JP2007175769A

JP2007175769A - Continuous casting method

Info

Publication number: JP2007175769A
Application number: JP2006311338A
Authority: JP
Inventors: Hitoshi Nakada; 等中田; Takashi Kobayashi; 高小林; Kazutake Sumida; 一毅隅田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-11-30
Filing date: 2006-11-17
Publication date: 2007-07-12
Anticipated expiration: 2026-11-17
Also published as: JP4749997B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a continuous casting method by which solidification delay at angle parts of a bloom can be suppressed. <P>SOLUTION: A first inclined surface 2 and a second inclined surface 3 are provided on the inner surface of a mold 1 to constitute a so-called two step tapered mold. A mold powder 6 is adjusted to have a total content of CaO component and SiO<SB>2</SB>component of not less than 50 wt.% and a content of F component of not more than 11 wt.%. The inclination rates of the first and second inclined surfaces 2, 3 are set according to basicity or solidifying temperature of the powder to be used. The pore area of molten steel discharge ports 5a, 5a of a dipping nozzle 5 is set to not less than 2,500 mm<SP>2</SP>to less than 6,400 mm<SP>2</SP>. The discharge angle of the molten steel discharge ports 5a, 5a is set, based on the horizontal, obliquely downward to not less than 10° to not more than 35°. <P>COPYRIGHT: (C)2007,JPO&INPIT

Description

本発明は、連続鋳造方法に関し、より詳しくは、ブルーム又はビレットを連続的に鋳造する技術に係る。 The present invention relates to a continuous casting method, and more particularly to a technique for continuously casting a bloom or billet.

この種の技術として、特許文献１及び特許文献２は、異なるテーパを有する鋳型を開示している。この特許文献１によれば、鋳型を多段テーパにすることで、モールドパウダの消費量が増大し、その結果、パウダの潤滑機能が十分に発揮されるので、ブレークアウト（以降、略してＢＯとも称する。）や鋳片割れが防止できるとされる。特許文献２には、いわゆるビレットの鋳造に多段テーパ鋳型を使用する点が開示されている。 As this kind of technology, Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose molds having different tapers. According to Patent Document 1, since the mold has a multi-stage taper, the consumption of the mold powder is increased, and as a result, the powder lubrication function is sufficiently exerted. And slab cracking can be prevented. Patent Document 2 discloses that a multistage taper mold is used for casting a so-called billet.

一方、特許文献３及び特許文献４には、モールドパウダに関する技術が開示されている。特許文献３は、過包晶中炭素鋼の連続鋳造方法に関するものである。当該特許文献３によれば、モールドパウダの化学組成や物性を適正化することで、当該炭素鋼を低速で鋳造する際に発生しやすい拘束性（凝固シェルが鋳型に焼き付くこと）ブレークアウトを防止できるとされる。特許文献４も、上記特許文献３同様、モールドパウダの好適な化学組成を開示している。当該モールドパウダの主成分はＣａＯやＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３とされ、塩基度に関しても言及されている。 On the other hand, Patent Literature 3 and Patent Literature 4 disclose techniques relating to mold powder. Patent document 3 is related with the continuous casting method of a peritectic medium carbon steel. According to the Patent Document 3, by restricting the chemical composition and physical properties of the mold powder, it is possible to prevent a breakout that is likely to occur when the carbon steel is cast at a low speed (the solidified shell is baked on the mold). It can be done. Patent Document 4 also discloses a suitable chemical composition of the mold powder, as in Patent Document 3. The main components of the mold powder are CaO, SiO ₂ and Al ₂ O _3, and the basicity is also mentioned.

特開２００３−３０５５４２号公報JP 2003-305542 A 特開２００２−３５８９６号公報JP 2002-35896 A 特開２００４−９８０９２号公報JP 2004-98092 A 特開２０００−１５８１０６号公報JP 2000-158106 A

しかし、上記特許文献１〜４は何れも、鋳片の表面品質を悪化させる複数の原因の中から特定のものに着目して個別的に対策を講じたに過ぎず、未だ包括的な対策がとられていないのが現状である。 However, all of the above Patent Documents 1 to 4 merely take measures individually focusing on specific ones from a plurality of causes that deteriorate the surface quality of the slab, and still have comprehensive measures. The current situation is not taken.

本発明は係る諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、特に鋳片の角部における凝固遅れを抑制可能な連続鋳造方法を提供することにある。 The present invention has been made in view of such various points, and a main object thereof is to provide a continuous casting method capable of suppressing a solidification delay particularly in a corner portion of a slab.

Means and effects for solving the problems

本発明の解決しようとする課題は以上の如くであり、次にこの課題を解決するための手段とその効果を説明する。 The problems to be solved by the present invention are as described above. Next, means for solving the problems and the effects thereof will be described.

断面略矩形状の鋳片であって、断面外周を構成する辺の長さは何れも１２０ｍｍ以上であり、縦横比は１．０以上２．０以下であるものを連続的に鋳造する連続鋳造方法において、鋳造速度（Ｖｃ：［ｍ／ｍｉｎ］）を０．５［ｍ／ｍｉｎ］以上２．０［ｍ／ｍｉｎ］以下とし、鋳型内に添加されるモールドパウダの、ＣａＯ成分及びＳｉＯ_２成分の合計含有量を５０ｗｔ％以上とし、Ｆ成分の含有量を１１ｗｔ％以下とする。鋳型の内面に上方から下方へ向かって順に、傾斜率の異なる第１傾斜面及び第２傾斜面を設ける。前記モールドパウダの塩基度が１．１未満のとき、または、当該モールドパウダの凝固温度が１１００℃未満のときは、前記第１傾斜面の傾斜率（ＴＲｕ：［％／ｍ］）及び前記第２傾斜面の傾斜率（ＴＲｄ：［％／ｍ］）を下記式（１）及び（２）を満足する範囲内とし、前記モールドパウダの塩基度が１．１以上のとき、かつ、当該モールドパウダの凝固温度が１１００℃以上のときは、前記第１傾斜面の傾斜率及び前記第２傾斜面の傾斜率を下記式（３）及び（４）を満足する範囲内とする。前記第１傾斜面と前記第２傾斜面との境界位置を、前記鋳型の上端を基準とし下方へ向かって０．４ｍ以下に存在させることとする。前記鋳型に溶鋼を注湯するための浸漬ノズルの下端部に溶鋼吐出孔を２つ穿孔し、前記溶鋼吐出孔の孔面積を２５００ｍｍ^２以上６４００ｍｍ^２未満とする。前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］以下のときは、前記溶鋼吐出孔の吐出角を、水平を基準として、斜め上向きに０度以上５度以下、または、斜め下向きに０度以上３５度以下とし、前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］より大きいときは、前記溶鋼吐出孔の吐出角を、水平を基準として、斜め下向きに１０度以上３５度以下とする。
４．４−１．９５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦６．０６−２．５×Ｖｃ・・・（１）
０．９２−０．３×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦１．１８−０．４×Ｖｃ・・・（２）
２．２３−１．０５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦３．１８−１．４×Ｖｃ・・・（３）
０．５５−０．２×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦０．７７−０．２５×Ｖｃ・・・（４） Continuous casting for continuously casting a slab having a substantially rectangular cross section, the length of the sides constituting the outer periphery of the cross section being 120 mm or more and the aspect ratio being 1.0 or more and 2.0 or less In the method, the casting speed (Vc: [m / min]) is 0.5 [m / min] or more and 2.0 [m / min] or less, and the CaO component and SiO _{2 of the} mold powder added to the mold are added. The total content of the components is 50 wt% or more, and the content of the F component is 11 wt% or less. A first inclined surface and a second inclined surface having different inclination rates are provided on the inner surface of the mold in order from the upper side to the lower side. When the basicity of the mold powder is less than 1.1, or when the solidification temperature of the mold powder is less than 1100 ° C., the inclination rate (TRu: [% / m]) of the first inclined surface and the first 2 When the inclination rate (TRd: [% / m]) of the inclined surface is within the range satisfying the following formulas (1) and (2), and the basicity of the mold powder is 1.1 or more, and the mold When the solidification temperature of the powder is 1100 ° C. or higher, the inclination rate of the first inclined surface and the inclination rate of the second inclined surface are set within the ranges satisfying the following expressions (3) and (4). The boundary position between the first inclined surface and the second inclined surface is set to be 0.4 m or less downward from the upper end of the mold. The mold the molten steel discharge hole 2 drilled in the lower end of the immersion nozzle for molten steel pouring in, the pore area of the molten steel discharge hole to 2500 mm ² or more 6400mm less than ^2. When the casting speed is 0.7 [m / min] or less, the discharge angle of the molten steel discharge hole is 0 degree or more and 5 degrees or less obliquely upward or 0 degree or more 35 degrees obliquely downward with respect to the horizontal. When the casting speed is greater than 0.7 [m / min], the discharge angle of the molten steel discharge hole is set to be 10 degrees or more and 35 degrees or less obliquely downward with respect to the horizontal.
4.4-1.95 × Vc ≦ TRu ≦ 6.06-2.5 × Vc (1)
0.92−0.3 × Vc ≦ TRd ≦ 1.18−0.4 × Vc (2)
2.23-1.05 × Vc ≦ TRu ≦ 3.18-1.4 × Vc (3)
0.55-0.2 × Vc ≦ TRd ≦ 0.77-0.25 × Vc (4)

上記の連続鋳造方法によれば、シェル厚のムラ、より具体的には、特に鋳片の角部における凝固遅れを抑制できる。従って、鋳片の角部における縦割れを抑制できる。 According to the above continuous casting method, unevenness of the shell thickness, more specifically, solidification delay particularly at the corner of the slab can be suppressed. Therefore, vertical cracks at the corners of the slab can be suppressed.

