JPH06134559A - 鋼の連続鋳造における鋳片割れ防止方法 - Google Patents
鋼の連続鋳造における鋳片割れ防止方法Info
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- JPH06134559A JPH06134559A JP28734892A JP28734892A JPH06134559A JP H06134559 A JPH06134559 A JP H06134559A JP 28734892 A JP28734892 A JP 28734892A JP 28734892 A JP28734892 A JP 28734892A JP H06134559 A JPH06134559 A JP H06134559A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】鋼の連続鋳造において、鋳片の縦割れまたはブ
レークアウトを防止し、安定かつ効率的に鋳片を製造す
る。 【構成】溶鋼メニスカスへモールドフラックスを連続供
給して溶鋼を鋳造する時に、モールドフラックスよりも
高融点の粒子を鋳型面近傍のモールドフラックス上方に
ガスと共に吹き付ける際、搬送ガス流速をＵ（cm/se
c）、粒子の密度をρ（g/cm3）、粒径をｄ（cm）とする
とき、Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5の不等式で定められる速
度以上で、かつ、溶鋼メニスカス上のモールドフラック
ス厚さをｈ（cm）とするとき、Ｕ≦１７２０ｈ0.5の不
等式で定められる速度以下で、粒子をモールドフラック
ス内へ混入させることによって、モールドフラックスと
粒子が鋳型と溶鋼の間隙に流入し、凝固シェルを不均一
に成長させ、凝固シェルの変形歪を多数の場所に分散さ
せることにより鋳片の割れを防止する。
レークアウトを防止し、安定かつ効率的に鋳片を製造す
る。 【構成】溶鋼メニスカスへモールドフラックスを連続供
給して溶鋼を鋳造する時に、モールドフラックスよりも
高融点の粒子を鋳型面近傍のモールドフラックス上方に
ガスと共に吹き付ける際、搬送ガス流速をＵ（cm/se
c）、粒子の密度をρ（g/cm3）、粒径をｄ（cm）とする
とき、Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5の不等式で定められる速
度以上で、かつ、溶鋼メニスカス上のモールドフラック
ス厚さをｈ（cm）とするとき、Ｕ≦１７２０ｈ0.5の不
等式で定められる速度以下で、粒子をモールドフラック
ス内へ混入させることによって、モールドフラックスと
粒子が鋳型と溶鋼の間隙に流入し、凝固シェルを不均一
に成長させ、凝固シェルの変形歪を多数の場所に分散さ
せることにより鋳片の割れを防止する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶鋼の連続鋳造方法に
関する。
関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼の連続鋳造においては、通常、微細振
動している内部水冷式の銅鋳型に注湯ノズルを通して溶
鋼を供給し、溶鋼のメニスカスにモールドフラックスを
連続供給している。鋳型内の溶鋼は、鋳型表面と溶鋼の
間隙に流入したモールドフラックス層を通して鋳型側に
抜熱されて凝固し始め、凝固シェルが成長する。この凝
固シェルには、主に凝固シェルの熱収縮に基づく熱応力
が鋳片の幅方向に作用して歪が生じ、この歪が過度の場
合には鋳片の縦割れの発生につながる。
動している内部水冷式の銅鋳型に注湯ノズルを通して溶
鋼を供給し、溶鋼のメニスカスにモールドフラックスを
