モールドパウダー
【課題】 小断面サイズの丸鋳片においても、ブレークアウト等の操業トラブルが発生せず、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができる鋼の連続鋳造に用いるモールドパウダーを提供すること。
【解決手段】 鋳型断面形状が円形の丸鋳片を得るための鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーは、１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上（ただし、０．８〜１．０Ｐａ・Ｓは除く）であり、ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５であり、結晶化温度が１２７３Ｋ以上であり、Ｆの含有量が２．０重量％超、５．０重量％以下、Ｎａの含有量がＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下である。
【解決手段】 鋳型断面形状が円形の丸鋳片を得るための鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーは、１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上（ただし、０．８〜１．０Ｐａ・Ｓは除く）であり、ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５であり、結晶化温度が１２７３Ｋ以上であり、Ｆの含有量が２．０重量％超、５．０重量％以下、Ｎａの含有量がＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼の連続鋳造に用いるモールドパウダーに関し、特に鋳型断面形状が円形の丸鋳片の連続鋳造に適したモールドパウダーに関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼の連続鋳造においては、主に、（１）鋳型内の溶鋼表面の被覆保温および酸化防止、（２）溶鋼中より浮上する非金属介在物吸収および溶鋼の清浄化、ならびに（３）鋳型／初期凝固シェル間の潤滑性保持および冷却均一化の目的で、粉末状あるいは顆粒状のモールドパウダーを鋳型内の溶鋼湯面に添加する。
【０００３】
一般に、モールドパウダーは、主にＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３にＦｅ２Ｏ３、ＭｇＯ等を加えた酸化物を基材とし、これに粘度、凝固温度、塩基度等の物性を調整する目的で、アルカリ金属またはアルカリ土類金属を酸化物、炭酸塩または弗化物の形態で適量含み、また溶融調整目的でＣを適量含有した組成を有している。
【０００４】
溶鋼表面に添加されたモールドパウダーは溶融してスラグ状になり、鋳型と凝固シェル間に均一に流入して潤滑作用を及ぼすことで、安定した連続鋳造を行うことができる。
【０００５】
一方、継目無鋼管、あるいは条鋼製造用のビレット、ブルームと呼ばれる鋳造半製品を製造するために、鋳型断面形状が円形の丸鋳片鋳造技術が開発され実施されている。
【０００６】
このような丸鋳片鋳造技術は、従来のスラブ等の矩形断面形状の鋳型を用いた連続鋳造に比較して、より最終製品に近い形状（ニアネットシェイプ）に直接鋳造することができるので、分塊工程等を省略することができ、省工程・省コストの面で有利である。
【０００７】
矩形断面形状の連続鋳造については、従来、例えば特許文献１、特許文献２において、疵発生率および割れ感受性の高い高マンガン鋼、中炭素鋼等で、ブレークアウト等の操業トラブルのない安定した鋳造を行うために、モールドパウダーの物性を高塩基度化、高凝固温度化し鋳片の緩冷却化を図ることが提案されている。
【０００８】
しかしながら、鋳型断面が円形の連続鋳造においては、高塩基度化によりモールドパウダーが凝固した後の性状が結晶質になりやすいため、凝固時の収縮が大きくなり、メニスカス直下の抜熱が不均一となって、凝固シェルの局所的なディプレッション（凹み）、縦割れやそれに伴うブレークアウト等の問題が生じる。
【０００９】
また、高凝固温度化により、鋳型縁部にスラグベアと呼ばれる溶融パウダーの凝固物が発生しやすくなるが、円形断面鋳型では矩形断面鋳型に比較してその鋳型の形状から安定に形成されやすく、スラグベアの肥大化により鋳型と凝固シェル間の溶融パウダーの流入路が塞がれ、不均一流入となりやすい。
【００１０】
一般に円形断面鋳型では矩形断面鋳型に比較して小断面であるため、スラグベアが成長した場合、その断面比率が大きく、溶融パウダーの不均一流入をより助長し、結果として不均一冷却による操業不安定を助長してしまう。
