(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
モールドパウダーを用いた炭素含有量が０．０８〜０．２０質量％の鋼の連続鋳造方法であって、鋳型近傍における雰囲気中の水蒸気分圧を０．０５〜０．７ａｔｍとして連続鋳造を行うことを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
【請求項２】
さらに、凝固したモールドパウダーの表面粗さが５μｍ以上となるように連続鋳造を行うことを特徴とする請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、モールドパウダーを用いた鋼の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、一般に、取り鍋からタンディッシュに注湯された溶鋼が浸漬ノズルを介して鋳型に注入され、鋳型内で形成された凝固シェルが鋳型の底部に続いて設けられた案内ロール群の間でスプレーノズルにより冷却されながら凝固され、鋳片としてピンチロールによって引き抜かれる。この際、鋳型内の溶鋼湯面（以下、メニスカス部という）にモールドパウダーを浮遊させ、溶鋼の熱によってモールドパウダーを溶融させて鋳型と凝固シェルとの間に流入させ、鋳型と凝固シェルとの摩擦を軽減して潤滑性を向上させている。また、モールドパウダーにより、鋳型内壁に鋳片が焼き付くことを防止するために、鋳型を所定の振動数、所定の振幅で振動させる装置が用いられている。このようなモールドパウダーを用いた鋼の連続鋳造においては、適切なモールドパウダーを選択しないと、鋳片の表面に縦割れが発生し、品質上の欠陥である鋳片表面欠陥が生じるおそれがある。したがって、無手入れの圧延用連続鋳造鋳片を安定して製造するためには、適切なモールドパウダーを選択することが重要である。
【０００３】
ところで、炭素含有量が０．０８〜０．２０％である鋼の連続鋳造においては、不均一凝固が生じやすいため鋳片に縦割れが生じやすく、これを防止するためには鋳型／鋳片（凝固シェル）間の伝熱を遅くする、いわゆる「緩冷却」が有効であることが従来より指摘されている（例えば、鉄と鋼:67(1981),1508.）。この緩冷却の手段としては、鋳型の材質を変更したり、鋳型の冷却水量を減らしたりすることが試行されてきたが、いずれの場合も十分な縦割れ防止効果を得ることができなかった。
【０００４】
そのような状況において、近年、鋼の連続鋳造に結晶析出温度の高いモールドパウダーを適用した結果、鋳片の縦割れ発生頻度が大きく減少するという結果が得られてきている（例えば、鉄と鋼:,83(1997),115等）。ここで、結晶析出温度は、一度モールドパウダーを溶融した後、一定の冷却速度で冷却した時に初晶が析出する温度を言うが、一般に結晶析出温度の高いモールドパウダーは、ＴＴＴ図における結晶析出領域が大きい。つまり、いかに溶融したモールドパウダー中に結晶相を析出させるかが鍵となる。そこで従来の技術においては、モールドパウダー中の結晶相の一つであるCuspidine（３ＣａＯ・２ＳｉＯ２・ＣａＦ２）が析出しやすいように、添加元素を工夫してモールドパウダー設計を行なっていた（前出、鉄と鋼:,83(1997),115等）。
【０００５】
しかしながら、近年、環境問題への関心の高まりに伴ないフッ素（Ｆ）の環境への排出が問題となりつつあり、上記CuspidineはFを含有していることから、少量のFの添加でCuspidineの結晶相を析出させることのできるプロセスが求められている。
【０００６】
また一方、レーザーフラッシュ法等で測定したところによると、モールドパウダーの結晶相はガラス相より熱伝導度が高く、このような結晶相を鋳型および鋳片の間に介在させた場合、鋳片は強冷却されるはずであるが、実際には鋳型の冷却水の温度上昇は低く、緩冷却となっている。このように鋳型／鋳片間の伝熱挙動については解明されていない部分も多く、モールドパウダーは試行錯誤的に製造され試験されているのが実情である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、モールドパウダー中に結晶相が析出しやすく、モールドパウダーにより緩冷却を有効に行なうことができ、表面縦割れの極めて少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供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