連続供給している。鋳型内の溶鋼は、鋳型表面と溶鋼の
間隙に流入したモールドフラックス層を通して鋳型側に
抜熱されて凝固し始め、凝固シェルが成長する。この凝
固シェルには、主に凝固シェルの熱収縮に基づく熱応力
が鋳片の幅方向に作用して歪が生じ、この歪が過度の場
合には鋳片の縦割れの発生につながる。
【０００３】鋳片の縦割れは、鋳造後に割れ部を溶削し
て除去するなどの後作業が増して作業能率が低下するの
みならず、大きな割れの場合には、鋳造中に溶鋼が割れ
部から外に流出するというブレークアウトが発生して、
鋳造を停止しなければならないため、割れ発生を防止す
ることは極めて重要なものである。
て除去するなどの後作業が増して作業能率が低下するの
みならず、大きな割れの場合には、鋳造中に溶鋼が割れ
部から外に流出するというブレークアウトが発生して、
鋳造を停止しなければならないため、割れ発生を防止す
ることは極めて重要なものである。
【０００４】炭素濃度が約０.１〜０.２％の中炭素鋼は
特に縦割れを生じ易い。縦割れの発生原因として、鋳型
と溶鋼の間隙へのモールドフラックスの不均一流入が主
な原因の一つと考えられており、従来、文献１）で開示
されているように、モールドフラックスの成分を変える
ことにより、フラックスの融点、凝固温度、粘度などを
適性化し、均一流入するように技術開発がなされてき
た。文献１）小山邦夫、長野裕、中野武人：製鉄研究、
第３２４号、１９８７年、ｐ３９〜４５。
特に縦割れを生じ易い。縦割れの発生原因として、鋳型
と溶鋼の間隙へのモールドフラックスの不均一流入が主
な原因の一つと考えられており、従来、文献１）で開示
されているように、モールドフラックスの成分を変える
ことにより、フラックスの融点、凝固温度、粘度などを
適性化し、均一流入するように技術開発がなされてき
た。文献１）小山邦夫、長野裕、中野武人：製鉄研究、
第３２４号、１９８７年、ｐ３９〜４５。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来、連続鋳造用のモ
ールドフラックスとしては、ＳiＯ2とＣaＯを主成分と
して、これにＡl2Ｏ3，ＭgＯ，ＭnＯ，Ｎa2Ｏ，Ｌi
2Ｏ，Ｋ2Ｏ，Ｆe2Ｏ3,Ｂ2Ｏ3，Ｆ，Ｃなどを添加した組
成からなり、粉末状または顆粒状のものが使われてい
る。このようなモールドフラックスを使って溶鋼を鋳造
すると、炭素濃度が約０.１〜０.２％の溶鋼の場合に
は、縦割れ防止に関連すると云われている湯面変動や鋳
型表面の疵発生などを無くしても、縦割れが発生するの
が現状である。鋳片に縦割れが発生すると、割れ部の溶
削などの後工程の増加、および縦割れが激しい場合には
ブレークアウトによる鋳造停止が問題となる。本発明
は、上記の問題点を解決し、中炭素鋼などの鋳片を安定
に製造する連続鋳造方法を提供する。
ールドフラックスとしては、ＳiＯ2とＣaＯを主成分と
して、これにＡl2Ｏ3，ＭgＯ，ＭnＯ，Ｎa2Ｏ，Ｌi
2Ｏ，Ｋ2Ｏ，Ｆe2Ｏ3,Ｂ2Ｏ3，Ｆ，Ｃなどを添加した組
成からなり、粉末状または顆粒状のものが使われてい
る。このようなモールドフラックスを使って溶鋼を鋳造
すると、炭素濃度が約０.１〜０.２％の溶鋼の場合に
は、縦割れ防止に関連すると云われている湯面変動や鋳
型表面の疵発生などを無くしても、縦割れが発生するの
が現状である。鋳片に縦割れが発生すると、割れ部の溶
削などの後工程の増加、および縦割れが激しい場合には
ブレークアウトによる鋳造停止が問題となる。本発明
は、上記の問題点を解決し、中炭素鋼などの鋳片を安定
に製造する連続鋳造方法を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、鋼の連続鋳造
において、内部水冷式の鋳型の上部より溶鋼のメニスカ
