JP2010058167A - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 スラグライン部を構成するジルコニア−黒鉛質耐火物の溶損により、浸漬ノズルから離脱したジルコニア粒による鋳型内冷却の不均一化を抑制して表面割れの少ない鋳片を得る。
【解決手段】 ジルコニア−黒鉛質耐火物のスラグライン部４ｂを有する浸漬ノズル４を用いて鋳型内にモールドパウダーを添加しながら鋼を連続鋳造するにあたり、前記ジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径が定常域での鋳片の鋳造速度に対して下記の（１）式の範囲内である浸漬ノズルを用いて連続鋳造する。
Ｄ≦700−200×Ｖc……（１）
但し、（１）式において、Ｄはジルコニア原料の最大粒径（μｍ）、Ｖcは定常域での鋳造速度（ｍ／分）である。
【選択図】 図１

Description

本発明は、鋼の連続鋳造方法に関し、詳しくは、浸漬ノズルのスラグライン部を構成するジルコニア−黒鉛質耐火物の溶損により浸漬ノズルから離脱したジルコニア粒に起因する鋳型内冷却の不均一化を抑制して、表面割れの少ない鋼鋳片を得ることのできる連続鋳造方法に関するものである。

鋼の連続鋳造では、取鍋内の溶鋼を一旦タンディッシュに注入し、所定量の溶鋼をタンディッシュ内に滞在させた状態で、タンディッシュ底部に設置した耐火物製の注湯用ノズルを介してタンディッシュ内の溶鋼を鋳型内に注入している。タンディッシュ底部に設置される注湯用ノズルとしては、一般的に、溶鋼の空気酸化を防止するために、その先端部を鋳型内溶鋼に浸漬する、いわゆる浸漬ノズルが用いられている。

一方、鋳型内には、凝固シェルと鋳型との潤滑剤、鋳型内溶鋼の保温剤、酸化防止のための鋳型内溶鋼と空気との遮蔽剤、アルミナなどの脱酸生成物の吸収剤などとして機能するモールドパウダーが添加される。このモールドパウダーは溶融することで前記機能を発現するが、溶融したモールドパウダーは耐火物に対して極めて活性であり、浸漬ノズルの外面は、鋳型内溶鋼湯面上に存在する溶融状態のモールドパウダーと接触することによって溶損し、浸漬ノズルの側壁に穴が形成されたり先端部が破断したりして、連続鋳造操業に支障を来す。

そこで、このモールドパウダーによる溶損を防止するために、浸漬ノズルの外周部分のモールドパウダーと接触する箇所には、従来から、アルミナ−黒鉛質やスピネル−黒鉛質などの他の耐火物と比較して耐溶損性に優れるジルコニア−黒鉛質の耐火物が配置されている（例えば、特許文献１を参照）。

このジルコニア−黒鉛質耐火物の耐用性が連続鋳造可能時間を決める要素となることから、耐用性向上のために、ジルコニア原料のサイズを規定した提案がなされている。

例えば、特許文献２には、「ジルコニア原料７０〜９５質量％及び黒鉛５〜３０質量％からなり、前記ジルコニアの粒度構成が、４５μｍ以下のジルコニア粒が７０％以上であるジルコニア−黒鉛質耐火物」が開示され、特許文献３には、「粒径が１５０〜１０μｍの中間粒ジルコニアを４０〜８７質量％と、粒径が１０μｍ未満の微粉ジルコニアを１０〜５０質量％と、黒鉛を２〜１０質量％と、からなるジルコニア−黒鉛質耐火物」が開示され、また、特許文献４には、「０．５ｍｍを超え１．０ｍｍ以下の粒子径の安定化または部分安定化ジルコニア原料を５〜７０質量％で且つジルコニア原料の総量で７０質量％以上９９質量％未満、カーボンを１質量％以上２０質量％未満、及び、炭化物の１種以上を合量で０．１〜１０質量％からなるジルコニア−黒鉛質耐火物」が開示されている。
特開昭６１−５３１５０号公報 特開平１１−３０２０７３号公報 特開平１１−１８９４６７号公報 特開２００４−６６２５１号公報

ところで、耐溶損性に優れるとはいえジルコニア−黒鉛質耐火物も溶融状態のモールドパウダーと接触することで損耗する。このジルコニア−黒鉛質耐火物の損耗は、ジルコニアが一部溶解し、黒鉛による結合を切ってジルコニア粒が離脱する形で進行する。

離脱したジルコニア粒は、その粒径の小さいものは溶融状態のモールドパウダー内を漂う間にモールドパウダー層に溶解する。しかしながら、粒径の大きいものは、モールドパウダー層に溶解しないままの状態で、溶融したモールドパウダーとともに鋳型と凝固シェルとの間に流入する。つまり、未溶解のジルコニア粒を混入した状態でパウダーフィルム層が形成され、そして、ジルコニア粒を残存した状態でパウダーフィルム層は固化する。ここで、パウダーフィルム層とは、溶融したモールドパウダーが凝固シェルと鋳型との間に流れ込んで形成される膜状のモールドパウダー層のことである。