【００１１】
このように、円形断面鋳型を用いた連続鋳造において、溶鋼の緩冷却化に対し、高塩基度化、高凝固温度化は逆効果になる場合がある。
【００１２】
これらの問題を解決するために、特許文献３では、以下に示す（１）式で定義された塩基度を最大でも０．９に抑え、また融点は１４２３Ｋ以上であるが実用的には１５７３Ｋに抑える一方、粘度をスラブ連続鋳造に比べ、高め（０．３〜０．７Ｐａ・Ｓに設定したモールドパウダーが提案されている。
〔ＣａＯ（mass％）+0.718×ＣａＦ２（mass％）〕／ＳｉＯ２（mass％）…(1)
【００１３】
このパウダーの粘度を高めにすることで、溶鋼湯面からの溶融パウダーの巻き込みを抑制し、かつ溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間への流入をより安定化させることができる。さらに、スラグベアの生成を抑制するために、Ｎａ、Ｆの含有量を抑えている。そして、このモールドパウダーを用いて、直径２２５ｍｍの円形断面鋳型で鋳造速度２．０ｍ／ｍｉｎの条件下で低炭素鋼の連続鋳造テストを行った結果、適正なパウダー消費量を保持しつつ、縦割れ等の鋳片表面欠陥の発生率を低減し、ブレークアウトを防止することができたとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開平３−１９３２４８号公報
【特許文献２】特開平４−２２４０６３号公報
【特許文献３】特開平８−２５００８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
しかしながら、鋳型の断面サイズが小さい場合には、溶鋼の湯面変動が大きくなる傾向にある。図１は各サイズ毎の平均湯面変動を示したものであるが、直径２１０ｍｍ以下で急激に湯面変動が大きくなる。その結果、溶融パウダーの鋳型／初期凝固シェル間のスラグフィルムが破断され、パウダーの不均一流入とそれに伴う初期凝固不安定性の助長によるディプレッション、縦割れ等の鋳片表面欠陥、ブレークアウト等の操業トラブルの発生確率の増加を引き起こす。
【００１６】
一方、直径３００ｍｍ以上の比較的大断面の丸鋳片連続鋳造においても、より安定した操業を実現することにより、鋳造速度を高速度化し生産効率を向上させるニーズが存在する。
【００１７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、小断面サイズの丸鋳片においても、ブレークアウト等の操業トラブルが発生せず、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができる鋼の連続鋳造に用いるモールドパウダーを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、上記課題を解決するために検討を重ねた結果、モールドパウダーの溶融状態での粘度、塩基度、結晶化温度を適切に調整することにより、小断面の丸鋳片の連続鋳造においてもブレークアウト等の操業トラブルが発生せず、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができることを見出した。
【００１９】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、鋳型断面形状が円形の丸鋳片を得るための鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーであって、１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上（ただし、０．８〜１．０Ｐａ・Ｓは除く）であり、ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５であり、結晶化温度が１２７３Ｋ以上であり、Ｆの含有量が２．０重量％超、５．０重量％以下、Ｎａの含有量がＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下であることを特徴とするモールドパウダーを提供するものである。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、モールドパウダーの性状を適切に調整することにより、小断面サイズの丸鋳片の連続鋳造においても、ブレークアウト等の操業トラブルが発生せず安定した連続鋳造が可能となり、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができる。また、このような効果をパウダー低消費量で実現することができ経済的であり、さらに鋳造速度の高速化も可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】円形断面鋳型の鋳型サイズと湯面変動指数との関係を示すグラフ。
