｖは、鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）を表す。固相率０．９９となる点の温度勾配（℃／ｍｍ）は、鋳片に２本のＲ熱電対（長辺１／２短辺１／２位置、長辺１／２短辺１／４位置）を設け、当該熱電対から出力される温度データと伝熱計算式とから、溶鋼１４の中心に向かう方向に沿った温度プロファイルから算出する。温度勾配は、当該温度プロファイルから算出される固相率が０．９９となる点の前後の温度と、当該前後の距離とを用いて算出した。

鋳片の固液界面の位置は、熱電対から出力される温度データと伝熱計算式とから算出される溶鋼１４内の温度プロファイルから算出できる。鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）は、当該温度プロファイルの時間当たりの変化量を用いて算出した。

温度勾配Ｇおよび凝固速度Ｖの関係を調査した結果を表２に示す。表２から下記数式（３）の値が０．１９より小さい場合は、鋳片の中心部においてデンドライト成長方向がばらついている等軸晶組織が観察された。一方、下記数式（３）の値が０．１９以上の場合は、柱状晶組織が形成され、下記数式（３）の値が０．２７以上の場合は、均一な柱状晶が形成していることが観察された。

表２から、上記数式（３）の値が０．２７以上になるよう温度勾配Ｇおよび凝固速度Ｖを制御することによって、鋳片の中心部の凝固組織における平均偏析粒径を小さくし、さらに中心部の凝固組織を均一な柱状晶にすることができる。これにより、連続鋳造機によて鋳造された鋳片の溶質元素の中心偏析をさらに低減できることがわかる。

１０ 連続鋳造機
１２ モールド
１４ 溶鋼
１６ 凝固シェル
１８ 静磁場発生装置
２０ 静磁場発生装置

Claims (2)

1. 連続鋳造機に静磁場発生装置を設置し、鋳型から引き抜かれた鋳片の中心固相率が、下記数式（１）で表される範囲の少なくとも一部で、前記鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を磁場強度が０．１５Ｔ以上であって、下記数式（２）で表される印加時間率が１０％以上となるように前記鋳片に静磁場を印加することを特徴とする連続鋳造方法。
   
   
   ただし、ｆｓは、前記鋳片の中心固相率であり、前記中心固相率は、鋳片の引き抜き方向に対して方向に対して垂直となる方向の断面における中心点の固相率である。
2. 前記鋳片の中心固相率が０．３である場合において下記数式（３）の値が０.２７以上
   であることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造方法。
   
   ただし、Ｇは、前記鋳片の中心固相率が０．３の点を通って、その点での鋳造方向に直交する直線上の固相率が０．９９となる点の温度勾配（℃／ｍｍ）を表し、Ｖは、前記鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）を表す。