寄稿

Experimental Study of Non-metallic Inclusions
Behaviour in the Tundish during Continuous
Casting of Steel
Jennie K.S. SVENSSON＊1, Erik ROOS＊2, Anders LAGERSTEDT＊2, Andrey KARASEV＊1,
Voicu BRABIE＊3 and Pär G. JÖNSSON＊1

スウェーデン王立工科大学 Pär G. Jönsson教授による序文

同和訳

山陽特殊製鋼技報編集委員 殿
私はここに、Jennie K.S. Svensson, Erik Roos, Anders
Lagerstedt, Andrey Karasev, Voicu Brabie and Pär G.
Jönsson による論文「連続鋳造中タンディッシュ内における非金属介在物の挙動に関する実験研究」を、山陽特殊製鋼技報に投稿します。
近年、産業の高度化に伴い、機械部品用鋼の使用環境は過酷化してきています。鋼中の非金属介在物は、破壊起点になる可能性があり鉄鋼製品の信頼性を低下させる
ことから、介在物低減に関する研究はますます重要になっています。本論文では、高清浄度鋼の製造に関する我々の研究の一つを紹介します。
本研究では、連続鋳造プロセスにおける非金属介在物の挙動に焦点を当てています。本プロセス中に検出された介在物を調査し、４つのグループに分類されることを見出しました。これら介在物組成と、溶鋼、タンディッシュ
スラグおよびタンディッシュ耐火物の組成との関連性を基に、介在物の起源について議論を行いました。
本論文は貴誌の読者にとって興味ある内容であると信じております。
Professor Pär G. Jönsson
スウェーデン王立工科大学 材料工学科
SE-100 44 Stockholm, Sweden

The tundish has been experimentally mapped to study reactions between the molten steel and the cover powder aswell as between the steel and the tundish lining. Steel samples were collected before casting, in the tundish during
the casting process, and after casting. During sampling in the tundish the MISS sampler was used in order to makean in-depth study of two parallel positions of the steel/slag and steel/refractory interfaces. Thereafter, the samples
were analysed with SEM in combination with EDS to determine the size and compositions of inclusions. The
inclusion data were mapped in ternary phase diagrams to determine the origin of the inclusions. The results showedthat two main inclusions groups, slag and deoxidation products, could be found in the samples. In addition, thesamples contained inclusions that had been formed due to interactions with the refractory lining material.

Key words
tundish; clean steel; continuous casting; industrial plant trials; slag/steel interface; refractory/steel interface; nonmetallic inclusions
原稿受付日：2018年4月9日*1 Department of Materials Science and Engineering, KTH Royal Institute of Technology, Brinellvägen 23, SE-100 44 Stockholm, Sweden*2 SSAB Special Steel, SE-613 80 Oxelösund, Sweden*3 Material Science, Dalarna University, SE-791 88 Falun, Sweden

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Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steel

1. Introduction

Sometimes the inclusions are trapped at a steel/slag
interface for some time before they are separated to

As the demands with respect to the product quality

the slag, due to the instability and turbulence

increase it becomes necessary to improve the steel

fluctuations at the interface [10,11]. In addition, small

cleanness and the resulting material properties [1,2]. The

inclusions can agglomerate to form bigger inclusions

tundish is final process step in the steelmaking process

due to the turbulent steel flow and become easier tobefore casting, where the steel cleanliness may beseparate [5]. However, the agglomeration of non-influenced. In the tundish, alloys can be added, themetallic inclusions has been found to be improved

superheat may be controlled, and the steel melt can bewhen the inclusions are in the slag compared to whenthermally homogenized [3]. It is also the last process

they are present at the steel/slag interface [13]. In order

step before casting where non-metallic inclusions canto get the most favourable separation of inclusions to.

the slag, it is important with an overall positive

The steel cleanness can also be improved by prevention

wettability（at the molten steel/slag/inclusion interface）

of reoxidation of the steel melt [4-5].

as well as a low slag viscosity but still high enough to

be removed from the steel phase to the slag phase[3-5]

withstand a slag entrainment into the steel [4,12] .
It is known that an inefficient separation of non-

However, it is known that the slag pick-up of Al2O3

metallic inclusions from the steel to the slag results ininclusions in the tundish changes the composition in

an entrapment of inclusions and a poor slab quality [6].

the slag, which can alter the slag viscosity [14]. The

If the separation is inefficient, the non-metallic

slag in the tundish can also be contaminated by the

inclusions can accumulate and cause clogging of thecarryover calcium-aluminate slag from the ladle [15].

submerged entry nozzle（SEN）during teeming. This,

The tundish slag layer can also be engulfed by thein turn, disturbs the casting process [7]. Specifically, themolten steel in the tundish and thus form newcomposition of these accumulations has been found toinclusions [10,11]. More specifically, even at low andbe connected with the composition of the non-metallic

horizontal velocities slag particles can be torn off from

inclusions in the molten steel in the tundish.

the slag layer and be dispersed into the molten steel

[8]

[11]

. Also, the fluid flow pattern of the tundish has

In the steel-slag-inclusion system in the tundish, theshown that a recirculation of the molten steel isinterfacial phenomena control the separation of non-responsible for most of the entrainment of the steel. Thisinto the slag as well as the vice versa dispersion [16]. It

phenomenon is influenced by the dynamic motion ofhas also been reported that the fluid flow will drive

an inclusion across the interface, the slag viscosity

away a considerable amount of smaller inclusions. The inclusions separations frominwards and downwards into the tundish, which will

the steel to the slag is a complex process due toprevent a separation of those inclusions from the steel

irregularities in density, turbulent fluctuations,to the slag [16].

metallic inclusions from the steel to the slag

and the wettability

[4]

[9]

reactions and the corresponding element transfer
between the steel and the tundish powder/refractory

The molten steel can get reoxidized by an oxygen. When the inclusion reaches the slag/metal

pick-up from the atmosphere as well as by the tundish

interface it can: i）pass and be separated to the slag

slag or tundish refractories, which can affect the steel

i m m e d i a t e l y ; i i） r e m a i n a t t h e i n t e r f a c e a n dcleanness in the final product [2,10,17]. The tundish

agglomerate with other inclusions that can be washedrefractory material is a MgO-based refractory thatlining[10,11]back into the steel bath; and iii）oscillate underneathconsists of Olivine which is a solid solution of fayalite

the interface and can then follow the steel flow back

（Fe2SiO4） and forsterite （Mg2SiO4） [17]. The MgO-

into the steel resulting in product defects [4]. Also,

based refractory has been proven to be a stable

when an inclusion passes the interface and ismaterial, due to its reduced content of easily reducible

separated to the slag a steel film can be formedoxides [17]. However, olivine can react with aluminium-

around the inclusion, when the inclusions are about

deoxidized steels according to the following reactions

150-180 µm in diameter.