スに向かって鋳造用モールドフラックスを連続供給して
溶鋼を鋳造する時に、該モールドフラックスよりも高融
点の粒子を鋳型面近傍のモールドフラックス上方に搬送
ガスと共に吹き付ける際、搬送ガス流速をＵ（cm/se
c）、粒子の密度をρ（g/cm3）、粒径をｄ（cm）とする
とき、搬送ガスの流速Ｕが Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5 の不等式でさだめられる速度以上で、かつ溶鋼メニスカ
ス上のモールドフラックス厚さをｈ（cm）とするとき、 Ｕ≦１７２０ｈ0.5 の不等式で定められる速度以下で粒子をモールドフラッ
クス内へ混入させることによって、モールドフラックス
と粒子が鋳型と溶鋼の間隙に流入し、凝固シェルが成長
する時、凝固シェルを不均一に成長させ、凝固シェルの
変形歪を多数の場所に分散させることにより、鋳片の割
れを防止することを特徴とする連続鋳造方法である。
において、内部水冷式の鋳型の上部より溶鋼のメニスカ
スに向かって鋳造用モールドフラックスを連続供給して
溶鋼を鋳造する時に、該モールドフラックスよりも高融
点の粒子を鋳型面近傍のモールドフラックス上方に搬送
ガスと共に吹き付ける際、搬送ガス流速をＵ（cm/se
c）、粒子の密度をρ（g/cm3）、粒径をｄ（cm）とする
とき、搬送ガスの流速Ｕが Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5 の不等式でさだめられる速度以上で、かつ溶鋼メニスカ
ス上のモールドフラックス厚さをｈ（cm）とするとき、 Ｕ≦１７２０ｈ0.5 の不等式で定められる速度以下で粒子をモールドフラッ
クス内へ混入させることによって、モールドフラックス
と粒子が鋳型と溶鋼の間隙に流入し、凝固シェルが成長
する時、凝固シェルを不均一に成長させ、凝固シェルの
変形歪を多数の場所に分散させることにより、鋳片の割
れを防止することを特徴とする連続鋳造方法である。
【０００７】
【作用】図１は、連続鋳造の溶鋼メニスカスの近傍の状
態を示す図面である。一般に鋼の連続鋳造では、鉛直方
向８に微細振動している内部水冷式の銅鋳型１に、注湯
ノズルを通して溶鋼４を注入し、同時に鋳型上部よりモ
ールドフラックス２を連続供給する。供給されたモール
ドフラックスは溶鋼の熱により溶解し、鋳型１と溶鋼４
の間隙に流入する。溶鋼は、流入しているモールドフラ
ックス層５を介して鋳型へ熱が移動することにより凝固
するため、凝固シェル６を形成し、この凝固シェルは連
続的に引き抜き方向９の方向へ引き抜かれる。
態を示す図面である。一般に鋼の連続鋳造では、鉛直方
向８に微細振動している内部水冷式の銅鋳型１に、注湯
ノズルを通して溶鋼４を注入し、同時に鋳型上部よりモ
ールドフラックス２を連続供給する。供給されたモール
ドフラックスは溶鋼の熱により溶解し、鋳型１と溶鋼４
の間隙に流入する。溶鋼は、流入しているモールドフラ
ックス層５を介して鋳型へ熱が移動することにより凝固
するため、凝固シェル６を形成し、この凝固シェルは連
続的に引き抜き方向９の方向へ引き抜かれる。
【０００８】なお、鋳型内へ連続供給されているモール
ドフラックス２は、溶鋼の熱により加熱され、溶解する
ため、温度の高い溶鋼メニスカスから上部に向かって溶
融層、焼結層、未焼結層（すなわち、焼結していない添
加ままのモールドフラックス層）が存在し、また、鋳型
１と接する部分にはスラグリムと呼ばれるモールドフラ
ックスが凝集または溶解後凝固してできた固体塊３が通
常存在する。
ドフラックス２は、溶鋼の熱により加熱され、溶解する
ため、温度の高い溶鋼メニスカスから上部に向かって溶
融層、焼結層、未焼結層（すなわち、焼結していない添
加ままのモールドフラックス層）が存在し、また、鋳型
１と接する部分にはスラグリムと呼ばれるモールドフラ