亜包晶鋼などの鋳型内での不均一凝固を発生させやすい鋼種の連続鋳造の場合には、使用するモールドパウダーは、均一凝固を促進させる目的から、結晶化しやすい組成のモールドパウダー（緩冷却モールドパウダー）が用いられるが、ジルコニア粒がパウダーフィルム層に残存した状態であると、冷却にばらつきが生じ、これによって鋳片表面に割れが形成される。従って、鋳片の表面割れを防止するためには、パウダーフィルム層にジルコニア粒が残存しないようにすること、つまり、離脱したジルコニア粒を溶融状態のモールドパウダーに溶解させてしまうことが必要になる。

前述したように、ジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料のサイズは、従来から種々検討されているが、何れもジルコニア−黒鉛質耐火物の耐用性向上の観点から検討されており、残留するジルコニア粒に起因する不均一冷却による鋳片表面割れとの関係から検討されたことはない。

本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、ジルコニア−黒鉛質耐火物のスラグライン部を有する浸漬ノズルを用いて鋼を連続鋳造するにあたり、ジルコニア−黒鉛質耐火物の溶損により浸漬ノズルから離脱したジルコニア粒に起因する鋳型内冷却の不均一化を抑制し、具体的には離脱したジルコニア粒を溶融状態のモールドパウダー層に溶解させてパウダーフィルム層にはジルコニア粒が残存しないようにし、これにより鋳型内の冷却を均一にして表面割れの少ない鋳片を得ることのできる連続鋳造方法を提供することである。

上記課題を解決するための本発明に係る鋼の連続鋳造方法は、ジルコニア−黒鉛質耐火物のスラグライン部を有する浸漬ノズルを用いて鋳型内にモールドパウダーを添加しながら鋼を連続鋳造するにあたり、前記ジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径が定常域での鋳片の鋳造速度に対して下記の（１）式の範囲内である浸漬ノズルを用いて連続鋳造することを特徴とするものである。
Ｄ≦700−200×Ｖc……（１）
但し、（１）式において、Ｄはジルコニア原料の最大粒径（μｍ）、Ｖcは定常域での鋳造速度（ｍ／分）である。

本発明によれば、鋳片の鋳造速度が遅い場合には、浸漬ノズルのスラグライン部を構成するジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の粒径を大きくし、一方、鋳造速度が速い場合には、ジルコニア原料の粒径を小さくするので、浸漬ノズルから離脱したジルコニア粒は溶融状態のモールドパウダー層を漂う間にモールドパウダー層に溶解し、その結果、パウダーフィルム層にはジルコニア粒が流入せず、鋳型内冷却が均一化されて、鋳片の表面割れが抑制される。

以下、本発明を具体的に説明する。先ず、本発明に至った経緯について説明する。

鋼の連続鋳造においては、図１に示すような浸漬ノズルが使用される。図１において、符号４は浸漬ノズルであり、ノズル本体４ａとスラグライン部４ｂとからなる浸漬ノズル４には、その下部に吐出孔４ｃが設けられており、浸漬ノズル４の内部を流下する溶鋼は吐出孔４ｃから鋳型内に注入される。ノズル本体４ａは、通常、アルミナ−黒鉛質耐火物或いはスピネル−黒鉛質耐火物などで構成され、スラグライン部４ｂは、ジルコニア−黒鉛質耐火物で構成される。スラグライン部４ｂは、鋳型内に添加されるモールドパウダーと接触する範囲に設置されている。ここで、ジルコニア−黒鉛質耐火物とは、ジルコニア（ＺｒＯ₂）及び黒鉛（Ｃ）のみからなるものではなく、１０質量％以下のカルシア（ＣａＯ）、マグネシア（ＭｇＯ）、各種炭化物（炭化珪素、炭化硼素）などを含むものを全てジルコニア−黒鉛質耐火物と定義する。

このような浸漬ノズルを用いた連続鋳造において、浸漬ノズルのスラグライン部から離脱したジルコニア粒の鋳片表面割れに及ぼす影響を調査する目的で、スラグライン部を構成するジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料のサイズ及び鋳造速度を変更した試験を実施し、そのときに鋳造されたスラブ鋳片の表面割れを調査した。また、一部の試験では、鋳型に付着したスラグベアを採取し、スラグベアに単体のジルコニアが存在するか否かを調査した。尚、スラグベアとは、鋳型内に添加されたモールドパウダーが溶融し、溶融した後に鋳型と接触・冷却して鋳型表面に付着・固化したものであり、スラグベアの組成を調査することで、溶融状態のモールドパウダーの状態を推定することができる。