（1）-（6）[17]:[4,12]

3

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Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steel

			

			

（1）

study how reactions have influenced the size and（2）composition of these inclusions.

（3）

2. Experimental（4）
2.1. Sampling of the Slag/Steel Interface
			

（5）

Industrial plant trials were performed at SSAB Special（6）

Steels, which is an integrated ore-based plant in
Oxelösund, Sweden. The company produces a wide

As the steel penetrate into the refractory lining, spinelrange of structural high-strength steels, with varying

particles are formed at the steel/refractory interface,applications for lightweight solutions as well as forwhich originate from aluminium from the molten steel

heavy and demanding applications. The steel route at. At the same time, particles can detach from the

SSAB is the following: a blast furnace to produce iron,refractory and end up in the steel phase near thea torpedo to remove sulfur from the iron, a converter. These particles

to remove carbon and to convert the iron into steel,commonly contain silicate-based phases and MgOladle refining to alloy the steel as well as to control the. Due to a large difference in the oxygenamounts of hydrogen, sulfur and oxygen, and finally[1]steel/refractory interface
crystals[1][1,17]

potential between the refractory material and theslab casting.

molten steel high oxygen potentials exist, which results
in a formation of an oxidised steel layer at the steel/During the industrial trials, a structural steel（0.165%. Air which is trapped in pores

C, 0.055% Al, 1.25% Mn, 0.22% Si, 0.6% Mo, 0.2

and easily reducible oxides present in the refractory% Cr, wt-%）was studied. The ladle treatment took

. The silicate-based

place in a 190 ton ladle, where aluminum was usedphase can then dissolve all the oxides in the oxidisedfor deoxidation and calcium was used for arefractory interface[1]material are sources of oxygen[1]. Thus,modification of inclusions. After the ladle treatment,

liquid complex slags such as Al2O3, CaO, FeO, MgO

the ladle was transported to the casting machine andand SiO2 can be formed

the casting was done via a tundish with a capacity ofsteel layer at the steel/refractory interface

[1]

.

[1]

30 tonnes. The steel was used to cast slabs with theBoth the tundish refractory lining and the slag can bedimension of 220x1680 mm. The compositions of thepotential sources or modifiers of the non-metallic

tundish lining material, the cover powder and the bulk

inclusion content in the steel[2,10]

powder are presented in Table 1.

. Therefore, it isimportant to understand the possible reactions that

Table 1. Chemical composition of the materials used intundish during casting, wt-%

can take place between the tundish refractory lining
and the steel as well as between the steel and slag, ino r d e r t o p r o d u c e c l e a n s t e e l s [4] . D u e t o t h edifferences between the physical and mathematicalmodels and the full scale system, it is difficult toaccurately model the separation of inclusions from thesteel to the slag [3].
The current study of the inclusion behaviour in thetundish is experimental and it has been carried out in

To verify the interaction between slag and molten steel

the industry. More specifically, samples of the steel/the Momentary Interfacial Solidification Samplingslag interface have been collected at two parallel（MISS）sampler [10,19] was used. The MISS-sampler ispositions as well as at different times in order to study

made up of 12 mm thick steel plates, which are

the behaviour of different non-metallic inclusions in thewelded together as a mould（120×100 mm）with antundish. The focus has been on the steel/slag

80×8 mm column. In Figure 1a, the collected sample

interface and the steel/refractory interface and tois presented and it is also marked where the analyzed

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Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steelsample was cut out. Furthermore, the MISS-sampler

interactions in depth in the tundish. Sampling position

was insulated with super wool so that the sample

1 was chosen close to the wall（〜110-150 mm fromwould not be heated and the inside of the sample was

the tundish wall） to study if particles from theetched to achieve good wetting conditions. The MISS-

refractory lining could be found. Sampling position 2

samples were collected from the slag/steel interface inwas chosen far away from the refractory wall near thethe surface region in the tundish. By using the MISS-

center to study mainly the interactions between thesampler, a sample plate representing the steel/slag

tundish powder and the steel.

interface was obtained[11], which later could bestudied by using an Field Emission Gun Scanning

The two sampling positions from the melt in the tundish

Electron Microscope （FEG-SEM）, （Zeiss Merlin

can be seen in Figure 1b. Besides the sampling

equipped with Oxford Instruments INCA Feature forin the tundish, one steel sample（lollipop, 12 mm

Windows 7）combined with an Energy Dispersive

thickness）per heat was also taken from the liquid

Spectrometer（EDS）, X-MAX 50 mm².

steel in the ladle at the Vacuum Degassing Station（VDS） before the casting. Also, one sample wascollected from the slab. The analyzed slab sample wascollected from one quarter depth from the surface, inthe slab plate. In order for the sample to represent the
inner quality for steady state, the slab plate wascollected after casting of half of the total ladle weight.
2.2. Analysis of Samples from the Tundish
From the MISS-samples, one sample was cut out fromthe top of the middle part（zone 1 in Figure 1a）. All
samples were cut into 20×30 mm pieces, pressed into
bakelite, ground, polished, and washed by hand. The
non-metallic inclusions composition, morphology andEquivalent Circle Diameter（ECD）were determinedusing a FEG-SEM by using the INCA Feature softwarein combination with EDS. The INCA Feature study was
set to detect inclusions with an ECD value lager than
5.7 µm. Thereafter, each inclusion was manually

Figure 1. The experimental sampling in the tundish:(a) the MISS sample after removal from thesampler with markings of where the analyzed
sample was cut out; (b) the MISS samples
were collected in the tundish in position 1
and then in position 2.

studied to eliminate errors, i.e. pores or dust. In
addition, the samples from the VDS and from the slab
were also analysed using INCA Feature in combination
with EDS. Finally, the steel composition of all samples
was analysed with optical emission spectrometry（OES）.