なお、前述の『塩基度』とは、前記モールドパウダ中の総Ｃａ含有量をＣａＯ含有量［ｗｔ％］に換算した値を、総Ｓｉ含有量をＳｉＯ_２含有量［ｗｔ％］に換算した値で除した値［−］をいう。 In addition, the above-mentioned “basicity” is the value obtained by converting the total Ca content in the mold powder into the CaO content [wt%], and the total Si content into the SiO ₂ content [wt%]. The value [−] divided by the value.

また、前述の『凝固温度』とは、前記モールドパウダが液相から固相へと変化する温度である。 The aforementioned “solidification temperature” is a temperature at which the mold powder changes from a liquid phase to a solid phase.

また、前述の『傾斜率』とは、下記式（Ａ）に基づいて求められるものである。
（傾斜率）＝（（Ｗ_入口−Ｗ_出口）／Ｗ_出口）／Ｈ×１００・・・（Ａ）
ただし、Ｗは鋳型幅を表し、Ｗ_入口は当該傾斜面の上端における鋳型幅であり、Ｗ_出口は当該傾斜面の下端における鋳型幅であり、Ｈは当該傾斜面の鉛直方向距離である。 Further, the aforementioned “gradient ratio” is obtained based on the following formula (A).
(Inclination rate) = ((W _inlet− W _outlet ) / W _outlet ) / H × 100 (A)
However, W represents the mold width, W _inlet is the mold width at the upper end of the inclined surface, W _outlet is the mold width at the lower end of the inclined surface, and H is the vertical distance of the inclined surface.

また、前述の『溶鋼吐出孔の孔面積』とは、前記溶鋼吐出孔の穿孔方向からみた当該溶鋼吐出孔の開口面積である（図３参照）。 Further, the above-mentioned “hole area of the molten steel discharge hole” is an opening area of the molten steel discharge hole as seen from the drilling direction of the molten steel discharge hole (see FIG. 3).

また、前述の『溶鋼吐出孔の吐出角』とは、前記溶鋼吐出孔の中心線の傾きであって水平を基準とするものである。 The above-mentioned “discharge angle of the molten steel discharge hole” is an inclination of the center line of the molten steel discharge hole and is based on the horizontal.

異なる複数の鋳造条件における連続鋳造を単一の鋳型を用いて実施する場合において、前記複数の鋳造条件の夫々に基づいて個別に求められる前記傾斜率の範囲群に重複する範囲が存在するときは、前記第１傾斜面又は前記第２傾斜面の傾斜率を当該重複範囲内とする。一方、前記複数の鋳造条件の夫々に基づいて個別に求められる前記傾斜率の範囲群に重複する範囲が存在しないときは、前記第１傾斜面又は前記第２傾斜面の傾斜率のとり得る範囲として、比して大きな鋳造速度に基づいて求められる傾斜率の範囲を優先するものとする。また、式（１）を満足する範囲よりも式（３）を満足する範囲を優先するものとする。また、式（２）を満足する範囲よりも式（４）を満足する範囲を優先するものとする。これによれば、特に鋳片の角部における凝固遅れを極力抑制しつつも、鋳片の前記鋳型に対する引抜抵抗や、当該鋳型の摩耗、鋳片の角部におけるカギ割れなどを抑制できる。 In the case where continuous casting under a plurality of different casting conditions is performed using a single mold, when there is an overlapping range in the range group of the gradient rate obtained individually based on each of the plurality of casting conditions The inclination rate of the first inclined surface or the second inclined surface is within the overlapping range. On the other hand, when there is no overlapping range in the range of the gradient rate obtained individually based on each of the plurality of casting conditions, a range that the gradient of the first inclined surface or the second inclined surface can take. As a result, priority is given to the range of the inclination rate obtained based on a relatively high casting speed. In addition, the range satisfying the formula (3) is given priority over the range satisfying the formula (1). In addition, the range satisfying the formula (4) is given priority over the range satisfying the formula (2). According to this, while suppressing the solidification delay at the corner of the slab as much as possible, it is possible to suppress the drawing resistance of the slab to the mold, the wear of the mold, the key crack at the corner of the slab, and the like.

図４は従来から使用されているブルーム鋳型の縦断面図であり、図５は図４におけるＡ−Ａ線断面図である。図４に示すように従来の鋳型８０の内面には下方に向かって狭まる一様な傾斜面が形成されており、例えば、鉛直方向長さは９００ｍｍと、長辺方向長さは上端において６００ｍｍ、下端において５９６ｍｍとなっている。また、短辺長さは上端において３８０ｍｍ、下端において３７７ｍｍとなっている（図５参照）。これにより、鋳型８０の内面が凝固収縮する鋳片の外面に極力密着できるようになっている。 FIG. 4 is a longitudinal sectional view of a conventionally used Bloom mold, and FIG. 5 is a sectional view taken along line AA in FIG. As shown in FIG. 4, a uniform inclined surface that narrows downward is formed on the inner surface of the conventional mold 80. For example, the vertical length is 900 mm, and the long side length is 600 mm at the upper end. It is 596 mm at the lower end. The short side length is 380 mm at the upper end and 377 mm at the lower end (see FIG. 5). As a result, the inner surface of the mold 80 can be as close as possible to the outer surface of the slab that solidifies and shrinks.

しかし、実際には、鋳型８０の内面を鋳片の外面に満遍なく密着させることは困難であった。確かに、上記の如く鋳型８０の内面には一様な傾斜面が形成され、且つ溶鋼の静圧作用によって、鋳片の外面は大部分が鋳型８０の内面と密着していたが、図５に示す如く特に角部においては、鋳片と鋳型８０との間に隙間が発生していた。そして、この隙間により当該角部において鋳片−鋳型８０間の熱伝達が著しく低下することで凝固遅れが生じ、その結果、所謂コーナ割れなどの表面品質欠陥が発生してしまっていた。 However, in practice, it has been difficult to evenly adhere the inner surface of the mold 80 to the outer surface of the slab. Certainly, a uniform inclined surface is formed on the inner surface of the mold 80 as described above, and most of the outer surface of the slab is in close contact with the inner surface of the mold 80 due to the static pressure action of the molten steel. As shown in FIG. 5, a gap was generated between the slab and the mold 80 particularly at the corner. Then, due to the gap, the heat transfer between the slab and the mold 80 is remarkably reduced at the corner portion, thereby causing a solidification delay. As a result, surface quality defects such as so-called corner cracking have occurred.

ところで、鋼種は、大別すると、炭素含有量が約０．１７ｗｔ％未満の亜包晶鋼と、同じく炭素含有量が約０．１７ｗｔ％以上の過包晶鋼に分けられる。上記の品質欠陥は、何れの鋼種においても発生していたが、とりわけ亜包晶鋼においては頻繁に発生していた。これは、当該亜包晶鋼は、過包晶鋼とは異なり、大きな体積変化を伴うδ→γ変態が完全凝固後の強度のあるシェル内において発生するので、変態がシェルの大きな収縮を引き起こすからだと考えられる。 By the way, the steel types are roughly classified into subperitectic steel having a carbon content of less than about 0.17 wt% and super peritectic steel having a carbon content of about 0.17 wt% or more. The above-mentioned quality defects occurred in all steel types, but frequently occurred particularly in hypoperitectic steel. This is because, unlike the hyperperitectic steel, the δ → γ transformation accompanied by a large volume change occurs in a strong shell after complete solidification, and the transformation causes a large shrinkage of the shell. It is considered to be a body.

その他にも上記の不具合は、鋳造速度の低い鋳造条件ほど、および／または、鋳片断面寸法が大きくなるほど、より頻繁に発生していた。これは、鋳造速度の低い鋳造条件ほど、あるいは、鋳片断面寸法が大きいほど凝固収縮量が増大するからだと考えられる。それなのに、従来の鋳型設計においては、凝固収縮量の相違が殆ど反映されていなかった。 In addition, the above-described defects occurred more frequently as the casting conditions have a lower casting speed and / or as the cross-sectional dimension of the slab increases. This is presumably because the solidification shrinkage increases as the casting conditions at a lower casting speed or as the cross-sectional dimension of the slab increases. Nevertheless, in the conventional mold design, the difference in the amount of solidification shrinkage is hardly reflected.

そこで、本発明の発明者は、上記の問題点を解決し、鋳片の表面品質を向上することを目的として鋭意試験研究を重ねた結果、相互に密接に関連し合う以下の事項に着目した。 Therefore, the inventors of the present invention have focused on the following items that are closely related to each other as a result of intensive studies and research aimed at solving the above-described problems and improving the surface quality of the slab. .