ックスが凝集または溶解後凝固してできた固体塊３が通
常存在する。
【０００９】流入モールドフラックス層５の厚さは、鋳
型への熱移動にとって大きな影響を及ぼし、このフラッ
クス層が局所的に厚い場所では凝固シェルの成長が抑制
される。凝固シェルには、凝固シェルの熱収縮や相変
態、およびモールドフラックス層を介した凝固シェルと
鋳型との摩擦などによる応力が作用しているが、これら
の応力による歪が凝固の遅れた部分に集中的に発生する
ため、凝固遅れの部分が少ない場合には大きな歪量とな
り、歪がある臨界値を越えると縦割れが発生することに
なる。
型への熱移動にとって大きな影響を及ぼし、このフラッ
クス層が局所的に厚い場所では凝固シェルの成長が抑制
される。凝固シェルには、凝固シェルの熱収縮や相変
態、およびモールドフラックス層を介した凝固シェルと
鋳型との摩擦などによる応力が作用しているが、これら
の応力による歪が凝固の遅れた部分に集中的に発生する
ため、凝固遅れの部分が少ない場合には大きな歪量とな
り、歪がある臨界値を越えると縦割れが発生することに
なる。
【００１０】炭素濃度が約０.１〜０.２％の鋼は、冷却
の過程でのδ相からγ相への変態に伴う収縮が大きく、
発生する収縮応力が他の成分系の鋼の比べて大きいた
め、割れ易いと考えられる。このため、通常のモールド
フラックスを使って中炭素鋼を鋳造すると、鋳片の幅方
向の一ヶ所、または２〜３ヶ所に縦割れが発生する頻度
が高い。
の過程でのδ相からγ相への変態に伴う収縮が大きく、
発生する収縮応力が他の成分系の鋼の比べて大きいた
め、割れ易いと考えられる。このため、通常のモールド
フラックスを使って中炭素鋼を鋳造すると、鋳片の幅方
向の一ヶ所、または２〜３ヶ所に縦割れが発生する頻度
が高い。
【００１１】図１に示すように、モールドフラックスよ
りも高融点の粒子７を、ガス１１に搬送させて粒子噴射
装置１０から噴射すると、モールドフラックスはガスの
衝突エネルギーによってくぼみ１２を形成し、このくぼ
みから粒子がモールドフラックス内へ混入し、その後粒
子はモールドフラックスと一緒に鋳型１と溶鋼４の間隙
に流入する。
りも高融点の粒子７を、ガス１１に搬送させて粒子噴射
装置１０から噴射すると、モールドフラックスはガスの
衝突エネルギーによってくぼみ１２を形成し、このくぼ
みから粒子がモールドフラックス内へ混入し、その後粒
子はモールドフラックスと一緒に鋳型１と溶鋼４の間隙
に流入する。
【００１２】図２は、モールドフラックスにモールドフ
ラックスよりも高融点の粒子を混ぜ、連続供給した場合
の凝固シェル成長の局所的な遅れ部分を示す模式図であ
る。モールドフラックスに高融点の粒子を混入すると、
一部のものはモールドフラックスに溶解するが、他は部
分溶解するかまたは溶解せずに固体状態でモールドフラ
ックス層に残留する。
ラックスよりも高融点の粒子を混ぜ、連続供給した場合
の凝固シェル成長の局所的な遅れ部分を示す模式図であ
る。モールドフラックスに高融点の粒子を混入すると、
一部のものはモールドフラックスに溶解するが、他は部
分溶解するかまたは溶解せずに固体状態でモールドフラ
ックス層に残留する。
【００１３】高融点の粒子７'がモールドフラックス層
５に固体状態で存在すると、モールドフラックス層が冷
却、凝固する際に、冷却に伴う粒子とモールドフラック
ス層の熱収縮率が一般に異なるため、粒子７'とモール
ドフラックス層５の境界に真空または気体から成る空隙
を生じ、この空隙の存在によって溶鋼４から鋳型１への
熱移動が局所的に遅れ、このため凝固シェル６の成長が
局所的に遅れ、凝固の遅れ部１４が多数形成されること
になる。
５に固体状態で存在すると、モールドフラックス層が冷
却、凝固する際に、冷却に伴う粒子とモールドフラック