For each heat, 6 MISS-samplers were used and thenreused in the next trial. Totally, three heats were

The obtained data from the INCA Feature studies were

performed. During teeming of the first casting

divided into two groups of non-metallic inclusions; DM

sequence, the samples were collected from theinclusions（ECD 5.7-11.2 µm）and DL inclusions

tundish in the beginning of teeming（samples MA1（ECD ≥11.3 µm）.

and MA2）, after teeming of approximately half the

3. Results & Discussion

ladle（samples MB1 and MB2）and at the end ofteeming before changing to the next ladle（samples
MC1 and MC2）. The MISS-sampler was lowered into

In previous research using the MISS-sampler a slightly

the tundish and held in the bath for 5 seconds. Twoconvex slag surface was obtained at the top part ofparallel sampling positions were chosen, which easily

the samples [11]. In this study, a 2-layer concept with acould be accessed in the tundish, to compare

reactive slag and an insulating layer was used at the5

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Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steelsteel plant. The insulating layer is not supposed tomelt, but the second layer should melt and form aliquid slag. However, the slag layer formed by thereactive slag was difficult to observe in the MISS
samples. Therefore, the focus of the microscopy
studies was directed towards studying the inclusions
closest to the slag/steel interface in the MISS samples.
The data from the INCA Feature study was normalisedwith respect to the oxides Al2O3, CaO and MgO,

Figure 2. The ternary phase diagram of the Al2O3CaO-MgO system [20].

based on the chemical composition of the analysed
inclusions. More specifically, the data was normalised
due to that the amount of these elements was

casting;（d）- at the end of the casting;（e）- slab. In

significantly higher compared to the amounts of the

Figures 3-4, the ternary phase diagrams show theother elements. The ternary phase diagram of thenormalized compositions of the inclusions for heats 2

system Al2O3-CaO-MgO is presented in Figure 2.

and 3. The results in heat 3 are similar to the result in

The data was plotted for each heat and for eachheat 1. Therefore, these results are presented for one

sampling time as follows:（a）- after VDS;（b）- in theheat. It can be seen that the inclusions shown in the

beginning of casting; （c） - in the middle of theternary phase diagrams include inclusions that

Figure 3. The chemical composition of the inclusions
collected during heat 2. The ternary phase
diagrams show inclusions from: (a) ladle; (b)the first MISS-A sample from the tundish; (c)the second MISS-B sample from the tundish;(d) the last MISS-C sample from the tundish;(e) the slab after casting.

Figure 4. T he chemical composition of the inclusions
collected during heat 3. The ternary phase
diagrams show inclusions from: (a) ladle; (b)the first MISS-A sample from the tundish; (c)the second MISS-B sample from the tundish;(d) the last MISS-C sample from the tundish;(e) the slab after casting.

[20]

6

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steeloriginate from three groups, namely the slag（I）,

Table 2. Chemical composition of the slag, wt-%

deoxidation products （II）, and refractory （III）.
Inclusions originating from the slag are found in theliquid region, where the casting temperatures were
between 1522-1541°
C. Aluminium that reacts with O2
will form Al2O3 inclusions. The non-metallic inclusions
originating from the deoxidation products have a highTable 3. Chemical composition of the steel melt inheat 1, wt-%

Al2O3 content of around 60-100 wt-%. The thirdgroup of inclusions has a high MgO content andoriginates from the tundish refractory lining material.
In Table 2, the calculated ladle slag composition
used during the vacuum treatment for each heat ispresented. The slag composition is close to the liquidzone as are shown in the ternary phase diagram（Figure 2）. The inclusions originating from the slag
are in the liquid region in the ternary diagram andhave low MgO contents, namely <10 wt-%. In the

Table 4. Chemical composition of the steel melt inheat 2, wt-%

samples from the slab, these types of inclusions are
the most dominating types in all heats. Specifically,
these inclusions are found in DM and DL sizes of the
inclusions in all heats. However, these inclusions aremost common for heats 1 and 3. For heat 2 the CaO
content is generally <40 wt-% compared to the otherheats 1 and 3, where the CaO content is around40-60 wt-%. The differences can be seen in Tables
3-5. In heat 2, the steel composition has half the Cacontent（0.0005 wt-%）compared to the other two

Table 5. Chemical composition of the steel melt inheat 3, wt-%heats for samples collected at time B. This correlates
well to the overall tendency that a low CaO content in
the inclusions（see Figure 3）corresponds to a low Ca
content in the molten steel（see Table 4）. At thesame time, the lower Ca content means that less CaO
could react with the solid Al2O3 inclusions to form
liquid inclusions [7]. Also, previous heat can leave slagr e m a i n s o n t h e l a d l e w a l l s [21] . I n t h e p r e s e n texperiments, the ladles had previously been used 68,
6 and 18 times for heat 1, 2 and 3, respectively. In

Table 6. Amount of inclusion in the slab

heats 1 and 3 the amounts of inclusions originatingfrom the slag were 71% and 73% of the total amountinclusions, respectively（Table 6）. The corresponding
amount of inclusions from heat 2 of inclusions
originating from the slag was 39%. Thus, these results
indicate that when the ladles are reused at least 18
times this will increase the risk of carryover of slag
remains from previous castings [21].
The inclusions that are solid and contain a high Al2O3

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Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steelcontent around 60-100 wt-% are deoxidation（Al2O3）and slag（calcium aluminate）inclusions as

products, as seen in Figure 5. It is of most importanceseen in the ternary phase diagrams in Figures 3-4. Inthat these harmful inclusions are separated to theheat 2 the origin of the inclusions was both slag and. If these inclusions are not removed,

deoxidation products. This differed from the otherthey may cause clogging of the submerged entry

heats, where almost no inclusions originated from

nozzle. Here, the calcium treatment in the ladle isthe deoxidation products, see Table 6. It has been

important, since a reaction between CaO and Al2O3

indicated that a higher basicity of the slag in thew i l l f o r m c a l c i u m a l u m i n a t e i n c l u s i o n s. T h e s ecasting mold will increase the absorption of Al2O3

inclusions are liquid at steelmaking temperatures.

inclusions [6]. The calculated slag composition in the

Therefore, they have a smaller tendency to form

ladle during the VDS treatment shows that the slag inclusters as well as a smaller tendency to cause

heat 2 had the lowest basicity（as %CaO/%SiO2 ratio,. From the10.8）, as seen in Table 2. Heat 1 had the highest

steel composition for all heats in Tables 3-5 it can bebasicity（as %CaO/%SiO2 ratio, 12.4）and no non-seen that the amounts of Ca and Al in the steel melt

metallic inclusions originating from deoxidation

are generally lower in heat 2 compared to in heats 1

products were observed in this heat（Table 6）.