第１は、鋳型の内面形状である。具体的には、鋳型の内面形状を、従来のような一様な傾斜面から、複数段の傾斜面へと改めた。図６は、従来の鋳型内面の傾斜の様子（破線）と、鋳片幅の収縮の様子（鎖線）とを示す図である。本図によれば、鋳片幅の収縮量は、断熱作用のあるシェルが成長する（厚くなる）に連れて変化（鈍化）する性質を有し、従来鋳型の内面のようには決して一様な変化とはならない。そこで、鋳片幅の実際の収縮態様に鋳型の内面の傾斜が極力一致するよう、当該内面形状を複数段の傾斜面へと変更したのである。 The first is the inner shape of the mold. Specifically, the shape of the inner surface of the mold was changed from a conventional uniform inclined surface to a multi-step inclined surface. FIG. 6 is a diagram showing a state of inclination of the conventional mold inner surface (broken line) and a state of shrinkage of the slab width (chain line). According to this figure, the shrinkage of the slab width has the property of changing (blunting) as the shell with thermal insulation grows (thickens), and is never uniform like the inner surface of a conventional mold. It will not be a change. Therefore, the shape of the inner surface is changed to a plurality of inclined surfaces so that the inclination of the inner surface of the mold matches the actual shrinkage of the slab width as much as possible.

第２は、連続鋳造に使用するモールドパウダの成分である。第３は、当該モールドパウダの種別や鋳造速度などの鋳造条件と、上記傾斜面の傾斜率との関連性である。第４は、溶鋼湯面近傍に熱を供給する役割を有すると共に、当該溶鋼湯面を変動させてしまう性質をも有する溶鋼の反転流である。 The second is a component of the mold powder used for continuous casting. The third is the relationship between the casting conditions such as the type of mold powder and the casting speed, and the inclination rate of the inclined surface. 4th is the reverse flow of the molten steel which has a role which supplies heat to the molten steel surface vicinity, and also has the property to fluctuate the said molten steel surface.

以下、図面を参照しつつ、本発明の実施の形態を説明する。図１は鋳型の縦断面図であり、図２は鋳型の平面図である。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. FIG. 1 is a longitudinal sectional view of the mold, and FIG. 2 is a plan view of the mold.

本実施形態において鋳型１が対象とする鋳片は、断面略矩形状であって、断面外周を構成する片の長さが何れも１２０ｍｍ以上であり、縦横比が１．０以上２．０以下のもの（所謂ブルームやビレットなどと称されるもの）である。これら鋳片の形状・大きさは、何れも実操業上の事情により決められたものである。 In the present embodiment, the slab targeted by the mold 1 has a substantially rectangular cross section, the length of each piece constituting the outer periphery of the cross section is 120 mm or more, and the aspect ratio is 1.0 or more and 2.0 or less. (So-called bloom or billet). The shape and size of these slabs are determined by actual operational circumstances.

上記第１の観点から、図１に示すように鋳型１の内面には、上方から下方へ向かって順に、傾斜率の異なる第１傾斜面２及び第２傾斜面３が形成されている。これにより、図６に示す如く鋳型１の内面を、凝固収縮が一様とはならない鋳片の外面に密着させ易くなっている。なお、傾斜率に関しては、後述する。 From the first point of view, as shown in FIG. 1, a first inclined surface 2 and a second inclined surface 3 having different inclination rates are formed on the inner surface of the mold 1 in order from the upper side to the lower side. As a result, as shown in FIG. 6, the inner surface of the mold 1 is easily brought into close contact with the outer surface of the slab where the solidification shrinkage is not uniform. The inclination rate will be described later.

また、図１に示す如く鋳型１は、第１傾斜面２と第２傾斜面３との境界位置４が、後述する理由から、鋳型上端１ｕを基準とし下方へ向かって０．４ｍ以下に存在するように構成されている（図６も併せて参照）。なお、当該境界位置４において第１傾斜面２と第２傾斜面３とは滑らかに若干の丸みを帯びて接続されていることが好ましい。 Further, as shown in FIG. 1, in the mold 1, the boundary position 4 between the first inclined surface 2 and the second inclined surface 3 is 0.4 m or less downward from the mold upper end 1u as a reference for the reason described later. (Refer also to FIG. 6). In addition, it is preferable that the first inclined surface 2 and the second inclined surface 3 are smoothly rounded and connected at the boundary position 4.

また、本実施形態において鋳型１は、所謂２段テーパ鋳型だが、例えば第３の傾斜面が追加された構成も考えられる。しかし、鋳型加工費用や維持管理などの実操業上の事情から、２段テーパ鋳型が最も好ましい。 In the present embodiment, the mold 1 is a so-called two-stage taper mold, but a configuration in which, for example, a third inclined surface is added is also conceivable. However, a two-step taper mold is most preferable from the practical operational circumstances such as mold processing cost and maintenance management.

また、鋳型１は、その内部に順次蓄えられる溶鋼が電磁力の作用によって攪拌されるように構成されている。これにより、後述する溶鋼の反転流が澱みなく鋳型１内を循環することができるので、溶鋼湯面全体に満遍なく熱が供給され、その結果、後述するモールドパウダが安定して滓化（溶融）できるようになっている。 Moreover, the casting_mold | template 1 is comprised so that the molten steel sequentially stored in the inside may be stirred by the effect | action of electromagnetic force. Thereby, since the reverse flow of the molten steel which will be described later can circulate in the mold 1 without stagnation, heat is uniformly supplied to the entire molten steel surface, and as a result, the mold powder which will be described later is stably hatched (melted). It can be done.

また、前記の鋳型１内には、浸漬ノズル５を介して溶鋼が注湯されるように構成されている。この浸漬ノズル５の下端部には溶鋼吐出孔５ａが２つ穿孔されている。 In addition, molten steel is poured into the mold 1 through an immersion nozzle 5. Two molten steel discharge holes 5 a are formed in the lower end portion of the immersion nozzle 5.

また、鋳型１内の溶鋼の湯面には、適宜のモールドパウダ６が添加されている。これにより、溶鋼に接する部分ではモールドパウダ６が溶融して液相のパウダフィルム７（以下、単に液相パウダ７とも称する。）が形成され、鋳型１に接する部分では凝固して固相のパウダフィルム８（以下、単に固相パウダ８とも称する。）が形成される。このモールドパウダ６（７・８）は、鋳型内潤滑、鋳型内冷却制御（溶鋼抜熱制御）、溶鋼の保温・酸化防止、非金属介在物の除去、などの機能を発揮するものである。 An appropriate mold powder 6 is added to the molten steel surface in the mold 1. As a result, the mold powder 6 is melted at the portion in contact with the molten steel to form a liquid phase powder film 7 (hereinafter also simply referred to as the liquid phase powder 7), and solidified at the portion in contact with the mold 1 to solid phase powder. A film 8 (hereinafter also simply referred to as a solid phase powder 8) is formed. The mold powder 6 (7, 8) exhibits functions such as in-mold lubrication, in-mold cooling control (molten steel heat removal control), heat retention / oxidation prevention of molten steel, and removal of non-metallic inclusions.

本実施形態において添加される前記モールドパウダ６は、ＣａＯ成分及びＳｉＯ_２成分の合計含有量が５０ｗｔ％以上であって、Ｆ（フッ素）成分の含有量が１１ｗｔ％以下となるように、予め成分調整されている（第２の観点）。 The mold powder 6 added in the present embodiment is preliminarily configured so that the total content of CaO component and SiO ₂ component is 50 wt% or more and the content of F (fluorine) component is 11 wt% or less. It has been adjusted (second viewpoint).

上述の如く、ＣａＯ成分及びＳｉＯ_２成分の合計含有量を５０ｗｔ％以上としたのは、当該モールドパウダ６が、前記の液相パウダ７や固相パウダ８を形成した状態において、溶鋼の保温、酸化防止、溶鋼中の気泡または介在物の吸収、及び鋳型内壁とシェルとの潤滑性の確保を促進する上で好ましい作用を奏するからである。 As described above, the total content of the CaO component and the SiO ₂ component is set to 50 wt% or more. In the state where the mold powder 6 forms the liquid phase powder 7 and the solid phase powder 8, This is because it has preferable effects in promoting oxidation prevention, absorption of bubbles or inclusions in the molten steel, and ensuring lubricity between the inner wall of the mold and the shell.

熱制御にはパウダー中へのカスピダイン（３ＣａＯ、２ＳｉＯ_２、ＣａＦ_２）の結晶析出を用いており、この組成単味であれば液相から直接カスピダインが晶出して熱制御には有利であるが、液相中に固相が混在するため潤滑性に問題が残る。このため純カスピダイン組成中のＦ含有量より低くするため、Ｆ含有量は１１％以下とした。またこれよりＦ含有量が高くなるとＣａＦ_２の初晶域に入り、熱制御という観点から好ましい結晶とはいえない。またＦ含有量が高すぎると連鋳機の設備等の腐食にとって不利、あるいは環境面からもフッ素の溶出が高くなる等のデメリットもある。 For heat control, crystallization of caspodyne (3CaO, 2SiO ₂ , CaF ₂ ) in powder is used, and if this composition is simple, caspidine is directly crystallized from the liquid phase, which is advantageous for heat control. Since the solid phase is mixed in the liquid phase, there remains a problem in lubricity. For this reason, in order to make it lower than F content in a pure caspodyne composition, F content was made into 11% or less. Further, if the F content is higher than this, it enters the primary crystal region of CaF ₂ and is not a preferable crystal from the viewpoint of thermal control. Further, if the F content is too high, there are disadvantages such as a disadvantage for corrosion of equipment of a continuous casting machine or the like, and the elution of fluorine is increased from the environmental viewpoint.