従来の連続鋳造においては、粉末もしくは顆粒のモールドパウダーが水分を吸収すると、モールドパウダーがメニスカス上部に投入されて溶融する際に熱が奪われるとともに、モールドパウダーが溶融しにくくなることから、一般には鋳型近傍の雰囲気を乾燥させている。これに対し、本発明者らは表面縦割れの極めて少ない鋳片を製造すべく種々検討を重ねた結果、溶融したモールドパウダーが凝固する際に鋳型近傍の雰囲気中に水蒸気が存在すると、モールドパウダー中に結晶核生成の起点が増えて結晶が析出しやすくなることを知見した。
【０００９】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであって、モールドパウダーを用いた炭素含有量が０．０８〜０．２０質量％の鋼の連続鋳造方法であって、鋳型近傍における雰囲気中の水蒸気分圧を０．０５〜０．７ａｔｍとして連続鋳造を行うことを特徴とする鋼の連続鋳造方法を提供する。
【００１０】
また、上記の鋼の連続鋳造方法において、さらに、凝固したモールドパウダーの表面粗さが５μｍ以上となるように連続鋳造を行なうことを特徴とする鋼の連続鋳造方法を提供する。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明では、鋳型近傍における雰囲気中の水蒸気分圧を０．０５〜０．７ａｔｍとして連続鋳造を行なうことにより、溶融モールドパウダー中に結晶核生成の起点を増大させ、例えばCuspidine（３ＣａＯ・２ＳｉＯ２・ＣａＦ２）のような結晶相を従来よりも効率よく析出することができるので、鋳片の緩冷却を有効に行なって、鋳片に生じる縦割れを防止することができる。
【００１２】
鋳型近傍における雰囲気中の水蒸気分圧が０．０５ａｔｍ未満では結晶核生成の起点を増大する効果が十分でなく、結晶相を効率よく析出させることができない。一方、水蒸気分圧が０．７ａｔｍを超えると、モールドパウダー中のＦと水蒸気が反応してＨＦを生成し、Ｆが減少して結晶相であるCuspidineが析出しにくくなる。また、水蒸気によってモールドパウダーが吸湿し、メニスカス近傍の溶鋼面に投入された際に溶融しにくくなり、鋳型／鋳片間に流れ込みにくくなってブレークアウト等の操業トラブルを発生させてしまう。このことから、本発明では、鋳型近傍の水蒸気分圧を０．０５〜０．７ａｔｍとする。
【００１３】
実際に、後述する表１のＡに示すモールドパウダーを用い、鋳型近傍である鋳造床の水蒸気分圧を変化させて鋼の連続鋳造を行った結果、図１に示す結果が得られた。図１は、横軸にその際の水蒸気分圧をとり、縦軸に鋳片割れ個数をとって、これらの関係を示す図である。図１に示すように、鋳型近傍の水蒸気雰囲気を０．０５〜０．７ａｔｍとした場合には鋳片表面に生じる縦割れが顕著に抑制されており、有効に緩冷却が行なわれていることがわかる。
【００１４】
鋳型近傍における雰囲気中の水蒸気分圧を上述の範囲とするためには、例えば、連続鋳造機の鋳型近傍を囲う囲繞部材を配置し、この囲繞部材内側に水蒸気分圧を調整した雰囲気を供給することにより行なうことができる。また、鋳型近傍に設けたノズルから鋳型のメニスカス部に向けて水蒸気分圧を調整した雰囲気を吹き付けるようにしてもよい。
【００１５】
また、本発明では、以上のようにして行なわれる連続鋳造に際して、鋳片に生じる縦割れを一層有効に抑制し、表面欠陥の極めて少ない鋼の鋳片を得るために、凝固後のモールドパウダーの表面粗さを５μｍ以上とすることが好ましい。凝固後のモールドパウダーの表面粗さが５μｍ未満では、このように優れた縦割れ抑制効果が発揮され難い。
【００１６】
凝固後のモールドパウダーの表面粗さは、連続鋳造を行なった後、メニスカスに生成したスラグリムごと凝固したモールドパウダーを引き上げて回収し、凝固したモールドパウダー表面の凹凸の谷（最小値）と山（最大値）の差を測定することにより把握することができるが、この方法では連続鋳造の操業に支障をきたす可能性があるため、以下の手法によりモールドパウダーの表面粗さを推定してもよい。
【００１７】
すなわち、鋼を鋳造する前に、予めイメージ加熱炉を備えたレーザ顕微鏡を用いて、使用するモールドパウダーを脱水したＡｒ雰囲気下（つまり水蒸気分圧が０ａｔｍの雰囲気）で加熱し溶融させた後、実機の鋳型／鋳片間の冷却速度と推察される１０Ｋ／ｓｅｃで室温まで冷却し、レーザ顕微鏡の機能である表面形状測定機能により、凝固したモールドパウダー表面の凹凸の谷と山の差ｒ２を測定する。このようにして測定されたｒ２と水蒸気分圧が０．２ａｔｍの雰囲気下で凝固したモールドパウダーの表面粗さｒ３との間の関係を実測値に基づいて把握した結果、
１．２５×ｒ２≦ｒ３≦１．４×ｒ２