tundish slag

[6]

clogging of the submerged entry nozzle[7]

and 3. However, the origin of the inclusions cannot be
determined precisely since inclusions also can react

From Tables 1-2 it can be seen that the MgO content

with the molten steel [21]. The steel grade in all heatsis the second highest in the bulk cover powder（35was killed with aluminium as well as calcium treated.

wt-%）and the highest in the tundish lining refractory

Inclusions with a composition similar to those elements（60-65 wt-%）. The Mg content in the molten steel is[21]. Therefore, this will result

low. Thus, inclusions with contents higher than thein an increased amount of deoxidation productsbulk cover powder originate from the refractory lining

can be formed by the slag

material. In Figure 6, an inclusion originating from therefractory is shown. The inclusion is irregular andcontains a high amount of MgO. As can be seen, alayer of calcium aluminate has started to be formed
around the MgO particle [13]. Liquid inclusions will moreeasily agglomerate to semi-liquid inclusions than toliquid inclusions [13]. For these reasons it could be

Figure 5. Inclusion from MISS sample at time A in
position 1, heat 3.

Figure 6. Inclusion from MISS sample at time B in
position 1, heat 3.

8

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steelassumed that inclusions with an MgO amount ≥35

The steel flow inside the tundish is turbulent; after the

wt-% will originate from the refractory lining material.

steel hits the impact pad it will deflect in all directions

In the slab after casting, DM inclusions with an MgO

that will results in recirculation loops directed towards

content ≥35 wt-% were also found in all the heats.

the submerged entry nozzle [5,16,23]. Additionally,

Moreover, DL inclusions were found in the slabs, but

previously published results from mathematicalin general with MgO contents ≤35 wt-%. The DL

modelling has suggested that the slag is pulled down

inclusions’ compositions are closer to the slagby the down-flow of the steel flow and also that slag

composition and deoxidation products compositions. It

particles are being transported away from the inlet,

is also known that the MgAl2O4 spinel inclusion willalong the slag/metal interface [11]. In addition, it has

decrease the Mg content during the casting process

been reported that the upwardly directed steel flow

. This in combination with that calcium aluminate

along the sidewalls can push away the slag andreact with the MgO inclusion could explain why thetherefore the concentration of the slag mass can beoverall inclusion compositions decrease from the VDS

low [16]. In the MISS samples from positions 1 and 2

treatment, through the MISS samples in the tundish,（Figure 1b）the amount of slag was found to be low.

and to the slab, as seen in Figures 3-4.

Also, since inclusions from group III were found in[22]

samples from both positions the steel flow was
In Table 6, the percentages of the inclusion group fromturbulent and interactions between the tundish covereach heat are presented. Specifically, the four detected

powder slag, the molten steel and refractory can begroups were the following: slag（I）, deoxidation

detected in both positions 1 and 2. In addition,

products（II）, refractory（III）and other（IV）. Group IV

inclusions containing slag were found in almost all theconsists of inclusions that contain either a highsamples. This can be explained by that the focus of theamount of CaO（over 90 wt-%）or modified inclusions

sampling was the slag/steel interface, and inclusions

from groups I and II. In heat 1, the steel is cleanest

can“remain”in the interface before being separated toand the sample contains 17 inclusions. For heats 1

the slag. The elements used in the steelmaking

and 3, the highest amounts of inclusions originate

process are the same elements that originate from thefrom the slag. In heat 3, three of 5 DL inclusions are

slag. Also, the steel flow will both drag down slag

almost pure CaO inclusions. However, this is mostparticles from the tundish slag layer into the tundish

likely due to the calcium treatment and is not aand fragments from the refractory lining. Therefore,

general tendency for the 42 inclusions. In heat 2, thethese samples were expected to contain inclusions

slag and deoxidation products were the dominating

originating from the slag. In addition, the source thatorigins of the inclusions. Overall, heat 2 contained theoverall dominated the origin of the inclusions was thelargest amount of inclusions; i.e. 0.135 inclusions/slag, as seen in Table 6. Thus, the results of this study

mm compared to 0.044 and 0.090 inclusions/mm

show that the formation of inclusions from the slag is2

2

for heats 1 and 3, respectively.

the dominating source of inclusions during casting.
Moreover, it was found that this inclusion type

4. Concluding Discussion

increased with an increased ladle age.

One vital factor to reduce clogging of the SEN during

5. Conclusion

continuous casting is to produce clean steels before
casting. Since the tundish is the last process step

The focus in this study was the inclusion characteristics

where it is possible to separate non-metallic inclusions

at the steel/slag interface in a tundish during casting.

from the steel to the slag, it is important to understandThus, the MISS sampler was implemented during one

the mechanisms for this separation in order be able tosequence casting in order to sample steel close to the

produce clean steel. Therefore, sampling with MISSs t e e l / s l a g i n t e r f a c e . T h e r e a f t e r, t h e s i z e a n dsamplers at the interface of the top layer in the tundish

composition of the inclusions in the samples were

was carried out for three heats in order to be able todetermined by using SEM in combination with EDS.

study the region close to the steel/slag interface.

The inclusions were found to originate from the slag
（I）, deoxidation products（II）, the refractory lining

9

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

Experimental Study of Non-metallic Inclusions Behaviour in the Tundish during Continuous Casting of Steelmaterial（III）, and other sources（IV）. The more

Continuous Casting Conference, 6 th International

specific conclusions from this study may be

Rolling Conference , Düsseldorf, Germany,summarized as follows:

25-31, Vol. 1, June, 1994.
[3] D. Mazumdar and R.I.L. Guthrie: “The Physical・The MISS samples were collected from two positions

and Mathematical Modelling of Continuous

in the tundish and there were no general differences

Casting Tundish Systems”, ISIJ International ,between the two sampling positions with respect to524-547, 39, 1999.
[4] J. Strandh, K. Nakajima, R. Eriksson and P.

the amount of inclusions. Overall, inclusions
originating from the slag（I）were the major source in

Jönsson: “Solid Inclusion Transfer at a Steel-Slaga l l h e a t s. F u r t h e r m o r e , i n h e a t 2 i n c l u s i o n s

Interface with Focus on Tundish Conditions”, ISIJ

originating from the deoxidation products（II）wereInternational , 1597-1606, 45, 2005.
[5] W. Jun, Z, Miao-yong, Z. Hai-bing and W. Ying:

also common.