なお、モールドパウダ６は、溶融速度を調整する機能を有するＣ成分を１．５％〜１０％程度含有していてもよい。また、モールドパウダ６は、例えば、Ｎａ_２ＯやＬｉ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏなどのアルカリ金属酸化物やＡｌ_２Ｏ_３などを含有するものであってもよい。当該アルカリ金属酸化物などは、モールドパウダ６の粘度や凝固温度を調整する機能を有するものである。 The mold powder 6 may contain about 1.5% to 10% of a C component having a function of adjusting the melting rate. Further, the mold powder 6 may contain, for example, an alkali metal oxide such as Na ₂ O, Li ₂ O, K ₂ O, Al ₂ O ₃ or the like. The alkali metal oxide has a function of adjusting the viscosity and solidification temperature of the mold powder 6.

また本実施形態では、実操業上の理由から、鋳片の鋳造速度（Ｖｃ）を０．５［ｍ／ｍｉｎ］以上２．０［ｍ／ｍｉｎ］以下に設定する。当該鋳造速度の下限を０．５［ｍ／ｍｉｎ］としたのは、例えば生産性の都合からであり、同じく上限を２．０［ｍ／ｍｉｎ］としたのは、ブレークアウト（溶鋼漏れ）の防止の観点から、鋳型１内で十分な厚みのシェルを確実に形成させるためである。 In the present embodiment, the casting speed (Vc) of the slab is set to 0.5 [m / min] or more and 2.0 [m / min] or less for the reason of actual operation. The lower limit of the casting speed is set to 0.5 [m / min] for the sake of productivity, for example, and the upper limit is set to 2.0 [m / min] for breakout (molten steel leakage). This is for the purpose of reliably forming a shell having a sufficient thickness in the mold 1 from the viewpoint of preventing the above.

また、鋳片の収縮態様は、鋳造速度のみならず、使用するモールドパウダ６の抜熱特性によっても大きく変化する。従って、前記第１傾斜面２の傾斜率と前記第２傾斜面３の傾斜率は、使用するモールドパウダ６に応じて場合分けするのが合理的である。 Moreover, the shrinkage | contraction aspect of slab changes greatly with not only the casting speed but the heat removal characteristic of the mold powder 6 to be used. Therefore, it is reasonable to classify the inclination rate of the first inclined surface 2 and the inclination rate of the second inclined surface 3 according to the mold powder 6 to be used.

即ち、鋳造時に添加される前記モールドパウダ６を、塩基度が１．１未満の、または、凝固温度が１１００℃未満のものとするときは、前記第１傾斜面２の傾斜率（ＴＲｕ：［％／ｍ］）及び前記第２傾斜面３の傾斜率（ＴＲｄ：［％／ｍ］）を下記式（１）及び（２）を満足する範囲内に設定する。
４．４−１．９５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦６．０６−２．５×Ｖｃ・・・（１）
０．９２−０．３×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦１．１８−０．４×Ｖｃ・・・（２） That is, when the mold powder 6 added at the time of casting has a basicity of less than 1.1 or a solidification temperature of less than 1100 ° C., the slope ratio (TRu: [ % / M]) and the inclination rate (TRd: [% / m]) of the second inclined surface 3 are set within a range satisfying the following expressions (1) and (2).
4.4-1.95 × Vc ≦ TRu ≦ 6.06-2.5 × Vc (1)
0.92−0.3 × Vc ≦ TRd ≦ 1.18−0.4 × Vc (2)

一方、前記モールドパウダ６を、塩基度が１．１以上の、かつ、凝固温度が１１００℃以上のものとするときは、前記第１傾斜面２の傾斜率及び前記第２傾斜面３の傾斜率を下記式（３）及び（４）を満足する範囲内に設定する。
２．２３−１．０５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦３．１８−１．４×Ｖｃ・・・（３）
０．５５−０．２×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦０．７７−０．２５×Ｖｃ・・・（４） On the other hand, when the mold powder 6 has a basicity of 1.1 or more and a solidification temperature of 1100 ° C. or more, the inclination rate of the first inclined surface 2 and the inclination of the second inclined surface 3 The rate is set within a range that satisfies the following formulas (3) and (4).
2.23-1.05 × Vc ≦ TRu ≦ 3.18-1.4 × Vc (3)
0.55-0.2 × Vc ≦ TRd ≦ 0.77-0.25 × Vc (4)

なお、シェルは、上記『塩基度』及び『凝固温度』が低ければ低いほど、固相パウダ８中に析出する結晶が減少し、伝熱抵抗が減少する結果、急冷却（急抜熱）されることとなる。一方、当該『塩基度』及び『凝固温度』が高ければ高いほど、結晶を有する固相パウダ８の厚さが増加し、潤滑性のよい液相パウダ７が不足して、伝熱抵抗が増大する結果、シェルは緩冷却（緩抜熱）されることとなる。従って、本明細書では以降、塩基度が１．１未満の、または、凝固温度が１１００℃未満のモールドパウダ６を急冷パウダ６ｆと称し、塩基度が１．１以上の、かつ、凝固温度が１１００℃以上のモールドパウダ６を緩冷パウダ６ｓと称する。なお、一般に、当該急冷パウダ６ｆは低炭素鋼および過包晶鋼の鋳造に使用され、一方、当該緩冷パウダ６ｓは、亜包晶鋼の鋳造に使用される。 The lower the “basicity” and the “solidification temperature”, the faster the shell is cooled (rapid heat removal) as a result of the reduction of crystals precipitated in the solid phase powder 8 and the heat transfer resistance. The Rukoto. On the other hand, as the “basicity” and “solidification temperature” are higher, the thickness of the solid-phase powder 8 having crystals increases, the liquid-phase powder 7 having good lubricity is insufficient, and the heat transfer resistance increases. As a result, the shell is slowly cooled (slow extraction heat). Accordingly, hereinafter, the mold powder 6 having a basicity of less than 1.1 or a solidification temperature of less than 1100 ° C. will be referred to as a quenching powder 6f. The basicity is 1.1 or more and the solidification temperature is The mold powder 6 at 1100 ° C. or higher is referred to as a slow cooling powder 6s. In general, the quenched powder 6f is used for casting low carbon steel and superperitectic steel, while the slowly cooled powder 6s is used for casting subperitectic steel.

なお、溶鋼湯面直下における急冷パウダ６ｆの局所熱流束は、例えば鋳造速度が１．５ｍ／ｍｉｎのときは、２．０ＭＷ／ｍ^２よりも大きくなる。一方、溶鋼湯面直下における緩冷パウダ６ｓの局所熱流束は、例えば鋳造速度が１．５ｍ／ｍｉｎのときは、２．０ＭＷ／ｍ^２以下となる。 Note that the local heat flux of the quenching powder 6f immediately below the molten steel surface is larger than 2.0 MW / m ² when the casting speed is 1.5 m / min, for example. On the other hand, the local heat flux of the slow cooling powder 6s immediately below the surface of the molten steel is, for example, 2.0 MW / m ² or less when the casting speed is 1.5 m / min.

また、前述の『傾斜率』とは、下記の式（Ａ）に基づいて求められるものである。
（傾斜率）＝（（Ｗ_入口−Ｗ_出口）／Ｗ_出口）／Ｈ×１００・・・（Ａ） Further, the above-described “gradient ratio” is obtained based on the following formula (A).
(Inclination rate) = ((W _inlet− W _outlet ) / W _outlet ) / H × 100 (A)

ただし、Ｗは鋳型幅を表し、Ｗ_入口は当該傾斜面の上端における鋳型幅であり、Ｗ_出口は当該傾斜面の下端における鋳型幅であり、Ｈは当該傾斜面の鉛直方向距離である。 However, W represents the mold width, W _inlet is the mold width at the upper end of the inclined surface, W _outlet is the mold width at the lower end of the inclined surface, and H is the vertical distance of the inclined surface.

従って、前記第１傾斜面２の傾斜率（ＴＲｕ：［％／ｍ］）は、下記式により求められる（図１参照）。
ＴＲｕ＝（（Ｗｕ／Ｗｍ）−１）／Ｈ１×１００ Therefore, the inclination rate (TRu: [% / m]) of the first inclined surface 2 is obtained by the following equation (see FIG. 1).
TRu = ((Wu / Wm) −1) / H1 × 100

ただし、Ｗｕは鋳型１の上端における鋳型幅であり、Ｗｍは前述の境界位置４における鋳型幅であり、Ｈ１は第１傾斜面２の鉛直方向距離である。 Here, Wu is the mold width at the upper end of the mold 1, Wm is the mold width at the aforementioned boundary position 4, and H 1 is the vertical distance of the first inclined surface 2.

同様に、前記第２傾斜面３の傾斜率（ＴＲｄ：［％／ｍ］）は、下記式により求められる。
ＴＲｄ＝（（Ｗｍ／Ｗｄ）−１）／Ｈ２×１００ Similarly, the inclination rate (TRd: [% / m]) of the second inclined surface 3 is obtained by the following equation.
TRd = ((Wm / Wd) −1) / H2 × 100

ただし、Ｗｄは鋳型１の下端における鋳型幅であり、Ｈ２は第２傾斜面３の鉛直方向距離である。 Here, Wd is the mold width at the lower end of the mold 1, and H 2 is the vertical distance of the second inclined surface 3.

以上説明したように本実施形態において前記の第１傾斜面２及び第２傾斜面３の傾斜率のとり得る範囲は、使用するモールドパウダ６の種類（急冷パウダ６ｆまたは緩冷パウダ６ｓ）と、鋳造速度に基づいて設定される。 As described above, in the present embodiment, the possible range of the inclination rate of the first inclined surface 2 and the second inclined surface 3 is the type of the mold powder 6 to be used (quick cooling powder 6f or slow cooling powder 6s), and It is set based on the casting speed.