ス層の熱収縮率が一般に異なるため、粒子７'とモール
ドフラックス層５の境界に真空または気体から成る空隙
を生じ、この空隙の存在によって溶鋼４から鋳型１への
熱移動が局所的に遅れ、このため凝固シェル６の成長が
局所的に遅れ、凝固の遅れ部１４が多数形成されること
になる。
【００１４】なお、モールドフラックスよりも高融点か
つ低熱伝導率の粒子の場合、熱伝導率の小さな粒子７'
がモールドフラックス層５に存在すると、粒子の周囲で
の空隙の形成に加え、粒子自身が伝熱抵抗となり、溶鋼
４から鋳型１への熱移動が遅れ、このため凝固シェル６
の成長が局所的に遅れ、凝固の遅れ部１０が多数形成さ
れるため、熱伝導率の低い粒子ほど、凝固遅れ部の形成
に取って有効である。
つ低熱伝導率の粒子の場合、熱伝導率の小さな粒子７'
がモールドフラックス層５に存在すると、粒子の周囲で
の空隙の形成に加え、粒子自身が伝熱抵抗となり、溶鋼
４から鋳型１への熱移動が遅れ、このため凝固シェル６
の成長が局所的に遅れ、凝固の遅れ部１０が多数形成さ
れるため、熱伝導率の低い粒子ほど、凝固遅れ部の形成
に取って有効である。
【００１５】図３は、鋳片の幅方向と鋳造方向における
凝固シェル成長の局所的遅れ部分の分布を示す模式図で
ある。鋳片縦割れは主に鋳片幅方向の応力によって生じ
るが、このように凝固遅れの部分を意図的に多数作るこ
とにより、応力の集中すなわち歪がある場所に集中する
ことを防止できる。鋳片幅方向の応力による歪を多数の
凝固遅れ部分に分散すると、一つの凝固遅れ部に発生す
る歪量は割れ発生の臨界歪量より小さなものとなり、縦
割れは発生しない。
凝固シェル成長の局所的遅れ部分の分布を示す模式図で
ある。鋳片縦割れは主に鋳片幅方向の応力によって生じ
るが、このように凝固遅れの部分を意図的に多数作るこ
とにより、応力の集中すなわち歪がある場所に集中する
ことを防止できる。鋳片幅方向の応力による歪を多数の
凝固遅れ部分に分散すると、一つの凝固遅れ部に発生す
る歪量は割れ発生の臨界歪量より小さなものとなり、縦
割れは発生しない。
【００１６】なお、モールドフラックスに混ぜる粒子の
大きさとしては、鋳型と溶鋼との間隙に粒子が流入でき
るように、この間隙よりも小さい粒径のものがよい。ま
た、溶鋼から鋳型への熱移動の伝熱抵抗をできるだけ大
きくすることが望ましいため、熱伝導率がモールドフラ
ックスよりも出来るだけ小さい中実の粒子、または中空
の粒子がよい。
大きさとしては、鋳型と溶鋼との間隙に粒子が流入でき
るように、この間隙よりも小さい粒径のものがよい。ま
た、溶鋼から鋳型への熱移動の伝熱抵抗をできるだけ大
きくすることが望ましいため、熱伝導率がモールドフラ
ックスよりも出来るだけ小さい中実の粒子、または中空
の粒子がよい。
【００１７】
【実施例】炭素濃度が約０.１〜０.２％の中炭素鋼を使
って、厚さ２４０mm、幅１.６ｍのスラブ鋳片を製造す
る連続鋳造の試験をした。モールドフラックスとして
は、表１に示す主要成分を有する粉末状のものを用い、
表２に示す条件の下でＺrＯ2，ＴiＯ2，中空ＭgＯなど
の粒子を粒子噴射装置を使って内部冷却式鋳型の上部か
ら溶鋼メニスカスへ向かって連続的に供給した。
って、厚さ２４０mm、幅１.６ｍのスラブ鋳片を製造す
る連続鋳造の試験をした。モールドフラックスとして
は、表１に示す主要成分を有する粉末状のものを用い、
表２に示す条件の下でＺrＯ2，ＴiＯ2，中空ＭgＯなど
の粒子を粒子噴射装置を使って内部冷却式鋳型の上部か
ら溶鋼メニスカスへ向かって連続的に供給した。
【００１８】粒子噴射装置は２台用い、鋳型の２つの長
辺面に沿って各々の噴射口を往復移動させ、鋳型から約
３０〜６０mm離れたモールドフラックス上に噴射した。
粒子の搬送ガスとしてアルゴンを用い、ガス流速は０.