【図２】ラボテストにおける溶融パウダーのスラグ切断荷重指数と１５７３Ｋにおける溶融パウダーの粘度との関係を示すグラフ。
【図３】実施例１の連続鋳造テストにおける表面欠陥およびブレークアウトの発生頻度を示すグラフ。
【図４】実施例１の連続鋳造テストにおけるモールドパウダーの消費量についての結果を示すグラフ。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明では、鋼の連続鋳造を行うにあたり、モールドパウダーを、
(1)１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上
(2)ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５
(3)結晶化温度が１２７３Ｋ以上
とする。
【００２３】
このように本発明の要件を規定した根拠について以下に説明する。
図２は、ラボテストにおける溶融パウダーのスラグ切断荷重指数と、１５７３Ｋにおける溶融パウダーの粘度との関係を示すグラフである。図２においてスラグ切断荷重指数とは、溶融パウダーのプールに浸漬したテストピースを引き上げる際に生じる荷重抵抗をロードセルで測定し無次元化した指標である。
【００２４】
図２から明らかなように、溶融パウダーの粘度を上げることでスラグ切断荷重が増加する。このことから、モールドパウダーを高粘度化することで、溶融パウダーが鋳型／凝固シェル間に流入して形成されるスラグフィルムが、急激な湯面変動によっても破断しにくくなり、パウダー流入はより均一化することが把握される。また、同様に大きな湯面変動により引き起こされる溶融パウダーの溶鋼湯面からの巻込みも、モールドパウダーの一層の高粘度化により抑制することができる。
【００２５】
一方、高粘度化により、パウダー消費量は低減かつ安定化し、低消費量での溶融パウダーの均一流入が確保され、抜熱変動、およびそれに伴う初期凝固不安定化によるディプレッション、縦割れ等の表面欠陥の発生、ブレークアウト等の操業トラブルも抑制される。
【００２６】
このように溶融パウダーの粘度を上げることにより、連続鋳造操業が安定化し、高鋳造速度での操業も可能になる。このような効果を有効に発揮させるために、本発明では１５７３Ｋにおける粘度を０．８Ｐａ・Ｓ以上と規定している。
【００２７】
また、ＣａＯ／ＳｉＯ２の式で表されるモールドパウダーの塩基度を適正に調整することで、鋳型と凝固シェル間の溶融パウダーのスラグフィルムを適正化し、凝固時の収縮を小さくし、鋳型と凝固シェルとの間のエアギャップの生成を適度に抑制し、冷却化を均一化することができる。前述したように、高塩基度化は鋳片の緩冷却化に効果があるが、円形断面鋳型の連続鋳造では、抜熱が不均一化し、初期凝固不安定性を増大させる。一方、塩基度が低いほど溶融パウダーが凝固した後の性状がガラス質になりやすいので、緩冷却効果はなくなる。また、塩基度が０．３未満では結晶化温度を１２７３Ｋ以上とすることが難しい。これらの点を考慮すると、円形断面鋳型を使用する場合の塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）の適正範囲は０．３〜１．５であり、したがって本発明ではモールドパウダーの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）を０．３〜１．５の範囲としている。丸鋳片の連続鋳造を考慮すると、塩基度が０．５以上であることがより好ましい。
【００２８】
モールドパウダーの結晶化温度は鋳型と凝固シェル間の抜熱に影響を及ぼす。この結晶化温度が１２７３Ｋ未満の場合には、強冷却指向が強くなり、鋳型と凝固シェル間の抜熱が大きくなりすぎ、鋳片の縦割れ等の欠陥が発生する確率が高くなる。そのため、本発明ではモールドパウダーの結晶化温度を１２７３Ｋ以上と規定している。
【００２９】
上記要件を満たせば、丸鋳片の連続鋳造に適したものとなるが、さらに前記モールドパウダーのＮａの含有量をＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下、Ｆの含有量を５．０重量％以下とすることが好ましい。このようにＮａ、Ｆを低減することにより、スラグベアの生成を抑制し、溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間の流入路を安定に確保し、スラグフィルムの均一流入を実現する。さらに、浸漬ノズル等の耐火物の溶損を抑制し、連々鋳時間を従来より延長することができる。なお、浸漬ノズルと鋳型との間の狭い小断面鋳型条件下では、湯面変動が大きくなりやすく、浸漬ノズルからの受熱も大きく、スラグベアの成長を助長するため、さらにＮａをＮａ２Ｏ換算で３．０重量％以下にすることが好ましい。また、Ｆは抑制すべき元素ではあるが、結晶化温度を１２７３Ｋ以上とする観点からは、２重量％を超えて含有することが好ましく、さらには３重量％を超えて含有することが好ましい。