次に、前記浸漬ノズル５に関して説明する。図３は浸漬ノズルの縦断面図である。 Next, the immersion nozzle 5 will be described. FIG. 3 is a longitudinal sectional view of the immersion nozzle.

本図に示すように前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａは、断面略矩形状であって、所定の吐出角θを有するように穿孔されている。なお、『吐出角θ』とは、当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａの中心線Ｃの傾きであって水平を基準とするものであり、特記なき場合、水平方向を０度（基準）とし、鉛直方向下向きを正と、上向きを負とする。 As shown in the figure, the molten steel discharge holes 5a and 5a have a substantially rectangular cross section and are drilled to have a predetermined discharge angle θ. The “discharge angle θ” is the inclination of the center line C of the molten steel discharge holes 5a and 5a and is based on the horizontal, and unless otherwise specified, the horizontal direction is 0 degrees (reference), and the vertical The downward direction is positive and the upward direction is negative.

前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θは、より具体的には、前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］以下のときは、マイナス５度以上３５度以下に設定される。換言すれば、この場合、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａは、水平を基準として、斜め上向きに０度以上５度以下、または、斜め下向きに０度以上３５度以下に傾斜させて穿孔される。 More specifically, the discharge angle θ of the molten steel discharge holes 5a and 5a is set to minus 5 degrees or more and 35 degrees or less when the casting speed is 0.7 [m / min] or less. In other words, in this case, the molten steel discharge holes 5a and 5a are perforated with an inclination of 0 degrees to 5 degrees obliquely upward or 0 degrees to 35 degrees obliquely downward with respect to the horizontal.

一方、前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］より大きいときは、１０度以上３５度以下に設定される。換言すれば、この場合、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａは、水平を基準として、斜め下向きに１０度以上３５度以下に傾斜させて穿孔される。 On the other hand, when the casting speed is higher than 0.7 [m / min], it is set to 10 degrees or more and 35 degrees or less. In other words, in this case, the molten steel discharge holes 5a and 5a are perforated with an inclination of 10 degrees to 35 degrees obliquely downward with respect to the horizontal.

また、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの孔面積Ｓは、２５００ｍｍ^２以上６４００ｍｍ^２未満に設定される。なお、『孔面積』とは、図３に示す如く前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの穿孔方向からみた当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａの開口面積である。 Also, pore area S of the molten steel discharge hole 5a · 5a is set to 2500 mm ² or more 6400mm less than ^2. The “hole area” is an opening area of the molten steel discharge holes 5a and 5a when viewed from the drilling direction of the molten steel discharge holes 5a and 5a as shown in FIG.

上記の溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θ及び孔面積Ｓは、図１において曲線矢印で示すような溶鋼の反転流と密接な関係を有する。より具体的には、前記吐出角θが小さい程、及び／又は、前記孔面積Ｓが小さい程、当該反転流の吐出方向が溶鋼湯面側に近づき、及び／又は、当該反転流の吐出時流速が増大することにより、溶鋼湯面により多くの熱が供給され、一方で、当該溶鋼湯面をより激しく変動させてしまう。同様に、前記吐出角θが大きい程、及び／又は、前記孔面積Ｓが大きい程、当該反転流の吐出方向が溶鋼湯面側から離れ、及び／又は、当該反転流の吐出時流速が減少することにより、湯面変動の少ない穏やかな溶鋼湯面となるが、一方で、溶鋼湯面に供給される熱が減少してしまう。また、当該湯面変動や後述するディッケル（凝固物・塊状物）の形成が上述した凝固遅れに大きな影響を与えることが後述する本発明の発明者による検証試験（表５〜７）により明らかとなっている。従って、当該吐出角θ及び孔面積Ｓは、ディッケルの形成の防止を目的として溶鋼湯面近傍に十分な熱が供給されるよう、またそれと同時に、溶鋼湯面の変動が過大とならないよう、上記の如く合理的に設定されるのである。 The discharge angle θ and the hole area S of the molten steel discharge holes 5a and 5a have a close relationship with the reverse flow of the molten steel as shown by the curved arrows in FIG. More specifically, the smaller the discharge angle θ and / or the smaller the hole area S, the closer to the molten steel surface the discharge direction of the reverse flow and / or during the discharge of the reverse flow. By increasing the flow velocity, more heat is supplied to the molten steel surface, while the molten steel surface is more violently changed. Similarly, the larger the discharge angle θ and / or the larger the hole area S, the farther the reverse flow discharge direction is from the molten steel surface side, and / or the reverse flow velocity during discharge decreases. By doing, it becomes a mild molten steel surface with little fluctuation of the molten metal surface, but on the other hand, the heat supplied to the molten steel surface is reduced. In addition, it is clear from the verification test (Tables 5 to 7) by the inventor of the present invention described later that the molten metal surface fluctuation and the formation of a dickel (coagulated material / blocked material) described later have a great influence on the above-described solidification delay. It has become. Therefore, the discharge angle θ and the hole area S are set so that sufficient heat is supplied in the vicinity of the molten steel surface for the purpose of preventing the formation of the deckle, and at the same time, the fluctuation of the molten steel surface is not excessive. It is set rationally as follows.

次に、本実施形態の作動を説明する。 Next, the operation of this embodiment will be described.

図１に示す如く浸漬ノズル５を介して鋳型１内に連続的に注湯される溶鋼は、鋳型１内面の冷却作用によりその周囲から凝固し始めシェルを形成すると共に下方に一定の鋳造速度で引き抜かれていく。前述したモールドパウダ６（液相パウダ７及び固相パウダ８）は、鋳型１とシェルとの間に入り込んで、潤滑作用等の機能を発揮する。この際、鋳片の鋳型１に対する焼付きを防止し、安定した鋳造作業を継続するために、鋳型１には適宜のオシレーション（振動）を付加して操業される。このため、鋳造された鋳片には、略周期的にオシレーション痕が残る。 As shown in FIG. 1, the molten steel continuously poured into the mold 1 through the immersion nozzle 5 begins to solidify from its periphery due to the cooling action of the inner surface of the mold 1 and forms a shell and at a constant casting speed downward. It will be pulled out. The above-described mold powder 6 (liquid phase powder 7 and solid phase powder 8) enters between the mold 1 and the shell and exhibits functions such as a lubricating action. At this time, in order to prevent seizure of the slab from the mold 1 and to continue a stable casting operation, the mold 1 is operated with an appropriate oscillation (vibration) added thereto. For this reason, oscillation marks remain substantially periodically in the cast slab.

〔０．４ｍ以内とする根拠〕
ところで、図６において鎖線で示すように、鋳造初期の段階（鋳型の上端側）では、シェルが未だ相当薄いので鋳型１による抜熱が激しいから鋳片は急激に収縮する。この急激な凝固収縮は、シェルの成長に伴いやがて落ち着く（鈍化する）。 [Reason to be within 0.4m]
By the way, as indicated by a chain line in FIG. 6, at the initial stage of casting (on the upper end side of the mold), the shell is still very thin and the slab shrinks rapidly because the heat removal by the mold 1 is intense. This rapid solidification shrinkage eventually settles (slows down) as the shell grows.

また、操業条件の変化で鋳型内の湯面が下がり、凝固の開始点が前記の第１傾斜面２と第２傾斜面３との境界位置４から外れてしまうと急な熱収縮が生じる位置が急な傾斜面で設定されている第１傾斜面２の領域から外れてしまい、鋳片と鋳型１との間に、凝固遅れの原因である前述した隙間が生じてしまう（図５も併せて参照）。 Further, when the molten metal surface in the mold is lowered due to the change of the operation condition and the solidification start point deviates from the boundary position 4 between the first inclined surface 2 and the second inclined surface 3, a sudden heat shrinkage occurs. Deviates from the region of the first inclined surface 2 set by the steeply inclined surface, and the above-described gap that causes solidification delay occurs between the slab and the mold 1 (also FIG. 5). See).

一方、溶鋼の湯面高さは、浸漬ノズル５の局所的な溶損を回避するために意図的に昇降され（図１符号Ｐ参照）、又は、湯面変動に起因して昇降するので、これに連動するように、上記の急激な凝固収縮が落ち着く地点も同様に昇降することとなる。 On the other hand, the molten steel surface height is intentionally raised and lowered to avoid local melting of the immersion nozzle 5 (see P in FIG. 1), or raised and lowered due to molten metal surface fluctuations. In conjunction with this, the point at which the rapid coagulation contraction settles up and down as well.

そこで、上記の急激な凝固収縮を境界位置４に到達する前に確実に落ち着かせるために、当該境界位置４は、鋳型上端１ｕを基準としてテーパの大きくなる位置（境界位置４）を上記変動を吸収できる０．４ｍと設定している。上記変動の小さい場合は、境界位置４はもっと上方に設定しても収縮の大きな位置は第一テーパ部（第１傾斜面２）に入り凝固遅れは解消される。 Therefore, in order to ensure that the abrupt solidification contraction is settled before reaching the boundary position 4, the boundary position 4 changes the position where the taper increases (boundary position 4) with respect to the mold upper end 1u as the reference. It is set to 0.4 m that can be absorbed. When the fluctuation is small, even if the boundary position 4 is set further upward, the position where the contraction is large enters the first tapered portion (first inclined surface 2), and the solidification delay is eliminated.