鋳片表面割れに及ぼすジルコニア原料の最大粒径及び鋳造速度の影響の調査結果を図２に示す。図２からも明らかなように、ジルコニア原料のサイズが大きくなるほど、鋳片表面の割れが多発することが分かった。また、ジルコニア原料のサイズを同一としても、鋳造速度が速くなると表面割れが発生することも分かった。

図２に示す、割れの多発領域と割れの少ない領域との境界線を求めると、下記の（１）が得られた。
Ｄ≦700−200×Ｖc……（１）
但し、（１）式において、Ｄはジルコニア原料の最大粒径（μｍ）、Ｖcは定常域での鋳造速度（ｍ／分）である。

即ち、ジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径を（１）式を満足する範囲内とすることで、鋳片の割れを抑制できることが分かった。これは、以下の理由によるものと考えられる。

鋳造速度が相対的に遅い場合は、浸漬ノズルのスラグライン部から離脱したジルコニア粒が、溶融したモールドパウダー層中を漂う時間が長いため、モールドパウダーに溶解されやすく、パウダーフィルム層に残留することは少ない。つまり、鋳型内冷却が均一化され、鋳片の表面割れは減少する。また、鋳造速度が相対的に遅い場合は、冷却速度が低いため、不均一凝固に起因する鋳片表面割れ自体が発生しにくい。

一方、鋳造速度が相対的に速い場合は、浸漬ノズルのスラグライン部から離脱したジルコニア粒が、溶融したモールドパウダー層中を漂う時間が短いため、モールドパウダーに溶解しにくく、固体のまま残存し、パウダーフィルム層に混入する。つまり、鋳型内冷却が不均一となり、鋳片の表面割れは多発する。また、鋳造速度が相対的に速い場合は、冷却速度が高いため、不均一凝固に起因する鋳片表面割れ自体が発生しやすい。

スラグベア中に残存するジルコニア粒の調査結果からも、このような事象が確認されている。

本発明は、上記試験結果に基づくものであり、ジルコニア−黒鉛質耐火物のスラグライン部を有する浸漬ノズルを用いて鋳型内にモールドパウダーを添加しながら鋼を連続鋳造するにあたり、ジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径が定常域での鋳造速度に対して上記の（１）式の範囲内である浸漬ノズルを用いて連続鋳造することを特徴とする。

次に、本発明に係る連続鋳造方法を説明する。図３は、本発明を実施した垂直曲げ型のスラブ連続鋳造機の側面概要図である。

図３に示すように、スラブ連続鋳造機１には、溶鋼９を冷却して鋳片１０の外殻を形成するための鋳型５が設置され、この鋳型５の上方所定位置には、取鍋（図示せず）から供給される溶鋼９を鋳型５に中継供給するためのタンディッシュ２が設置されている。一方、鋳型５の下方には、サポートロール、ガイドロール及びピンチロールからなる複数対の鋳片支持ロール６が配置されている。鋳造方向に隣り合う鋳片支持ロール６の間隙には、水スプレーノズル或いはエアーミストスプレーノズルなどのスプレーノズル（図示せず）が配置された二次冷却帯が構成され、二次冷却帯のスプレーノズルから噴霧される冷却水によって鋳片１０は引抜かれながら冷却されるようになっている。鋳片支持ロール６の下流側には、鋳造された鋳片１０を搬送するための複数の搬送ロール７が設置されており、この搬送ロール７の上方には、鋳造される鋳片１０から所定の長さの鋳片１０ａを切断するためのガス切断機８が配置されている。また、タンディッシュ２の底部には、流量調整用のスライディングノズル３が配置され、更に、スライディングノズル３の下面側には、下部に一対の吐出孔４ｃを有する、前述した浸漬ノズル４が配置されている。

この構成のスラブ連続鋳造機１において、取鍋からタンディッシュ２に溶鋼９を注入してタンディッシュ２に所定量の溶鋼９を滞留させ、次いで、タンディッシュ２に滞留した溶鋼９を、浸漬ノズル４の下部に設けられ且つ鋳型内の溶鋼に浸漬された吐出孔４ｃから鋳型５に注入する。鋳型内の溶鋼上には、保温剤、潤滑剤、酸化防止剤などとして機能するモールドパウダー（図示せず）を添加する。

鋳型５に注入された溶鋼９は、鋳型５で冷却されて凝固シェル１１を形成し、内部に未凝固相１２を有する鋳片１０として、鋳型５の下方に設けられた複数対の鋳片支持ロール６に支持されつつ、ピンチロールの駆動力により鋳型５の下方に連続的に引抜かれる。鋳片１０は、これらの鋳片支持ロール６を通過する間、二次冷却帯で冷却され、凝固シェル１１の厚みを増大し、やがて内部までの凝固を完了する。内部までの凝固を完了した鋳片１０は、ガス切断機８によって切断されて鋳片１０ａとなる。