【００３０】
なお、本発明におけるモールドパウダーは、上記要件を満たす限り、その組成は限定されず、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３に、Ｆｅ２Ｏ３、ＭｇＯ等を加えた酸化物を基材とし、これに粘度、凝固温度、塩基度等の物性を調整する目的で、アルカリ金属またはアルカリ土類金属を酸化物、炭酸塩または弗化物の形態で適量含み、また溶融調整目的でＣを適量含有した一般的な組成のものを用いることができる。また、その他の連続鋳造の操業条件も特に限定されるものではない。
【実施例】
【００３１】
（実施例１）
表１に示すＡ〜ＥのうちＡ〜Ｄのモールドパウダーを用い、直径１７０〜２１０ｍｍの円形断面鋳型を用いて中炭〜中高炭範囲の炭素鋼（組成は表２に示す）で、丸鋳片連続鋳造テストを実施した。このテストには曲げ型連続鋳造機（多点矯正）使用し、鋳造速度は１．４〜２．０ｍ／ｍｉｎとした。このテストの結果を図３および図４に示す。なお、表１中、パウダーＡ〜Ｃは本発明の要件から外れる従来例であり、Ｄ，Ｅは本発明の範囲を満たす本発明例である。なお、結晶化温度は粘度が高くなると検知し難くなる傾向にあり、粘度の高いパウダーＥは一般的な方法では結晶化温度を測定することは困難であるが、ここでは、白金ルツボ中でパウダースラグを完全に溶融させた後、１２７３Ｋまで炉冷し、３０分間保持した後、水冷凝固させ、その水砕品をＸ線回折分析し、結晶の有無を確認した。すなわち、結晶のピークを検出することができれば結晶化温度が少なくとも１２７３Ｋであることを確認することができる。この方法に基づいて結晶化温度を求めた結果、パウダーＥの結晶化度は１２７３Ｋ以上であった。
【００３２】
図３に本テストにおける表面欠陥およびブレークアウトの発生頻度を示す。この図から明らかなように、従来例のモールドパウダーＡ〜Ｃを用いた場合には、はディプレッション、縦割れ等の表面欠陥およびブレークアウトのいずれかまたは両方が発生したが、本発明例のモールドパウダーＤを用いた場合には、表面欠陥は皆無で、ブレークアウトの発生もなく、安定した操業を達成することができた。
【００３３】
図４に直径１７０〜２１０ｍｍの円形断面鋳型を用いた連続鋳造における各モールドパウダーの平均消費量についての結果を示す。この図から明らかなように、本発明例のモールドパウダーＤは、従来例のモールドパウダーＡ〜Ｃに比べて消費量が低減し、低消費量でも安定鋳造が確保されていることがわかる。
【００３４】
また、従来例のうちモールドパウダーＡは中高炭レベルの炭素鋼用強冷却指向のパウダーであり、モールドパウダーＢ，Ｃは中炭用緩冷却指向のパウダーであり、従来は鋳造される鋼の炭素含有レベルに応じて使い分けていたが、本発明例のモールドパウダーＤはどちらの鋼種でも安定して適用することができた。したがって、本発明のモールドパウダーを用いることによりパウダー銘柄の統合が期待できる。
【００３５】
（実施例２）
実施例１と同じ連続鋳造機を用い、表１に示すモールドパウダーＤ，Ｅを用いて、中炭〜中高炭範囲の炭素鋼における高速連続鋳造テストを実施した。鋳型サイズは直径１７０〜３３０φとした。
【００３６】
表３に各サイズ毎の鋳造速度、ならびに表面欠陥およびブレークアウトの発生率を示す。なお、鋳造速度は各サイズにおける従来の鋳造速度を１００％として％表示している。この表に示すように、鋳造速度が従来に比べて１５〜２５％程度高速化しているのにも関わらず、表面欠陥、ブレークアウト等の操業トラブルは皆無であり、高速鋳造下でも安定操業が実現できることが確認された。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼の連続鋳造に用いるモールドパウダーに関し、特に鋳型断面形状が円形の丸鋳片の連続鋳造に適したモールドパウダーに関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼の連続鋳造においては、主に、（１）鋳型内の溶鋼表面の被覆保温および酸化防止、（２）溶鋼中より浮上する非金属介在物吸収および溶鋼の清浄化、ならびに（３）鋳型／初期凝固シェル間の潤滑性保持および冷却均一化の目的で、粉末状あるいは顆粒状のモールドパウダーを鋳型内の溶鋼湯面に添加する。