“Fluid Flow and Interfacial Phenomenon of Slagand Metal in Continuous Casting Tundish with・Particles from the tundish refractory lining ended up
in the molten steel and slab. Inclusions originating

Argon Blowing”, Journal of Iron and Steelfrom the refractory material were found in the slab for

Research , International, 26-31, 15, 2008.
[6] P. Palai, P.P. Sahoo, A. Dey, T.K. Roy and V.V.

all the three heats.

Mahashabde: “Constitutional Segregation of・In the heats where the ladles had previously been

Al2O3 in Mold Slag and Its Impact on Steelused 68（heat 1）and 18（heat 3）times before the

Cleanliness During Continuous Casting”,

casting, over 70 % of the inclusions originated from

Metallurgical and Materials Transactions B ,the slag.

1185-1189, 44B, 2013.
[7] J. K. S. Svensson, A. Memarpour, S. Ekerot, V.

Acknowledgement

Brabie and P. G. Jönsson: “Studies of new
coating materials to prevent clogging ofThis work has been performed within the Steelsubmerged entry nozzle （SEN） during

Industry's Graduate School with financial support fromcontinuous casting of Al killed low carbon

the PhD School at Dalarna university, the Regional

steels”, Ironmaking & Steelmaking - Processes,

Development Council of Dalarna, the Regional

Products and Applications , DOI:

Development Council of Gävleborg, the County

10.1179/1743281215Y.0000000065, ISSN:

Administrative Board of Gävleborg, Jernkontoret - The

0301-9233, 2016.
[8] F
 . Fuhr, C. Cicutti, G. Walter and G. Torga:

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11

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

連続鋳造中タンディッシュ内における非金属介在物の挙動に関する実験研究

1. 緒言

ンディッシュ内のスラグは鋳造条件によっては溶鋼へと巻き込まれ,これは新しい介在物を生成する[10,11]。具体的には,鉄鋼製品の品質向上に対する要求は高まり続けており,

たとえ水平方向かつ低速度のスラグ流動であったとして鋼の清浄度および製品特性の絶え間ない改善は必然となっも,溶融スラグがちぎ取られ介在物として分散してしまう。鋼の製造工程の中でタンディッシュは鋳造前ことがある[11]。また,タンディッシュ内の溶鋼流動解析結の最終工程であり,そのため鋼の清浄度に対し影響を及ぼ

果から,溶鋼のスラグ中への巻き込み,またその逆のスラグし得る。タンディッシュの中では合金の添加や溶鋼過熱度の溶鋼中への巻き込み挙動は溶鋼の循環流も影響している（Superheat）の調整,また溶鋼全体の均熱化などといったことが示されている[16]。さらに,溶鋼流動によって相当数

ている

[1,2]

（以
冶金的操作が実施される[3]。それと同時に,非金属介在物の介在物がタンディッシュ内部や下部に流され,このことに

降,介在物）をスラグ相へと除去できる最終工程でもある

より介在物の除去が妨げられることも報告されている[16]。

。また,溶鋼の再酸化を防ぐことでも鋼の清浄度を改善

タンディッシュ内の溶鋼は雰囲気やタンディッシュスラ[3-5]

することができる。

グ,耐火物からの酸素供給によって再酸化され得る。この[4-5]介在物のスラグ相への除去が不十分であると介在物が鋼現象は最終製品の清浄度に影響を及ぼす[2,10,17]。タンディッ

中に取り込まれスラブの品質低下を招いてしまう[6]ことにシ ュ 内 で 使 用 さ れ る 耐 火 物 はMgO基 で あ り,Fayalite

加え,浸漬ノズル内面に堆積,ノズル閉塞を引き起こし,鋳造（Fe2SiO4） とForsterite（Mg2SiO4） の 固 溶 体 で あ る

安定性の妨げにもなってしまう 。この点において,ノズル

Olivineで構成されている[17]。このMgO基の耐火物は,低級

内面付着物の組成は,タンディッシュ内に存在する溶鋼中

酸化物濃度が低いことから耐火物として安定な材料であるの介在物組成と関連があることが報告されている[8]。

ことが示されているが[17],Olivineはアルミキルド鋼と下に[7]示す（1）,（3）,（5）の反応を生じ得る[17]:タンディッシュ内での溶鋼-スラグ-介在物という系において,それぞれの界面現象が介在物のスラグ相への分離挙動に影響することが知られている[4]。つまり介在物の分離現

			

象は,溶鋼/スラグ界面での介在物の動きやスラグの粘性,濡

（1）
（2）

れ性によって影響を受ける[9]。さらに介在物の溶鋼からス
ラグ中への除去には,密度の不規則性,乱流変動,そして溶鋼			

とタンディッシュパウダー /耐火物との成分授受といった

（3）
（4）

要因が影響するため,非常に複雑なプロセスと言える[10,11]。
介在物がスラグ/メタル界面に到達したとき,その介在物は			i）界面を通過し直ちにスラグ相へ取り込まれる,ii）界面に

（5）
（6）

留まり他の介在物と凝集し,再び溶鋼中へ戻される,またはiii）界面直下で振動し,再度溶鋼流動とともに流され製品の溶鋼が耐火物ライニングに浸潤すると,溶鋼中に存在す

欠陥となる 。また,介在物の大きさが150〜180μmの場

るアルミニウムとの反応によって溶鋼/耐火物界面にスピ合は,スラグ中へ取り込まれた介在物の周りには薄い溶鋼のネル粒子が生成される[1]。同時に,これらの粒子は耐火物かフィルムが生成されることも報告されており,この現象によら溶鋼中へと遊離し,溶鋼/耐火物近傍における介在物となるスラグへの介在物吸収に対する影響も考えられる[4,12]。

り得る[1,17]。これらの介在物は共通して内部にシリケート[4]

介在物が溶鋼/スラグ界面に到達したとしても,不安定さ

系やMgO単相を含有する[1]。耐火物材料中と溶鋼中での酸や乱流の変動により,スラグ中へ取り込まれる前に界面に素ポテンシャルの違いから,溶鋼/耐火物界面には酸化鉄の。さらに,小径の介在物は乱流に層が形成されることも報告されており[1]また,耐火物中に内より凝集・大型化し,溶鋼からの除去が容易となる[5]。しか在する空隙中の空気や耐火物中に含まれる低級酸化物もこしながら介在物の凝集挙動は,介在物が溶鋼/スラグ界面にの酸素供給源となり得る[1]。シリケート系の酸化物は,これ存在するときよりもスラグ中に存在する方が促進されると