の範囲となった。これら実測値から（ｒ３／ｒ２）の平均値を求めると１．３１となり、
ｒ３＝１．３×ｒ２
と近似することができる。また、水蒸気の影響が現れる水蒸気分圧０．０５ａｔｍ以上において、連続鋳造中に凝固したモールドパウダーの表面粗さの実測値ｒ１と上記ｒ３との間の関係を把握した結果、
１．７５×ｒ３≦ｒ１≦２．２０×ｒ３
の範囲となった。これら実測値から（ｒ１／ｒ３）の平均値を求めると２．００となり、
ｒ１＝２．０×ｒ３
と近似することができる。したがって、鋳造前に使用するモールドパウダーのｒ２を測定しておけば、上記関係式から、連続鋳造中に凝固したモールドパウダーの実際の表面粗さｒ１を推定することができる。
【００１８】
なお、レーザ顕微鏡のイメージ加熱炉ではモールドパウダーを入れるセルが小さいため、モールドパウダーが凝固する時に表面張力の影響を受けて表面粗さが小さくなってしまうが、相対的な関係は維持されるため、上述したように係数を乗ずる補正を行なうことによりイメージ加熱炉を用いた加熱および冷却後の表面粗さを測定したデータで十分実機の状況を再現することができる。
【００１９】
実際に、水蒸気分圧０．３ａｔｍの雰囲気で、種々の表面粗さを示すモールドパウダーを用いて連続鋳造を行い、鋳片に生じた表面縦割れ個数を計測した結果、図２に示す結果が得られた。図２は、横軸にその際の凝固後のモールドパウダーの表面粗さをとり、縦軸に鋳片割れ個数をとって、これらの関係を示す図である。図２に示すように、凝固後のモールドパウダーの表面粗さを５μｍ以上とすることによって、鋳片に生じる縦割れを一層効果的に抑制することができることがわかる。なお、ここでの凝固後のモールドパウダーの表面粗さは、上記の手法により推定された値である。
【００２０】
なお、本発明の連続鋳造方法では、例えば、ＳｉＯ２，ＣａＯ，Ａｌ２Ｏ３，Ｆｅ２Ｏ３，ＭｇＯ，ＭｎＯ，ＢａＯ，Ｂ２Ｏ３等の酸化物を母材とし、その他にＮａ２Ｏ，Ｋ２Ｏ，Ｌｉ２Ｏ等の金属酸化物、ＮａＦ，ＫＦ，ＬｉＦ，ＣａＦ２，ＭｇＦ２，ＡｌＦ３，Ｎａ３ＡｌＦ６等のフッ化物、それら金属の炭酸化物や硝酸化物等が添加された、一般的に用いられているモールドパウダーを使用することができるが、これに限定されるものではない。
【００２１】
【実施例】
次に、本発明の実施例を示す。
表１に示すＡ、Ｂのモールドパウダーを用いて、表２に示す鋳造速度および水蒸気分圧の条件で鋼を連続鋳造し、表２に示すサイズの鋳片を製造した。表２には、得られた鋳片の縦割れ発生個数、それぞれのモールドパウダーを乾燥雰囲気でイメージ加熱炉により溶融凝固させた場合の表面粗さｒ２、所定の水蒸気分圧として溶融凝固させた場合の表面粗さｒ３、および、連続鋳造後の実機から凝固したモールドパウダーを回収して測定した表面粗さｒ１を併せて示す。なお、表２に示したｒ１〜ｒ３の値は、それぞれ１０ヶ所以上で測定された表面粗さの平均値である。
【００２２】
表２より、雰囲気中の水蒸気分圧を０．０５〜０．７ａｔｍに制御し、凝固したモールドパウダーの表面粗さを５μｍ以上とした場合には、鋳片の縦割れ発生個数が大幅に減少していることがわかる。また、表２にｒ３／ｒ２およびｒ１／ｒ３の値を示すが、これらの平均値は１．３および２．００であり、ｒ３＝１．３×ｒ２、ｒ１＝２．０×ｒ３の近似式を適用可能なことが確認された。
【００２３】
【表１】
0004576657.tif 000002
【００２４】
【表２】
0004576657.tif 000003
【００２５】
【発明の効果】
本発明によれば、モールドパウダー中に結晶相が析出しやすく、モールドパウダーにより緩冷却を有効に行なうことができるので、表面縦割れの極めて少ない鋼の鋳片を製造することができる連続鋳造方法を提供することができる。すなわち、無手入れ圧延が可能な鋳片を安定して製造することができ、歩留まりの向上、製造コストの低減等、その工業的効果は非常に大きい。さらに、モールドパウダー中に結晶相を効率よく析出させることができるので、環境へのＦ排出量低減も期待することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】表１のＡに示すモールドパウダーを用いて鋼を連続鋳造した場合における、鋳型近傍の水蒸気分圧と、得られた鋳片に生じた表面縦割れ個数との関係を示す図。
【図２】水蒸気分圧０．３ａｔｍの雰囲気で、種々の表面粗さのモールドパウダーを用いて鋼を連続鋳造した場合における、モールドパウダーの表面粗さと、鋳片表面の縦割れ個数との関係を示す図。
【図１】
0004576657.tif 000004
【図２】
0004576657.tif 000005