【０００３】
一般に、モールドパウダーは、主にＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３にＦｅ２Ｏ３、ＭｇＯ等を加えた酸化物を基材とし、これに粘度、凝固温度、塩基度等の物性を調整する目的で、アルカリ金属またはアルカリ土類金属を酸化物、炭酸塩または弗化物の形態で適量含み、また溶融調整目的でＣを適量含有した組成を有している。
【０００４】
溶鋼表面に添加されたモールドパウダーは溶融してスラグ状になり、鋳型と凝固シェル間に均一に流入して潤滑作用を及ぼすことで、安定した連続鋳造を行うことができる。
【０００５】
一方、継目無鋼管、あるいは条鋼製造用のビレット、ブルームと呼ばれる鋳造半製品を製造するために、鋳型断面形状が円形の丸鋳片鋳造技術が開発され実施されている。
【０００６】
このような丸鋳片鋳造技術は、従来のスラブ等の矩形断面形状の鋳型を用いた連続鋳造に比較して、より最終製品に近い形状（ニアネットシェイプ）に直接鋳造することができるので、分塊工程等を省略することができ、省工程・省コストの面で有利である。
【０００７】
矩形断面形状の連続鋳造については、従来、例えば特許文献１、特許文献２において、疵発生率および割れ感受性の高い高マンガン鋼、中炭素鋼等で、ブレークアウト等の操業トラブルのない安定した鋳造を行うために、モールドパウダーの物性を高塩基度化、高凝固温度化し鋳片の緩冷却化を図ることが提案されている。
【０００８】
しかしながら、鋳型断面が円形の連続鋳造においては、高塩基度化によりモールドパウダーが凝固した後の性状が結晶質になりやすいため、凝固時の収縮が大きくなり、メニスカス直下の抜熱が不均一となって、凝固シェルの局所的なディプレッション（凹み）、縦割れやそれに伴うブレークアウト等の問題が生じる。
【０００９】
また、高凝固温度化により、鋳型縁部にスラグベアと呼ばれる溶融パウダーの凝固物が発生しやすくなるが、円形断面鋳型では矩形断面鋳型に比較してその鋳型の形状から安定に形成されやすく、スラグベアの肥大化により鋳型と凝固シェル間の溶融パウダーの流入路が塞がれ、不均一流入となりやすい。
【００１０】
一般に円形断面鋳型では矩形断面鋳型に比較して小断面であるため、スラグベアが成長した場合、その断面比率が大きく、溶融パウダーの不均一流入をより助長し、結果として不均一冷却による操業不安定を助長してしまう。
【００１１】
このように、円形断面鋳型を用いた連続鋳造において、溶鋼の緩冷却化に対し、高塩基度化、高凝固温度化は逆効果になる場合がある。
【００１２】
これらの問題を解決するために、特許文献３では、以下に示す（１）式で定義された塩基度を最大でも０．９に抑え、また融点は１４２３Ｋ以上であるが実用的には１５７３Ｋに抑える一方、粘度をスラブ連続鋳造に比べ、高め（０．３〜０．７Ｐａ・Ｓに設定したモールドパウダーが提案されている。
〔ＣａＯ（mass％）+0.718×ＣａＦ２（mass％）〕／ＳｉＯ２（mass％）…(1)
【００１３】
このパウダーの粘度を高めにすることで、溶鋼湯面からの溶融パウダーの巻き込みを抑制し、かつ溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間への流入をより安定化させることができる。さらに、スラグベアの生成を抑制するために、Ｎａ、Ｆの含有量を抑えている。そして、このモールドパウダーを用いて、直径２２５ｍｍの円形断面鋳型で鋳造速度２．０ｍ／ｍｉｎの条件下で低炭素鋼の連続鋳造テストを行った結果、適正なパウダー消費量を保持しつつ、縦割れ等の鋳片表面欠陥の発生率を低減し、ブレークアウトを防止することができたとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開平３−１９３２４８号公報
【特許文献２】特開平４−２２４０６３号公報
【特許文献３】特開平８−２５００８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
しかしながら、鋳型の断面サイズが小さい場合には、溶鋼の湯面変動が大きくなる傾向にある。図１は各サイズ毎の平均湯面変動を示したものであるが、直径２１０ｍｍ以下で急激に湯面変動が大きくなる。その結果、溶融パウダーの鋳型／初期凝固シェル間のスラグフィルムが破断され、パウダーの不均一流入とそれに伴う初期凝固不安定性の助長によるディプレッション、縦割れ等の鋳片表面欠陥、ブレークアウト等の操業トラブルの発生確率の増加を引き起こす。
【００１６】
一方、直径３００ｍｍ以上の比較的大断面の丸鋳片連続鋳造においても、より安定した操業を実現することにより、鋳造速度を高速度化し生産効率を向上させるニーズが存在する。