５〜４０ｍ／secの範囲とした。なお、表１のモールド
フラックスの融点は約１２７３〜１４２３Ｋであった。
また、表２における粒子の供給体積率は、モールドフラ
ックス供給量と粒子供給量の体積割合である。参考のた
めに、供給粒子の融点を表３に示す。主要鋳造条件とし
ては、鋳造速度は１.８ｍ／min、鋳型部以降の鋳片の２
次冷却には水スプレーを採用し、供給粒子の条件以外は
一定の条件下で実験をした。
辺面に沿って各々の噴射口を往復移動させ、鋳型から約
３０〜６０mm離れたモールドフラックス上に噴射した。
粒子の搬送ガスとしてアルゴンを用い、ガス流速は０.
５〜４０ｍ／secの範囲とした。なお、表１のモールド
フラックスの融点は約１２７３〜１４２３Ｋであった。
また、表２における粒子の供給体積率は、モールドフラ
ックス供給量と粒子供給量の体積割合である。参考のた
めに、供給粒子の融点を表３に示す。主要鋳造条件とし
ては、鋳造速度は１.８ｍ／min、鋳型部以降の鋳片の２
次冷却には水スプレーを採用し、供給粒子の条件以外は
一定の条件下で実験をした。
【００１９】上記の実験の結果、粒子を噴射しなかった
Caseの場合、鋳片表面には幅方向に２〜３本程度の縦
割れが観察され、鋳片の両長辺面における鋳片１ｍ当り
の縦割れ長さの和は約２〜７ｍ／ｍであった。これに対
して、CaseのＺrＯ2粒子の場合、縦割れ長さの和は約
０.０５〜０.３ｍ／ｍで、CaseのＴiＯ2の場合には
０.１〜０.５ｍ／ｍであり、Caseととも極まれに縦
割れが発生したが、縦割れの長さは短く、Caseに比べ
ると縦割れは少なく、縦割れ防止効果が大きいことがわ
かった。
Caseの場合、鋳片表面には幅方向に２〜３本程度の縦
割れが観察され、鋳片の両長辺面における鋳片１ｍ当り
の縦割れ長さの和は約２〜７ｍ／ｍであった。これに対
して、CaseのＺrＯ2粒子の場合、縦割れ長さの和は約
０.０５〜０.３ｍ／ｍで、CaseのＴiＯ2の場合には
０.１〜０.５ｍ／ｍであり、Caseととも極まれに縦
割れが発生したが、縦割れの長さは短く、Caseに比べ
ると縦割れは少なく、縦割れ防止効果が大きいことがわ
かった。
【００２０】Caseの場合、Caseよりは若干割れは多
いが、縦割れ長さの和は約０.１〜０.６ｍ／ｍであり、
Caseよりは大幅に縦割れが少なかった。鋳造実験中に
採取したモールドフラックス層の内部組織を観察した結
果、添加した粒子は一部溶融しモールドフラックスに溶
解混合するものもあるが、溶解しないで添加前と同じ形
状を維持しているものも数多く存在し、鋳型と溶鋼の間
のモールドフラックス層内で伝熱抵抗として寄与するこ
とが判明した。
いが、縦割れ長さの和は約０.１〜０.６ｍ／ｍであり、
Caseよりは大幅に縦割れが少なかった。鋳造実験中に
採取したモールドフラックス層の内部組織を観察した結
果、添加した粒子は一部溶融しモールドフラックスに溶
解混合するものもあるが、溶解しないで添加前と同じ形
状を維持しているものも数多く存在し、鋳型と溶鋼の間
のモールドフラックス層内で伝熱抵抗として寄与するこ
とが判明した。
【００２１】粒子をモールドフラックス中に噴射する時
の搬送ガスの流速は、余りにも遅いと粒子がモールドフ
ラックスへ侵入せず、また余りにも速いとモールドフラ
ックスのくぼみが深くなりすぎて、溶鋼メニスカスが露
出するとともに、メニスカスの振動を誘発し、鋳片の割
れが多くなる。図４は、本実験の結果をまとめたもの
で、粒子がモールドフラックス中へ良好に侵入する良好
領域と、侵入せずモールドフラックス上に浮いてしまう
不良領域を示す。
の搬送ガスの流速は、余りにも遅いと粒子がモールドフ
ラックスへ侵入せず、また余りにも速いとモールドフラ
ックスのくぼみが深くなりすぎて、溶鋼メニスカスが露
出するとともに、メニスカスの振動を誘発し、鋳片の割
れが多くなる。図４は、本実験の結果をまとめたもの
で、粒子がモールドフラックス中へ良好に侵入する良好
領域と、侵入せずモールドフラックス上に浮いてしまう
不良領域を示す。