前記の境界位置４を鋳型上端１ｕを基準とし下方へ向かって０．４ｍ以下に存在するようにした根拠を別の視点から更に説明する。ここで、図１２を参照されたい。図１２は、鋳型上端からの距離と、幅収縮量と、の関係に関する説明図である。本図において一点鎖線は、鋳片の幅収縮量をイメージするものである。 The reason why the boundary position 4 exists below 0.4 m with reference to the upper end 1u of the mold will be further described from another viewpoint. Reference is now made to FIG. FIG. 12 is an explanatory diagram regarding the relationship between the distance from the upper end of the mold and the amount of width shrinkage. In the figure, the alternate long and short dash line is an image of the width shrinkage of the slab.

即ち、本図において符号aで示すように境界位置４が０．４ｍを（越えて鋳型上端から）離れすぎると上記（１）、（２）式、（３）、（４）式で規定されるテーパ量にすると鋳型の絞り込み量が大きくなってしまい、引き抜き抵抗の増大、鋳型摩耗の増大、鋳造不能に至る懸念がある。一方、本図において符号bで示すように鋳型出口（鋳型下端）の収縮量を合わせるようにして境界位置４を０．４ｍ以上にして２段テーパで近似すると初期凝固の段階でエアーギャップ量が大きくなり（本図における一点鎖線と、符号bの線と、の差異）、凝固遅れの改善に対して効果が無くなる。そこで、本図において符号cで示すように境界位置４を０．４ｍ以内に設定し、上記（１）、（２）式、（３）、（４）式で規定されるテーパ量にすると鋳型の形状と鋳片収縮形状との乖離を小さくでき、凝固遅れの改善、鋳造の安定性の両方の観点から良好な結果が得られる。 That is, as shown by the symbol a in this figure, if the boundary position 4 is too far from 0.4 m (beyond the upper end of the mold), it is defined by the above equations (1), (2), (3), (4). If the taper amount is too large, the amount of squeezing of the mold increases, which may lead to an increase in drawing resistance, an increase in mold wear, and inability to cast. On the other hand, when the boundary position 4 is set to 0.4 m or more and approximated by a two-step taper so as to match the shrinkage amount of the mold outlet (bottom end of the mold) as indicated by symbol b in this figure, the air gap amount is reduced at the initial solidification stage. It becomes larger (difference between the alternate long and short dash line in this figure and the line with the symbol b), and has no effect on the improvement of solidification delay. Therefore, when the boundary position 4 is set within 0.4 m as indicated by the symbol c in this figure, and the taper amount is defined by the above equations (1), (2), (3), (4), the mold The difference between the shape of the slab and the contraction shape of the slab can be reduced, and good results can be obtained from both the viewpoints of improvement in solidification delay and casting stability.

〔０．１ｍ以上とする根拠〕
鋳型内メニスカス（溶鋼界面）の上部には通常、パウダー溶融層、パウダー焼結層、パウダー層が存在し、通常操業においては各層厚みは０．０１〜０．０２ｍ程度有する。従ってメニスカス位置はパウダー上面から０．０３ｍ〜０．０６ｍの位置に存在する。メニスカス湯面変動（長周期の振動、短周期の振動）は約±０．０２ｍ程度存在する。湯面オーバーフローの防止に＋α（０．０２ｍ）必要である。鋳型の最上端部は構造上、冷却が弱く、最適な冷却になっていない。上記理由に基づき、メニスカス位置は鋳型上端から０．１ｍ以上となり、初期の凝固、熱収縮を防止するためのテーパ率の高い位置を鋳型上端から０．１ｍ以内にセットしても意味が無い。 [Reason to make 0.1m or more]
In the upper part of the in-mold meniscus (molten steel interface), there are usually a powder melt layer, a powder sintered layer, and a powder layer, and each layer has a thickness of about 0.01 to 0.02 m in normal operation. Therefore, the meniscus position exists at a position of 0.03 m to 0.06 m from the upper surface of the powder. Meniscus level fluctuations (long-period vibration, short-period vibration) are about ± 0.02 m. + Α (0.02 m) is required to prevent the molten metal overflow. The uppermost end of the mold is structurally weakly cooled and not optimally cooled. Based on the above reasons, the meniscus position is 0.1 m or more from the upper end of the mold, and it is meaningless to set a position with a high taper rate within 0.1 m from the upper end of the mold to prevent initial solidification and thermal shrinkage.

次に、本発明の実施例を説明する。上述した各数値範囲は、下記の実施例１〜３により合理的に裏付けられている。 Next, examples of the present invention will be described. Each numerical range mentioned above is rationally supported by the following Examples 1-3.

〔実施例１〕
本実施例は、前述した第３の観点を検証するために実施された試験である。第３の観点とは、モールドパウダ６の種別や鋳造速度などの鋳造条件と、上記傾斜面の傾斜率との関連性に係るものである。 [Example 1]
This example is a test carried out to verify the third aspect described above. The third viewpoint relates to the relationship between the casting conditions such as the type of the mold powder 6 and the casting speed and the inclination rate of the inclined surface.

本実施例において鋳型１の上端における鋳型幅（図２及び図５参照）は、６００ｍｍ×３８０ｍｍとした。従って、鋳造される鋳片の断面の縦横比は、およそ１．６程度となる。また、鋳型１内の溶鋼湯面には、急冷パウダ６ｆを添加した。当該急冷パウダ６ｆは、塩基度が０．６よりも大きく１．１よりも小さくなるように、あるいは、凝固温度が９００℃よりも大きく１１００℃よりも小さくなるように予め成分調整しておいた。また、鋳造する鋼種は、Ｃ成分の含有量が約０．１２ｗｔ％の亜包晶鋼とした。 In this embodiment, the mold width (see FIGS. 2 and 5) at the upper end of the mold 1 was 600 mm × 380 mm. Therefore, the aspect ratio of the cross section of the cast slab is about 1.6. Moreover, the quenching powder 6f was added to the molten steel surface in the mold 1. The quenching powder 6f is pre-adjusted so that the basicity is larger than 0.6 and smaller than 1.1, or the solidification temperature is larger than 900 ° C. and smaller than 1100 ° C. . The cast steel was hypoperitectic steel with a C component content of about 0.12 wt%.

また、浸漬ノズル５の溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θは、２０度とした。つまり、水平を基準として、下向きに２０度の方向へ当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａを穿孔したのである。また、当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａの孔面積Ｓは、３６００ｍｍ^２とした。また、浸漬ノズル５の溶鋼に対する浸漬深さは、８０〜１３０ｍｍ程度とした。 The discharge angle θ of the molten steel discharge holes 5a and 5a of the immersion nozzle 5 was 20 degrees. That is, the molten steel discharge holes 5a and 5a are drilled downward in a direction of 20 degrees with respect to the horizontal. Moreover, the hole area S of the said molten steel discharge hole 5a * 5a was 3600 mm < ² >. Moreover, the immersion depth with respect to the molten steel of the immersion nozzle 5 was about 80-130 mm.

さらに、鋳型１に注湯される溶鋼を当該注湯前に一時的に保持するタンディッシュ内における溶鋼の温度と、液相線温との差は、約５〜２５℃とした。加えて、鋳型１は、当該鋳型１内の溶鋼を攪拌するための図略の電磁攪拌手段（コイル等）を備えるものとし、当該電磁攪拌手段の攪拌動力は、空の鋳型１の内面での磁束密度が４００〜８００Ｇａｕｓｓとなる程度とした。更には、前記の境界位置４は、鋳型上端から０．２ｍとした。表１は鋳型１の広面側に係り、表２は同じく狭面側に係るものである。 Furthermore, the difference between the temperature of the molten steel in the tundish that temporarily holds the molten steel poured into the mold 1 before the pouring and the liquidus temperature was about 5 to 25 ° C. In addition, the mold 1 is provided with an unillustrated electromagnetic stirring means (such as a coil) for stirring the molten steel in the mold 1, and the stirring power of the electromagnetic stirring means is determined by the inner surface of the empty mold 1. The magnetic flux density was set to 400 to 800 Gauss. Further, the boundary position 4 is 0.2 m from the upper end of the mold. Table 1 relates to the wide surface side of the mold 1 and Table 2 relates to the narrow surface side.

なお、上記表１及び表２において『評価』とは、凝固遅れの程度に基づいてなされたものである。具体的には、本実施例では凝固遅れ度（％）を下記の如く定義し、当該凝固遅れ度に基づいて各試験を評価した。 In Tables 1 and 2, “Evaluation” is based on the degree of solidification delay. Specifically, in this example, the degree of solidification delay (%) was defined as follows, and each test was evaluated based on the degree of solidification delay.