【００１７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、小断面サイズの丸鋳片においても、ブレークアウト等の操業トラブルが発生せず、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができる鋼の連続鋳造に用いるモールドパウダーを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、上記課題を解決するために検討を重ねた結果、モールドパウダーの溶融状態での粘度、塩基度、結晶化温度を適切に調整することにより、小断面の丸鋳片の連続鋳造においてもブレークアウト等の操業トラブルが発生せず、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができることを見出した。
【００１９】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、鋳型断面形状が円形の丸鋳片を得るための鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーであって、１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上（ただし、０．８〜１．０Ｐａ・Ｓは除く）であり、ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５であり、結晶化温度が１２７３Ｋ以上であり、Ｆの含有量が２．０重量％超、５．０重量％以下、Ｎａの含有量がＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下であることを特徴とするモールドパウダーを提供するものである。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、モールドパウダーの性状を適切に調整することにより、小断面サイズの丸鋳片の連続鋳造においても、ブレークアウト等の操業トラブルが発生せず安定した連続鋳造が可能となり、表面欠陥のない健全な品質の鋳片を得ることができる。また、このような効果をパウダー低消費量で実現することができ経済的であり、さらに鋳造速度の高速化も可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】円形断面鋳型の鋳型サイズと湯面変動指数との関係を示すグラフ。
【図２】ラボテストにおける溶融パウダーのスラグ切断荷重指数と１５７３Ｋにおける溶融パウダーの粘度との関係を示すグラフ。
【図３】実施例１の連続鋳造テストにおける表面欠陥およびブレークアウトの発生頻度を示すグラフ。
【図４】実施例１の連続鋳造テストにおけるモールドパウダーの消費量についての結果を示すグラフ。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明では、鋼の連続鋳造を行うにあたり、モールドパウダーを、
(1)１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上
(2)ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５
(3)結晶化温度が１２７３Ｋ以上
とする。
【００２３】
このように本発明の要件を規定した根拠について以下に説明する。
図２は、ラボテストにおける溶融パウダーのスラグ切断荷重指数と、１５７３Ｋにおける溶融パウダーの粘度との関係を示すグラフである。図２においてスラグ切断荷重指数とは、溶融パウダーのプールに浸漬したテストピースを引き上げる際に生じる荷重抵抗をロードセルで測定し無次元化した指標である。
【００２４】
図２から明らかなように、溶融パウダーの粘度を上げることでスラグ切断荷重が増加する。このことから、モールドパウダーを高粘度化することで、溶融パウダーが鋳型／凝固シェル間に流入して形成されるスラグフィルムが、急激な湯面変動によっても破断しにくくなり、パウダー流入はより均一化することが把握される。また、同様に大きな湯面変動により引き起こされる溶融パウダーの溶鋼湯面からの巻込みも、モールドパウダーの一層の高粘度化により抑制することができる。
【００２５】
一方、高粘度化により、パウダー消費量は低減かつ安定化し、低消費量での溶融パウダーの均一流入が確保され、抜熱変動、およびそれに伴う初期凝固不安定化によるディプレッション、縦割れ等の表面欠陥の発生、ブレークアウト等の操業トラブルも抑制される。
【００２６】
このように溶融パウダーの粘度を上げることにより、連続鋳造操業が安定化し、高鋳造速度での操業も可能になる。このような効果を有効に発揮させるために、本発明では１５７３Ｋにおける粘度を０．８Ｐａ・Ｓ以上と規定している。