【００２２】良好領域と不良領域との境界を回帰式で整
理した結果、搬送ガス流速をＵ（cm/sec）、粒子の密度
をρ（g/cm3）、粒径をｄ（cm）とするとき、搬送ガス
の流速Ｕが Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5 の不等式で定められる速度以上であれば、噴射粒子がモ
ールドフラックス上に堆積することなく、中まで侵入す
ることがわかった。
理した結果、搬送ガス流速をＵ（cm/sec）、粒子の密度
をρ（g/cm3）、粒径をｄ（cm）とするとき、搬送ガス
の流速Ｕが Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5 の不等式で定められる速度以上であれば、噴射粒子がモ
ールドフラックス上に堆積することなく、中まで侵入す
ることがわかった。
【００２３】
【表１】 実験に使用したモールドフラックスの成分
（mass％）
（mass％）
【００２４】
【表２】 実験条件
【００２５】一方、図５は、モールドフラックスのくぼ
みが深くなり過ぎて、溶鋼メニスカスが露出する不良領
域と、露出しない良好領域を示す。この不良領域では、
粒子を供給しても、メニスカスの振動が顕著であったた
め、鋳片の縦割れ発生が多かった。不良領域と良好領域
の境界を回帰式で整理した結果、溶鋼メニスカス上のモ
ールドフラックス厚さをｈ（cm）とするとき、 Ｕ≦１７２０ｈ０．５ の不等式で定められる速度以下が良好領域で、溶鋼メニ
スカスの露出が無く、粒子供給の効果が現われることが
わかった。
みが深くなり過ぎて、溶鋼メニスカスが露出する不良領
域と、露出しない良好領域を示す。この不良領域では、
粒子を供給しても、メニスカスの振動が顕著であったた
め、鋳片の縦割れ発生が多かった。不良領域と良好領域
の境界を回帰式で整理した結果、溶鋼メニスカス上のモ
ールドフラックス厚さをｈ（cm）とするとき、 Ｕ≦１７２０ｈ０．５ の不等式で定められる速度以下が良好領域で、溶鋼メニ
スカスの露出が無く、粒子供給の効果が現われることが
わかった。
【００２６】
【表３】 添加粒子の融点
【００２７】
【発明の効果】本発明を実施すれば、凝固シェルの熱収
縮や鋳型との摩擦による応力を凝固シェル成長の遅れ部
に集中させず、応力を多くの場所に分散させることによ
り、縦割れの発生を防止することが可能であり、中炭素
鋼などの割れ易い鋳片の製造を安定して行うことが出来
る。
縮や鋳型との摩擦による応力を凝固シェル成長の遅れ部
に集中させず、応力を多くの場所に分散させることによ
り、縦割れの発生を防止することが可能であり、中炭素
鋼などの割れ易い鋳片の製造を安定して行うことが出来
る。
図１は連続鋳造の溶鋼メニスカスの近傍の状態を示す
図、図２は凝固シェル成長の局所的な遅れ部分を示す
図、図３は、鋳片の幅方向と鋳造方向における凝固シェ
ル成長の局所的遅れ部分の分布を示す図、図４は、適性
な搬送ガス流速の下限値に関し、モールドフラックス中
への粒子の供給が良好な搬送ガスの流域を示す図、図５
は適性な搬送ガス流速の上限値に関する良好領域を示す
図、である。
図、図２は凝固シェル成長の局所的な遅れ部分を示す
図、図３は、鋳片の幅方向と鋳造方向における凝固シェ
ル成長の局所的遅れ部分の分布を示す図、図４は、適性
な搬送ガス流速の下限値に関し、モールドフラックス中
への粒子の供給が良好な搬送ガスの流域を示す図、図５
は適性な搬送ガス流速の上限値に関する良好領域を示す
図、である。
１：鋳型、 ２：モールドフラックス、 ３：スラグリ
ム、 ４：溶鋼、 ５：モールドフラックス層、 ６：
凝固シェル、 ７，７'：粒子、 ８：鋳型の振動方
向、 ９：鋳片の引き抜き方向、 １０：粒子噴射装
置、 １１：ガス、１２：溶鋼メニスカスのくぼみ、
１３：溶鋼メニスカス、 １４：凝固の遅れ部、 １
５：鋳片の幅方向。
ム、 ４：溶鋼、 ５：モールドフラックス層、 ６：
凝固シェル、 ７，７'：粒子、 ８：鋳型の振動方