〔凝固遅れ度の定義〕
まず、鋳造後の鋳片を長手方向に対して垂直に切断し、図７に示す如く断面に現れたシェルの成長痕の、一の辺からの距離を測定する。より具体的には、当該シェルの成長痕が当該一の辺に最も接近する箇所（符号ＸＸ）における距離Ｘと、当該一の辺上であって、当該箇所ＸＸに最も近い角部Ｚから７５ｍｍ離れた地点（符号ＹＹ）における距離Ｙと、を測定する。そして、前記凝固遅れ度（％）を、下記式により定義する。
凝固遅れ度（％）＝１００×（Ｙ−Ｘ）／Ｙ (Definition of solidification delay)
First, the cast slab is cut perpendicularly to the longitudinal direction, and the distance from one side of the growth trace of the shell appearing in the cross section as shown in FIG. 7 is measured. More specifically, the distance X at the location (reference XX) where the growth mark of the shell is closest to the one side and 75 mm from the corner portion Z closest to the location XX on the one side. A distance Y at a distant point (symbol YY) is measured. Then, the degree of solidification delay (%) is defined by the following equation.
Solidification delay (%) = 100 × (Y−X) / Y

〔評価の判断基準〕
上記の凝固遅れ度が１０％以下だった場合は、鋳片の角部における縦割れ（以下、コーナ縦割れとも称する。）の懸念が殆どないので、評価を◎とした。また、１０〜２０％だった場合は、１ｍｍ未満の微細なコーナ縦割れの懸念はあるとして、評価を○とした。また、２０〜３０％だった場合は、１ｍｍ以上のコーナ縦割れの懸念があるとして、評価を△とした。また、３０％以上だった場合は、１ｍｍ以上のコーナ縦割れが発生する蓋然性が高くなる場合である。また、傾斜面の角度が大きい場合は、鋳型に対する鋳片の引抜抵抗が大きく、又は、オシレーション痕の角部における所謂コーナカギ割れの懸念があるとして、評価を×とした。 [Evaluation criteria]
When the degree of solidification delay was 10% or less, there was little concern about vertical cracks (hereinafter also referred to as corner vertical cracks) at the corners of the slab, so the evaluation was evaluated as ◎. Moreover, when it was 10 to 20%, there was a concern about fine corner longitudinal cracks of less than 1 mm, and the evaluation was evaluated as “good”. Moreover, when it was 20 to 30%, there was a concern of corner vertical cracks of 1 mm or more, and the evaluation was Δ. Moreover, when it is 30% or more, it is a case where the probability that the corner vertical crack of 1 mm or more will generate | occur | produce becomes high. Moreover, when the angle of the inclined surface was large, the evaluation was evaluated as x because there was a concern about the so-called corner crack cracking at the corner of the oscillation mark, or the slab drawing resistance with respect to the mold was large.

図８は表１及び表２を第１傾斜面にのみ着目してグラフ化したものであり、同様に図９は表１及び表２を第２傾斜面にのみ着目してグラフ化したものである。これら図８及び図９によれば、急冷パウダ６ｆを用いた場合は、前記第１傾斜面２の傾斜率（ＴＲｕ：［％／ｍ］）及び前記第２傾斜面３の傾斜率（ＴＲｄ：［％／ｍ］）が下記式（１）及び（２）を満足する範囲内であることが好ましいことが判る。
４．４−１．９５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦６．０６−２．５×Ｖｃ・・・（１）
０．９２−０．３×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦１．１８−０．４×Ｖｃ・・・（２） FIG. 8 is a graph of Tables 1 and 2 focusing on the first inclined surface, and similarly, FIG. 9 is a graph of Tables 1 and 2 focusing only on the second inclined surface. is there. According to FIG. 8 and FIG. 9, when the quenching powder 6f is used, the inclination rate (TRu: [% / m]) of the first inclined surface 2 and the inclination rate (TRd: 2) of the second inclined surface 3 are used. It can be seen that [% / m]) is preferably within a range satisfying the following formulas (1) and (2).
4.4-1.95 × Vc ≦ TRu ≦ 6.06-2.5 × Vc (1)
0.92−0.3 × Vc ≦ TRd ≦ 1.18−0.4 × Vc (2)

なお、図８及び図９には、同一の鋳造速度、同一の傾斜率に基づいてなされた複数の試験のうち、最も評価の高かった試験の当該評価が代表してプロットされている。 In FIGS. 8 and 9, the evaluation of the test with the highest evaluation among a plurality of tests made based on the same casting speed and the same inclination rate is plotted as a representative.

〔実施例２〕
本実施例に係る検証試験は、上述した実施例１に係るものと略同様であるが、鋳型１内の溶鋼湯面には、急冷パウダ６ｆに代えて、緩冷パウダ６ｓを添加した。なお、当該緩冷パウダ６ｓは、塩基度が１．１以上となるように、かつ、凝固温度が１１００℃以上となるように予め成分調整しておいた。表３は鋳型１の広面側に係り、表４は同じく狭面側に係るものである。 [Example 2]
The verification test according to the present example is substantially the same as that according to Example 1 described above, but a mildly cooled powder 6s was added to the molten steel surface in the mold 1 instead of the rapidly cooled powder 6f. The slow cooling powder 6s was adjusted in advance so that the basicity was 1.1 or more and the coagulation temperature was 1100 ° C. or more. Table 3 relates to the wide side of the mold 1 and Table 4 also relates to the narrow side.

図１０は表３及び表４を第１傾斜面にのみ着目してグラフ化したものであり、同様に図１１は表３及び表４を第２傾斜面にのみ着目してグラフ化したものである。これら図１０及び図１１によれば、緩冷パウダ６ｓを用いた場合は、前記第１傾斜面２の傾斜率（ＴＲｕ：［％／ｍ］）及び前記第２傾斜面３の傾斜率（ＴＲｄ：［％／ｍ］）が下記式（３）及び（４）を満足する範囲内であることが好ましいことが判る。
２．２３−１．０５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦３．１８−１．４×Ｖｃ・・・（３）
０．５５−０．２×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦０．７７−０．２５×Ｖｃ・・・（４） FIG. 10 is a graph of Tables 3 and 4 focusing only on the first inclined surface. Similarly, FIG. 11 is a graph of Tables 3 and 4 focusing only on the second inclined surface. is there. According to FIGS. 10 and 11, when the slow cooling powder 6s is used, the inclination rate (TRu: [% / m]) of the first inclined surface 2 and the inclination rate (TRd) of the second inclined surface 3 are used. : [% / M]) is preferably in the range satisfying the following formulas (3) and (4).
2.23-1.05 × Vc ≦ TRu ≦ 3.18-1.4 × Vc (3)
0.55-0.2 × Vc ≦ TRd ≦ 0.77-0.25 × Vc (4)

なお、図１０及び図１１にも、同一の鋳造速度、同一の傾斜率に基づいてなされた複数の試験のうち、最も評価の高かった試験の当該評価が代表してプロットされている。 10 and FIG. 11 also plot representatively the evaluation of the test with the highest evaluation among a plurality of tests performed based on the same casting speed and the same inclination rate.

〔実施例３〕
本実施例は、前述した第４の観点を検証するために実施された試験である。第４の観点とは、溶鋼湯面近傍に熱を供給する役割を有すると共に、当該溶鋼湯面を変動させてしまう性質をも有する溶鋼の反転流に係るものである。 Example 3
This example is a test carried out in order to verify the fourth aspect described above. The fourth aspect relates to a reverse flow of molten steel that has a role of supplying heat to the vicinity of the molten steel surface and also has a property of causing the molten steel surface to fluctuate.

本実施例に係る検証試験では、上述した実施例１に係るものと略同様であるが、鋳型１内の溶鋼湯面には、急冷パウダ６ｆを添加するのに代えて、緩冷パウダ６ｓを添加した。なお、当該緩冷パウダ６ｓは、塩基度が１．１よりも大きく２．５よりも小さくなるように、かつ、凝固温度が１１００℃よりも大きく１２７０℃よりも小さくなるように予め成分調整しておいた。本実施例において鋳造される鋼種は、上述した実施例１と同様、Ｃ成分の含有量が約０．１２ｗｔ％の亜包晶鋼とした。 The verification test according to the present embodiment is substantially the same as that according to the first embodiment described above. However, instead of adding the quenching powder 6f to the molten steel surface in the mold 1, a slow cooling powder 6s is used. Added. The mildly cooled powder 6s is pre-adjusted so that the basicity is greater than 1.1 and less than 2.5, and the solidification temperature is greater than 1100 ° C and less than 1270 ° C. I left it. The steel type cast in this example was subperitectic steel having a C component content of about 0.12 wt%, as in Example 1 described above.

表５は図１０及び図１１に示される好適な傾斜率の範囲の略中央値を、表６は同範囲の上限値を、表７は同範囲の下限値を、前記第１傾斜面２及び第２傾斜面３の傾斜率として設定して実施された試験に係るものである。 Table 5 shows the approximate median value of the preferable range of the gradient shown in FIGS. 10 and 11, Table 6 shows the upper limit value of the same range, Table 7 shows the lower limit value of the same range, the first inclined surface 2 and This relates to a test carried out by setting the inclination rate of the second inclined surface 3.

なお、上記表５〜７の『湯面変動・偏流』欄を「○印」とした試験は、１分間の湯面変動量が±５ｍｍ未満であり且つ湯面の平面度が常に１０ｍｍ未満だったものであり、一方、「×印」とした試験は、当該湯面変動量が±５ｍｍ未満ではなかったか、又は、当該湯面の平面度が常には１０ｍｍ未満ではなかったものである。 In addition, in the test in which the column of “Position fluctuation / diffusion” in Tables 5 to 7 is “○”, the fluctuation amount of the molten metal surface per minute is less than ± 5 mm and the flatness of the molten metal surface is always less than 10 mm. On the other hand, in the test with “x”, the amount of fluctuation of the molten metal surface was not less than ± 5 mm, or the flatness of the molten metal surface was not always less than 10 mm.