【００２７】
また、ＣａＯ／ＳｉＯ２の式で表されるモールドパウダーの塩基度を適正に調整することで、鋳型と凝固シェル間の溶融パウダーのスラグフィルムを適正化し、凝固時の収縮を小さくし、鋳型と凝固シェルとの間のエアギャップの生成を適度に抑制し、冷却化を均一化することができる。前述したように、高塩基度化は鋳片の緩冷却化に効果があるが、円形断面鋳型の連続鋳造では、抜熱が不均一化し、初期凝固不安定性を増大させる。一方、塩基度が低いほど溶融パウダーが凝固した後の性状がガラス質になりやすいので、緩冷却効果はなくなる。また、塩基度が０．３未満では結晶化温度を１２７３Ｋ以上とすることが難しい。これらの点を考慮すると、円形断面鋳型を使用する場合の塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）の適正範囲は０．３〜１．５であり、したがって本発明ではモールドパウダーの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）を０．３〜１．５の範囲としている。丸鋳片の連続鋳造を考慮すると、塩基度が０．５以上であることがより好ましい。
【００２８】
モールドパウダーの結晶化温度は鋳型と凝固シェル間の抜熱に影響を及ぼす。この結晶化温度が１２７３Ｋ未満の場合には、強冷却指向が強くなり、鋳型と凝固シェル間の抜熱が大きくなりすぎ、鋳片の縦割れ等の欠陥が発生する確率が高くなる。そのため、本発明ではモールドパウダーの結晶化温度を１２７３Ｋ以上と規定している。
【００２９】
上記要件を満たせば、丸鋳片の連続鋳造に適したものとなるが、さらに前記モールドパウダーのＮａの含有量をＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下、Ｆの含有量を５．０重量％以下とすることが好ましい。このようにＮａ、Ｆを低減することにより、スラグベアの生成を抑制し、溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間の流入路を安定に確保し、スラグフィルムの均一流入を実現する。さらに、浸漬ノズル等の耐火物の溶損を抑制し、連々鋳時間を従来より延長することができる。なお、浸漬ノズルと鋳型との間の狭い小断面鋳型条件下では、湯面変動が大きくなりやすく、浸漬ノズルからの受熱も大きく、スラグベアの成長を助長するため、さらにＮａをＮａ２Ｏ換算で３．０重量％以下にすることが好ましい。また、Ｆは抑制すべき元素ではあるが、結晶化温度を１２７３Ｋ以上とする観点からは、２重量％を超えて含有することが好ましく、さらには３重量％を超えて含有することが好ましい。
【００３０】
なお、本発明におけるモールドパウダーは、上記要件を満たす限り、その組成は限定されず、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３に、Ｆｅ２Ｏ３、ＭｇＯ等を加えた酸化物を基材とし、これに粘度、凝固温度、塩基度等の物性を調整する目的で、アルカリ金属またはアルカリ土類金属を酸化物、炭酸塩または弗化物の形態で適量含み、また溶融調整目的でＣを適量含有した一般的な組成のものを用いることができる。また、その他の連続鋳造の操業条件も特に限定されるものではない。
【実施例】
【００３１】
（実施例１）
表１に示すＡ〜ＥのうちＡ〜Ｄのモールドパウダーを用い、直径１７０〜２１０ｍｍの円形断面鋳型を用いて中炭〜中高炭範囲の炭素鋼（組成は表２に示す）で、丸鋳片連続鋳造テストを実施した。このテストには曲げ型連続鋳造機（多点矯正）使用し、鋳造速度は１．４〜２．０ｍ／ｍｉｎとした。このテストの結果を図３および図４に示す。なお、表１中、パウダーＡ〜Ｃは本発明の要件から外れる従来例であり、Ｄ，Ｅは本発明の範囲を満たす本発明例である。なお、結晶化温度は粘度が高くなると検知し難くなる傾向にあり、粘度の高いパウダーＥは一般的な方法では結晶化温度を測定することは困難であるが、ここでは、白金ルツボ中でパウダースラグを完全に溶融させた後、１２７３Ｋまで炉冷し、３０分間保持した後、水冷凝固させ、その水砕品をＸ線回折分析し、結晶の有無を確認した。すなわち、結晶のピークを検出することができれば結晶化温度が少なくとも１２７３Ｋであることを確認することができる。この方法に基づいて結晶化温度を求めた結果、パウダーＥの結晶化度は１２７３Ｋ以上であった。
【００３２】
図３に本テストにおける表面欠陥およびブレークアウトの発生頻度を示す。この図から明らかなように、従来例のモールドパウダーＡ〜Ｃを用いた場合には、はディプレッション、縦割れ等の表面欠陥およびブレークアウトのいずれかまたは両方が発生したが、本発明例のモールドパウダーＤを用いた場合には、表面欠陥は皆無で、ブレークアウトの発生もなく、安定した操業を達成することができた。