向、 ９：鋳片の引き抜き方向、 １０：粒子噴射装
置、 １１：ガス、１２：溶鋼メニスカスのくぼみ、
１３：溶鋼メニスカス、 １４：凝固の遅れ部、 １
５：鋳片の幅方向。
Claims (1)
- 【請求項１】鋼の連続鋳造において、内部水冷式の鋳型
の上部より溶鋼のメニスカスに向かって鋳造用モールド
フラックスを連続供給して溶鋼を鋳造する時に、該モー
ルドフラックスよりも高融点の粒子を鋳型面近傍のモー
ルドフラックス上方に搬送ガスと共に吹き付ける際、搬
送ガス流速Ｕ（cm/sec）、粒子の密度をρ（g/cm3）、
粒径をｄ（cm）とするとき、搬送ガス流速Ｕが Ｕ≧１４０（ρｄ）~0.5 の不等式でさだめられる速度以上で、かつ、溶鋼メニス
カス上のモールドフラックス厚さをｈ（cm）とすると
き、 Ｕ≦１７２０ｈ0.5 の不等式で定められる速度以下で粒子をモールドフラッ
クス内へ混入させることによって、モールドフラックス
と粒子が鋳型と溶鋼の間隙に流入し、凝固シェルが成長
する時、凝固シェルを不均一に成長させ、凝固シェルの
変形歪を多数の場所に分散させることにより、鋳片の割
れを防止することを特徴とする鋼の連続鋳造における鋳
片割れ防止方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28734892A JPH06134559A (ja) | 1992-10-26 | 1992-10-26 | 鋼の連続鋳造における鋳片割れ防止方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28734892A JPH06134559A (ja) | 1992-10-26 | 1992-10-26 | 鋼の連続鋳造における鋳片割れ防止方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06134559A true JPH06134559A (ja) | 1994-05-17 |
Family
ID=17716209
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28734892A Withdrawn JPH06134559A (ja) | 1992-10-26 | 1992-10-26 | 鋼の連続鋳造における鋳片割れ防止方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06134559A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112605360A (zh) * | 2020-11-27 | 2021-04-06 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种亚包晶钢板坯高拉速生产方法 |
| CN118635289A (zh) * | 2024-08-16 | 2024-09-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善硅钢表面及边部质量的生产方法 |
-
1992
- 1992-10-26 JP JP28734892A patent/JPH06134559A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112605360A (zh) * | 2020-11-27 | 2021-04-06 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种亚包晶钢板坯高拉速生产方法 |
| CN118635289A (zh) * | 2024-08-16 | 2024-09-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善硅钢表面及边部质量的生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000104 |