ら酸化鉄層の中に含まれる全ての酸化物を溶かす[1]ため,そ滞在することもある[10,11]

報告されている[13]。介在物のスラグ相への除去を最大限実の結果Al2O3やCaO,FeO,MgO,そしてSiO2を含む複雑な組施するためには,系全体（溶鋼/スラグ/介在物界面）の高い成を持つスラグが生成されることとなる[1]。

濡れ性と,スラグ巻き込みが生じない範囲での低いスラグ

タンディッシュ耐火物およびタンディッシュスラグの両。しかしながら,スラグ中方が,溶鋼中に存在する介在物の起源,または組成変化の要へのAl2O3介在物の吸収はスラグ組成を変動させ,これはス因となり得る[2,10]。それゆえ,清浄度の高い鋼を製造するにラグの粘性を変化させることが知られている[14]。またタンは,耐火物/溶鋼間および溶鋼/スラグ間での起こり得る反応

ディッシュ内でのスラグ組成は,取鍋からのカルシウムアを理解することが重要となる[4]。実際は,物理モデリングおルミネート系スラグの流入によっても影響を受ける[15]。タ

よび数値解析モデリングとフルスケールシステムとの違いの粘性が必要と言われている[4,12]

12

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

連続鋳造中タンディッシュ内における非金属介在物の挙動に関する実験研究により,溶鋼からスラグへの介在物除去挙動を正確に表現

鋼をおおよそ半分鋳造した時（試料MB1,MB2）そして鋳することは未だ難しい[3]。

造を終了し次ヒートの鋳造へ移行している時（MC1,MC2）

タンディッシュ内での介在物挙動に関する本研究は,解においてそれぞれ採取した。試料の採取はMISSサンプラー

析ではなく実験的であり,実際の製造工程内にて実施されをタンディッシュ内に浸漬させ5秒保持することで行ったものである。実験では様々な介在物の挙動を研究すべく,た。タンディッシュ内における溶鋼/スラグ/耐火物相互影

タンディッシュ内において平行の位置関係にある二か所か

響を詳細に調査すべく,試料採取場所は操業上立ち入りがら溶鋼/スラグ界面のサンプルを数回採取した。さらに,溶容易な場所から二か所の,互いに平行する場所を選んだ。

鋼/スラグ界面や溶鋼/耐火物界面,また種々の反応がどのよ

一つ目のサンプリング場所は耐火物壁の近傍（壁からうに介在物の大きさや組成に影響するかについて焦点を当

110-150mmの位置）とし,これは耐火物ライニングに起て調査を実施した。

因した介在物有無の調査を目的とした。二つ目のサンプリ
ング場所は耐火物壁から離れ,おおよそタンディッシュの2. 実験方法

中央に位置しており,主にタンディッシュパウダーと溶鋼との相互影響を調査することを目的とした。

2.1. 溶鋼/スラグ界面サンプルの採取

これら二つの試料採取位置をFigure 1bに示す。これら実機における本調査はスウェーデンOxelösundに位置

タンディッシュからの試料採取に加え,各ヒート毎に1試料し,高炉一貫製鉄所であるSSABにて実施した。当工場は軽（ロリポップ方式,12mm厚）を鋳造の前工程であるVDS

量高機能鋼から過酷な環境下で使用される大型鋼材までの（Vacuum Degassing Station）脱ガス工程終了後に取鍋

幅広い範囲の高強度・構造用鋼を製造している。SSABのより採取した。また各ヒート鋳造後のスラブにおいても,製造工程は高炉から始まり,トーピードカーにて溶銑を脱スラブ表面から1/4深さのところから試料を1つ採取し研

硫し,転炉で脱炭を実施することで鋼を製造し,次いで取鍋究に供した。スラブからの試料採取条件としては,鋳造定精錬にて合金の添加と水素,硫黄,酸素を除去し,最終的にス常状態での品質を得るべく取鍋内の溶鋼を約半分鋳込み終

ラブへと鋳造する工程である。

えたときのスラブを選んだ。

本実験は構造用鋼（0.165% C, 0.055% Al, 1.25%
2.2. タンディッシュから採取した試料の分析方法

Mn, 0.22% Si, 0.6% Mo, 0.2 % Cr, wt-%）の製造プロ
セスにおいて実施した。取鍋精錬の鍋容量は190tであり,MISSにより採取したサンプルを用い,中央上部の位置

脱酸剤としてはアルミニウムを用い,また介在物形態制御を（Figure 1a,領域1）より1試料を切り出した。試料の大き目的としてカルシウムを使用した。精錬を終えた取鍋は鋳さは20×30mmとし,ベークライトに埋め込んだのちに研造機へと運ばれ,容量30tのタンディッシュを用いて鋳造し磨,洗 浄 し た。 介 在 物 の 組 成 や 形 態,円 相 当 径（ECD:

た。スラブの寸法は220×1680mmである。タンディッシュ

Equivalent Circle Diameter）の調査はINCA Feature付のライニング,および各パウダー組成をTable 1に示す。

FEG-SEMとEDSを組み合わせて使用することで行った。

スラグと溶鋼との相互影響を調査するため,試料採取にINCA Featureによる調査はECDが5.7μmよりも大きい介はMISS（Momentary Interfacial Solidification Sampling

在物を対象とし,介在物を検出後手動調査することでエラー）サンプラーを使用した。本MISSサンプラーは12mm（穴やダスト）を排除した。VDS後およびスラブから採取

厚さの鋼板にて作製され,内部に鋳型（120×100mm）形

した試料についても同様の調査を実施した。また,鋼中成分状を形成するべく二枚が溶接されており,80×8mmの棒がの分析はOES（Optical Emission Spectrometry）を用いた。

取り付けられている。Figure 1aに採取したサンプルを示

INCA Featureによる調査結果から,本研究における介在しており,同図には試料切り出し・分析部位も記している。

物はその大きさから二つのグループに分けられることが分MISSサンプラーは採取後に試料が再加熱されないように

かり,一方をDM介在物（ECD 5.7-11.2 µm）,もう一方をウールにより断熱されており,また内面は試料との濡れ性

DL介在物（ECD ≥11.3 µm）と定義した。

[10,19]向上のためにエッチング処理を施している。このMISSサン

3. 結果および考察

プラーを用いることで溶鋼/スラグ界面の試料を採取し[11],本試料に対しFEG-SEM（Zeiss Merlin,Oxford Instruments
INCA Feature for Windows 7付 ） とEDS（Energy