【００３３】
図４に直径１７０〜２１０ｍｍの円形断面鋳型を用いた連続鋳造における各モールドパウダーの平均消費量についての結果を示す。この図から明らかなように、本発明例のモールドパウダーＤは、従来例のモールドパウダーＡ〜Ｃに比べて消費量が低減し、低消費量でも安定鋳造が確保されていることがわかる。
【００３４】
また、従来例のうちモールドパウダーＡは中高炭レベルの炭素鋼用強冷却指向のパウダーであり、モールドパウダーＢ，Ｃは中炭用緩冷却指向のパウダーであり、従来は鋳造される鋼の炭素含有レベルに応じて使い分けていたが、本発明例のモールドパウダーＤはどちらの鋼種でも安定して適用することができた。したがって、本発明のモールドパウダーを用いることによりパウダー銘柄の統合が期待できる。
【００３５】
（実施例２）
実施例１と同じ連続鋳造機を用い、表１に示すモールドパウダーＤ，Ｅを用いて、中炭〜中高炭範囲の炭素鋼における高速連続鋳造テストを実施した。鋳型サイズは直径１７０〜３３０φとした。
【００３６】
表３に各サイズ毎の鋳造速度、ならびに表面欠陥およびブレークアウトの発生率を示す。なお、鋳造速度は各サイズにおける従来の鋳造速度を１００％として％表示している。この表に示すように、鋳造速度が従来に比べて１５〜２５％程度高速化しているのにも関わらず、表面欠陥、ブレークアウト等の操業トラブルは皆無であり、高速鋳造下でも安定操業が実現できることが確認された。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋳型断面形状が円形の丸鋳片を得るための鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーであって、
１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上（ただし、０．８〜１．０Ｐａ・Ｓは除く）であり、
ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５であり、
結晶化温度が１２７３Ｋ以上であり、
Ｆの含有量が２．０重量％超、５．０重量％以下、Ｎａの含有量がＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下であることを特徴とするモールドパウダー。
【請求項１】
鋳型断面形状が円形の丸鋳片を得るための鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーであって、
１５７３Ｋにおける粘度が０．８Ｐａ・Ｓ以上（ただし、０．８〜１．０Ｐａ・Ｓは除く）であり、
ＣａＯ／ＳｉＯ２（重量比）で表される塩基度が０．３〜１．５であり、
結晶化温度が１２７３Ｋ以上であり、
Ｆの含有量が２．０重量％超、５．０重量％以下、Ｎａの含有量がＮａ２Ｏ換算で４．０重量％以下であることを特徴とするモールドパウダー。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図２】
【図３】
【図４】
【公開番号】特開２０１０−１１５７１４（Ｐ２０１０−１１５７１４Ａ）
【公開日】平成２２年５月２７日（２０１０．５．２７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−４８５８７（Ｐ２０１０−４８５８７）
【出願日】平成２２年３月５日（２０１０．３．５）
【分割の表示】特願２０００−５３７３９（Ｐ２０００−５３７３９）の分割
【原出願日】平成１２年２月２９日（２０００．２．２９）
【出願人】（０００００４１２３）ＪＦＥエンジニアリング株式会社 (1,044)
【出願人】（０００００１９７１）品川リフラクトリーズ株式会社 (112)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年５月２７日（２０１０．５．２７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年３月５日（２０１０．３．５）
【分割の表示】特願２０００−５３７３９（Ｐ２０００−５３７３９）の分割
【原出願日】平成１２年２月２９日（２０００．２．２９）
【出願人】（０００００４１２３）ＪＦＥエンジニアリング株式会社 (1,044)
【出願人】（０００００１９７１）品川リフラクトリーズ株式会社 (112)
【Ｆターム（参考）】
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