このような連続鋳造操業において、定常鋳造域（鋳造の開始時期や終了時期を除く領域）における鋳片１０の鋳造速度Ｖcに基づき、浸漬ノズル４のスラグライン部４ｂを構成するジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径（Ｄ）が上記（１）式の範囲を満足する浸漬ノズル４を使用するか、或いは、スラグライン部４ｂを構成するジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径（Ｄ）に基づき、定常鋳造域における鋳造速度Ｖcが上記（１）式を満足する範囲内となるように、鋳片１０の鋳造速度Ｖcを調整する。

この場合、一般的には、ジルコニア原料の最大粒径（Ｄ）を大きくするほど、スラグライン部４ｂの耐用性は向上するので、（１）式を満足する範囲内で、できるだけジルコニア原料の最大粒径（Ｄ）を大きくすることが好ましい。尚、ジルコニア原料は篩によって篩分けされてサイズが決定されるので、本発明におけるジルコニア原料の最大粒径（Ｄ）は篩分けにより決定されるサイズである。

このようにして連続鋳造することで、浸漬ノズル４から離脱したジルコニア粒は溶融状態のモールドパウダー層を漂う間にモールドパウダー層に溶解し、その結果、パウダーフィルム層にはジルコニア粒が流入せず、鋳型内冷却が均一化されて、鋳片１０の表面割れが抑制される。

図３に示すスラブ連続鋳造機を用い、炭素濃度が０．１１質量％の亜包晶鋼を、厚み２５０ｍｍ、幅１９００ｍｍのサイズのスラブ鋳片に、１．５ｍ／分の鋳造速度で鋳造した。浸漬ノズルは、スラグライン部が、最大粒径を３５０μｍとするジルコニア原料で製造したジルコニア−黒鉛質耐火物（８５質量％ＺｒＯ₂−１５質量％Ｃ）から構成される浸漬ノズルと、最大粒径を５００μｍとするジルコニア原料で製造したジルコニア−黒鉛質耐火物（８５質量％ＺｒＯ₂−１５質量％Ｃ）から構成される浸漬ノズルとの２種類の浸漬ノズルを使用した。

鋳造速度及びジルコニア原料の最大粒径を照らし合わせると、最大粒径が３５０μｍのジルコニア原料からなるジルコニア−黒鉛質耐火物をスラグライン部とする浸漬ノズルを使用した場合が本発明の範囲内であり、最大粒径が５００μｍのジルコニア原料からなるジルコニア−黒鉛質耐火物をスラグライン部とする浸漬ノズルを使用した場合が本発明の範囲外となる。従って、前者を「本発明例」、後者を「比較例」と表示する。本発明例及び比較例ともに、モールドパウダーは同一のものを使用した。

鋳造後、鋳片を常温まで放冷し、次いで、ショットブラスト処理により鋳片表面のスケールを除去した後、浸透探傷法を用いて鋳片表面の割れ発生個数を調査した。図４に鋳片表面の割れ発生個数の調査結果を示す。尚、図４では、比較例における割れ発生個数を基準とする指数で表示している。

図４に示すように、鋳造速度及び使用するモールドパウダーが同一でありながら、本発明例では比較例にくらべて大幅に鋳片表面の割れが減少することが確認できた。

鋼の連続鋳造において使用される浸漬ノズルの例を示す概略図である。 鋳片表面割れに及ぼすジルコニア粒の最大粒径及び鋳造速度の影響の調査結果を示す図である。 本発明を実施した垂直曲げ型のスラブ連続鋳造機の側面概要図である。 鋳片表面割れ発生個数を本発明例と比較例とで対比して示す図である。

符号の説明

１ スラブ連続鋳造機
２ タンディッシュ
３ スライディングノズル
４ 浸漬ノズル
４ａ ノズル本体
４ｂ スラグライン部
４ｃ 吐出孔
５ 鋳型
６ 鋳片支持ロール
７ 搬送ロール
８ ガス切断機
９ 溶鋼
１０ 鋳片
１１ 凝固シェル
１２ 未凝固相

Claims (1)

1. ジルコニア−黒鉛質耐火物のスラグライン部を有する浸漬ノズルを用いて鋳型内にモールドパウダーを添加しながら鋼を連続鋳造するにあたり、前記ジルコニア−黒鉛質耐火物のジルコニア原料の最大粒径が定常域での鋳片の鋳造速度に対して下記の（１）式の範囲内である浸漬ノズルを用いて連続鋳造することを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
   Ｄ≦700−200×Ｖc……（１）
   但し、（１）式において、Ｄはジルコニア原料の最大粒径（μｍ）、Ｖcは定常域での鋳造速度（ｍ／分）である。

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