MISSサンプラーを用いた過去の研究では,僅かに凸形状

Dispersive Spectrometer）を組み合わせ使用することでを呈したスラグ表面層が試料上部に得られていた[11]。本研調査を行った。

究では,タンディッシュスラグ相は①溶鋼と接触し反応性

各ヒート毎6つのMISSサンプラーを使用し,順次その次のある溶融スラグ層と②溶融しない断熱層との2層構造との試験に再使用することで合計3ヒートについて調査をなっていると考えていた。しかしながら,本MISS試料では行った。サンプルは鋳造開始初期（試料MA1,MA2）,溶

この溶融スラグ層を観察することが困難であった。従って,

13

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

連続鋳造中タンディッシュ内における非金属介在物の挙動に関する実験研究

顕微鏡調査はMISS試料中,溶鋼/スラグ界面近傍に位置しといった高いAl2O3濃度を有する介在物は脱酸生成物であた介在物を対象とした。

ると考えられる。これら介在物は浸漬ノズルの閉塞を引きINCA Featureによる調査結果は,介在物組成分析結果を起こすため,タンディッシュスラグへと除去されるべきで

鑑みAl2O3,CaO,MgO三元系にノーマライズした。これは,ある[6]。同様に,カルシウム処理を施すことでCaOとAl2O3

上記3つの成分がその他の成分よりも著しく高かったためとを反応させ,製鋼温度域において液体状態の介在物へとである。Al2O3-CaO-MgO 三元系状態図をFigure 2に示改質することも重要となる。これら液体状態の介在物はク。介在物調査結果はヒート毎,各サンプリング時期にラスター形成の可能性を低減させるだけでなく,浸漬ノズ

ついてプロットした（（a）: VDS後,（b）:鋳造開始初期,（c）ル閉塞のリスクも低減させることとなる[7]。Table 3-5に

す

[20]

:鋳造中期,（d）:鋳造終了時,（e）:スラブ）。Figure 3,Figure

示した鋼中成分分析結果から,ヒート2におけるCaおよび

4にヒート2,ヒート3の介在物調査結果を示す。ヒート1のAl濃度はその他ヒート1,3よりも全体的に低いことが見て結果はヒート3の結果と似ていたため図示は省略した。図

とれる。しかしながら介在物は溶鋼とも反応するために介より,介在物はその起源を（I）スラグ,（II）脱酸生成物,（III）

在物の起源を正確に判定することは困難ではある[21]。本実

耐火物の3つのグループに分類できることが分かる。スラ験の全てのヒートはアルニミウムにより脱酸されており,グに起因した介在物（I）は,鋳造温度である1522-1541

またカルシウム処理も施されている。また,これらの成分℃において液体領域に組成が位置している。溶鋼中のアルを含んだ介在物はスラグによっても生成され得る[21]。すな

ミニウムはO2と反応することでAl2O3介在物を生成するこわち,これらアルミニウムによる脱酸操作およびスラグのとから,脱酸生成物を起源とした介在物（II）は60-100wt-

存在は,Figure 3およびFigure 4にて確認された脱酸生成%のAl2O3を含む。3つ目のグループ（III）に分けられる介物であるAl2O3介在物とスラグ起因介在物（カルシウムア

在物は高MgO組成であり,これはタンディッシュのライニ

ルミネート）の両方の生成に繋がる。

ング材に起因している。

Table 6に示したようにヒート2においては介在物の起計算により求めた取鍋スラグ組成をTable 2に示す。ス

源はスラグと脱酸生成物の両方であり,対してその他の

ラグ組成は前述した三元系状態図中の液相領域近傍に位置

ヒートでは脱酸生成物に起因した介在物はほとんど検出さしている（Figure 2）。スラグに起因した介在物の組成はれなかった。これまでの研究で,モールド内のスラグが高この液体領域組成に位置し,そしてそれらのMgO濃度は低塩基度であるほどAl2O3介在物のスラグへの吸収が促進さ

く10wt-%未満であった。全ヒートにおいて,スラブ試料

れることが報告されている[6]。この点において,Table 2にからはこのスラグ起因介在物が多く検出され,またスラグ

示したVDS処理中の計算スラグ組成から,ヒート2のスラグ

起因介在物はDM介在物とDL介在物の両方から検出されが最も低塩基度であったことが分かる（%CaO/%SiO2 =た。しかしながら,ヒート1,ヒート3ではこれらスラグ起因

10.8）。対してヒート1,3ではスラグ塩基度は高く（%CaO/の介在物が主要な介在物でありCaO濃度は40-60wt-%程%SiO2 = 12.4）,これらのヒートでは脱酸生成物起因の度であったのに対し,ヒート2では比較的CaO濃度が低く,

介在物は検出されていない（Table 6）。

概して40wt-%未満であった（Table 3-5）。ヒート2ではTable 1,Table 2か ら,最 も 高MgO濃 度 の 部 位 は タ ン

鋳造中期に採取したサンプル中のCa濃度が0.0005wt-%

ディッシュライニング耐火物であり（60-65wt-%）,次い

であり,これは同時期に採取した他ヒートの試料の約半分でバルクカバーパウダーであることが分かる（35wt-%）。

の濃度であった。つまりヒート2における介在物中の低い

溶鋼中のMg濃度は低いことから,従ってバルクカバーパウ

CaO濃度（Figure 3）は,溶鋼中の低いCa濃度（Table 4）

ダーよりも高いMgO濃度を有する介在物は耐火物起因でと良く対応していることとなる。さらに,溶鋼中のCa濃度あると判断できる。Figure 6に耐火物起因介在物の調査結が低いことは,液体介在物を生成する反応である固体Al2O3果を示す。介在物の形状はその他の介在物と比べ歪で凹凸介在物とCaOとの反応量も少ないことを意味する[7]。また,があり,そして高いMgO濃度を有している。そして同図で取鍋が受鋼した前ヒートのスラグは取鍋壁に残存し得る[21]

確認できるように,当該介在物の周囲ではカルシウムアルと言われており,本研究ではヒート1,2,3の取鍋は実験まで

ミネート相の生成が始まっていることが分かる[13]。これまにそれぞれ68回,6回,18回の溶鋼を処理していた。ヒート

での研究より,液体介在物は液体介在物同士よりも固-液共

1および3では,検出された介在物のうちそれぞれ71%,

存介在物との方が凝集し易いと言われている[13]。つまりこ73%をスラグ起因介在物が占めていた（Table 6）一方で,の 介 在 物 同 士 の 凝 集 挙 動 に よ っ て,MgO濃 度 を35wt-

ヒート2においてこれに該当する介在物は39%であった。

%以上含む耐火物起因の介在物が生成されたと推察されすなわち本研究の結果からは,取鍋を18回以上使用するこる。全てのヒートで,MgO濃度を35wt-%以上含む介在物とにより前ヒートからのスラグの持ち越しの可能性が高まはDM介在物としても検出された一方で,スラブ中に検出さることが示唆された。

れたDL介在物のMgO濃度は概して35wt-%以下であり,そ[21]

Figure 5に見られたように,固体状態かつ60-100wt-%

れらの組成はスラグ組成もしくは脱酸生成物組成に近かっ

14

Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1

連続鋳造中タンディッシュ内における非金属介在物の挙動に関する実験研究

た。MgAl2O4スピネル介在物中のMg濃度は鋳造時に低下から,介在物は除去されずに溶鋼/スラグ間に“残存”してするという先行研究結果[22]および,カルシウムアルミネー

いたと理解できる。製鋼工程において用いられている成分

ト介在物とMgO介在物との溶鋼内反応も起こること考えはスラグに起因する成分と同様であり,また,溶鋼流動はタられることから,これらの要因が本研究におけるVDS処理-

ンディッシュスラグに起因したスラグ粒子,そして耐火物

タンディッシュ -スラブ間での介在物中Mg濃度の低下にの欠片の両方を下方へと流し落とす。従って,本研究で採寄与したと推察される。

取したサンプルにはスラグ起因の介在物を含んでいると考介在物を（I）スラグ,（II）脱酸生成物,（III）耐火物,（IV）えることができる。さらに,本研究結果のTable 6に示した

その他のグループに分類し,それぞれの検出割合をヒート毎ように,鋳造時溶鋼中に存在している介在物のほとんどはにTable 6に示した。その他グループ（IV）に分類された介スラグ起因であり,そしてこのタイプの介在物は取鍋の使在物については高CaO含有介在物（90wt-%以上）を含ん用回数とともに増加することが分かる。

でいる。本調査結果ではヒート1が最も清浄度が高く,介在

5. 結言物の検出個数は17個であった。また,ヒート1とヒート3は共通して,介在物はスラグ起因のものがほとんどであった。
ヒート3においてはDL介在物が5つ検出されたがそれらは本研究は連続鋳造時タンディッシュ内での,溶鋼/スラグ

ほぼ純CaO組成の介在物であり,これはカルシウム処理に起界面における介在物に着目して行われた。調査方法として因するため,当ヒートで検出された全42個の介在物の傾向

MISSサンプラーを採用し,溶鋼/スラグ界面のサンプルをを示すものでは無いと考えられた。ヒート2ではスラグお採取後,界面付近において検出された介在物の大きさおよ

よび脱酸生成物が介在物のほとんどを占めており,調査した

び組成をSEM/EDSにより特定した。介在物の組成は（I）

ヒート中最も介在物の検出頻度が高かった（ヒート1:0.044

スラグ,（II）脱酸生成物,（III）耐火物,そして（IV）その。
個/mm ,ヒート2:0.135個/mm ,ヒート3:0.090個/mm ）他起因に分類された。以下に本研究の結果をまとめる。

2

2

2

・MISSサンプラーによりタンディッシュの二つの異なる4. 考察まとめ場所から試料を採取したが,介在物の量について差異は認められなかった。全ヒートを通じて,スラグが介在物の主連続鋳造における浸漬ノズル閉塞を防止するための一つたる起源であることが示された。ヒート2においては,スラの有効な手段は清浄度の高い鋼を溶製することである。タ

グ起因介在物に加えてグループIIに分類される脱酸生成物

ンディッシュは介在物をスラグ中へと分離できる最終プロ

起因の介在物も検出された。

セスであることから,高清浄度鋼製造を実現するには当プ

・溶鋼内,スラブ内ともにタンディッシュ耐火物に起因する

ロセスでの介在物除去メカニズムを理解することが重要と介在物が検出され,特にスラブ内では全てのヒートでタンなる。そのため本研究では合計3ヒートの製造プロセスを

ディッシュ耐火物起因の介在物が認められた。

対象とし,MISSサンプラーを用いてタンディッシュ内溶鋼・使用回数が68回（ヒート1）,18回（ヒート3）を超え/スラグ界面の試料を採取し研究を行った。

た取鍋を用いたとき,鋳造時溶鋼内に存在する介在物のタンディッシュ内での溶鋼流動は乱流であり,取鍋から70%以上はスラグ起因の介在物であった。

タンディッシュへの注入流がインパクトパッドに衝突した

謝辞

後,溶鋼は様々な方向へ流れを変える。これによりタンディッシュ内では溶鋼流動の再循環ループが形成され,一部は浸漬ノズルへと向かう[5,16,23]。さらに,既報の数値シ

The PhD School at Dalarna university,the Regional

ミュレーション結果では,溶鋼の下降流に従ってスラグがD e ve l o p me n t C o u n c i l o f D al arn a,th e Regiona l

溶鋼内に巻き込まれ,さらにこのスラグ粒子は溶鋼/スラグ

Development Council of Gävleborg,the County

界面に沿って溶鋼流入部から遠くへ輸送され得ることが報

Administrative Board of Gävleborg,Jernkontoret - The。また,タンディッシュ内側壁付近での溶

Swedish Steel Producers' Association,Sandviken City

告されている[11]鋼の上昇流によりスラグが押し出され,スラグ量が不足すからの研究資金援助に謝意を表する。

るという現象も報告されている[16]。本研究でMISSサンプ
リングとして設定した場所（Figure 1b）ではスラグ量は

参考文献

少なく見受けられた。グループIII（耐火物起因）に分類される介在物が本実験の二つの試料採取場所の両サンプルか― 省略 ―

ら検出されたことから,溶鋼流動は乱流状態であり,タンディッシュカバーパウダー /溶鋼/耐火物の相互反応はどち

訳:吉岡孝宜らの採取場所においても認められたこととなる。このこと

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Sanyo Technical Report Vol.25 (2018) No.1