また、上記表５〜７の『ディッケル』欄を「×印」とした試験は、溶鋼湯面近傍において溶鋼が凝固して凝固物が生成されたものか、あるいは、当該凝固物が生成され且つ当該溶鋼湯面近傍においてモールドパウダ６が十分に滓化（溶融）されなかった結果、前記凝固物と結合してディッケル（塊状物）が形成されたものである。一方、「○印」とした試験は、前記凝固物も、前記ディッケルも、何れも形成されなかったものである。なお、溶鋼湯面近傍において溶鋼が凝固したり、モールドパウダ６が十分には滓化（溶融）されなかったのは、当該溶鋼湯面近傍に十分な熱が供給されなかったからだと考えられる。 Moreover, the test which made the "Dickel" column of the said Table 5-7 "x mark" is a thing in which the molten steel solidified in the molten steel surface vicinity, and the solidified material was produced | generated, or the said solidified material was produced | generated and As a result of the mold powder 6 not being sufficiently hatched (melted) in the vicinity of the molten steel surface, it is combined with the solidified material to form a dickel (lump). On the other hand, in the test with “◯”, neither the solidified product nor the deckle was formed. It is considered that the molten steel solidified near the molten steel surface or the mold powder 6 was not sufficiently hatched (melted) because sufficient heat was not supplied near the molten steel surface.

また、上記表５〜７の『総合評価』とは、上記『湯面変動・偏流』に関する評価や、『ディッケル』等の生成の有無、加えて、前述の凝固遅れ度やコーナ縦割れなどを総合的に評価したものである。 In addition, "Comprehensive evaluation" in Tables 5 to 7 above refers to the evaluation related to the above-mentioned "molten surface fluctuation and drift", whether or not "Dickel" is generated, in addition to the above-mentioned solidification delay and corner vertical cracking, etc. Overall evaluation.

また、上記表５〜７に示す通り、鋳造速度が０．５［ｍ／ｍｉｎ］、０．６［ｍ／ｍｉｎ］、０．７［ｍ／ｍｉｎ］、０．９［ｍ／ｍｉｎ］、１．０［ｍ／ｍｉｎ］、１．５［ｍ／ｍｉｎ］のすべて場合において、広範囲に且つ詳細に調査した。 Moreover, as shown in the said Tables 5-7, casting speed is 0.5 [m / min], 0.6 [m / min], 0.7 [m / min], 0.9 [m / min], In all cases of 1.0 [m / min] and 1.5 [m / min], extensive and detailed investigation was conducted.

上記の表５〜７によれば、前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］以下のときは、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θを、水平を基準として、斜め上向きに０度以上５度以下、または、斜め下向きに０度以上３５度以下とし、且つ、当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａの孔面積Ｓを２５００ｍｍ^２以上６４００ｍｍ^２未満とすることが好ましいことが判る。同様に前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］より大きいときは、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θを、水平を基準として、斜め下向きに１０度以上３５度以下とし、且つ、当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａの孔面積Ｓを２５００ｍｍ^２以上６４００ｍｍ^２未満とすることが好ましいことが判る。 According to the above Tables 5 to 7, when the casting speed is 0.7 [m / min] or less, the discharge angle θ of the molten steel discharge holes 5a and 5a is 0 degrees obliquely upward with respect to the horizontal. more than 5 degrees, or not more than 35 degrees 0 degrees obliquely downward, and the pore area S of the molten steel discharge hole 5a · 5a it can be seen that it is preferable to 2500 mm ² or more 6400mm less than ^2. Similarly, when the casting speed is greater than 0.7 [m / min], the discharge angle θ of the molten steel discharge holes 5a and 5a is set to be 10 degrees or more and 35 degrees or less obliquely downward with respect to the horizontal, and the pore area S of the molten steel discharge hole 5a · 5a it can be seen that it is preferable to 2500 mm ² or more 6400mm less than ^2.

また、上記の表５〜７によれば、（１）鋳型形状（２段テーパ）と、（２）モールドパウダ６の抜熱特性に応じた傾斜面２・３の傾斜率と、（３）浸漬ノズル５の形状と、のすべてを同時に配慮すれば、コーナ縦割れの原因である凝固遅れを抑制できることが判る。 Moreover, according to said Tables 5-7, (1) Mold shape (2 step taper), (2) The inclination rate of the inclined surfaces 2 * 3 according to the heat removal characteristic of the mold powder 6, and (3) It can be seen that if all the shapes of the immersion nozzle 5 are taken into consideration at the same time, it is possible to suppress the solidification delay that is the cause of the corner vertical crack.

また、上記表５〜７によれば、これによっても、前記の第１傾斜面２及び第２傾斜面３の夫々の傾斜率の好適な範囲を表す上記の式（３）及び（４）が合理的に裏付けられることが判る。なぜなら、上記式（３）及び（４）で示される範囲の上限値と下限値が、表６及び７に示す如く夫々検証されており、それらの総合評価が良好だったことが明らかとされたからである。なお、上記の式（１）及び（２）に関しては、表５〜７と同じ検証試験がなされており、それによっても、当該式（１）及び（２）が合理的に裏付けられている。 Moreover, according to the said Tables 5-7, said Formula (3) and (4) showing the suitable range of each inclination rate of the said 1st inclined surface 2 and the 2nd inclined surface 3 also according to this is said. It can be seen that this is reasonably supported. Because the upper limit value and the lower limit value of the ranges represented by the above formulas (3) and (4) have been verified as shown in Tables 6 and 7, respectively, and it was revealed that their comprehensive evaluation was good. It is. In addition, regarding said Formula (1) and (2), the same verification test as Tables 5-7 is made, and the said Formula (1) and (2) is rationally supported by it.

〔実施例４〕
本実施例は、前記境界位置４を鋳型上端から０．４ｍ以内と設定することの技術的効果を確認するものである。本実施例の実施条件は以下の通りである（ただし、上記実施例１と同一の条件についてはその記載を省略する。）。本実施例は、端的に言えば、凝固遅れを改善可能な２段テーパ率の範囲内を固定して、境界位置を変更した鋳型を用いて鋳造テストを実施したものである。 Example 4
In this embodiment, the technical effect of setting the boundary position 4 within 0.4 m from the upper end of the mold is confirmed. The implementation conditions of the present embodiment are as follows (however, the description of the same conditions as in the first embodiment is omitted). In short, in this example, a casting test was performed using a mold in which the boundary position was changed while fixing the range of the two-step taper ratio that can improve the solidification delay.

・鋳造速度Vc[m/min]：0.7
・モールドパウダの塩基度C/S[-]：1.1〜2.5
・モールドパウダの凝固温度[℃]：1100〜1270
・第１傾斜面の傾斜率TRu[%/m]：2.0
・第２傾斜面の傾斜率TRd[%/m]：0.5
・溶鋼吐出孔の孔面積[mm²]：3600
・溶鋼吐出孔の吐出角：水平を基準とし、斜め下向きに10度
・鋳造対象鋼種のC含有量[wt%]：0.12 ・ Casting speed Vc [m / min]: 0.7
・ Basicity of mold powder C / S [-]: 1.1 ~ 2.5
-Solidification temperature of mold powder [° C]: 1100-1270
・ Inclination rate TRu [% / m] of the first inclined surface: 2.0
・ Inclination rate TRd [% / m] of the second inclined surface: 0.5
-Hole area of molten steel discharge hole [mm ² ]: 3600
・ Discharge angle of molten steel discharge hole: 10 degrees obliquely downward with respect to horizontal ・ C content [wt%] of casting target steel type: 0.12

下記表８に、本実施例の実施結果を示す。なお、下記表８において「鋳型摩耗状況」の評価は以下のように行われたものである。即ち、評価を「○」としたのは、鋳型内面のCu地露出が1000chを過ぎても認められなかったものを意味する。評価を「△」としたのは、700ch以上1000ch未満でメッキ摩耗による鋳型内面のCu地露出が認められたものを意味する。評価を「×」としたのは、700chに達する前に鋳型内面の全面に亘ってCu地露出が認められたものを意味する。 Table 8 below shows the results of this example. In Table 8 below, the “mold wear situation” was evaluated as follows. In other words, the evaluation “◯” means that the Cu ground exposure on the inner surface of the mold was not recognized even after 1000 ch. The evaluation "△" means that the Cu ground exposure on the inner surface of the mold due to plating wear was recognized at 700ch or more and less than 1000ch. The evaluation “x” means that Cu ground exposure was recognized over the entire inner surface of the mold before reaching 700 ch.

上記表８によれば、鋳型上端から下方へ向かって0.4mの位置よりも更に下方に前記の境界位置を設定すると、鋳型摩耗が大きくなることが判る。これは、境界位置が0.4mを超えると鋳型の全絞り込み量が鋳片収縮量を超えるということを意味している。 According to Table 8 above, it can be seen that if the boundary position is set further downward from the position of 0.4 m downward from the upper end of the mold, the mold wear increases. This means that if the boundary position exceeds 0.4 m, the total drawing amount of the mold exceeds the slab shrinkage.

以上説明したように上記実施形態においては、以下のような方法で連続鋳造が行われている。 As described above, in the above embodiment, continuous casting is performed by the following method.

即ち、鋳造する鋳片は、断面略矩形状であって、断面外周を構成する辺の長さは何れも１２０ｍｍ以上であり、縦横比は１．０以上２．０以下であるものとする。また、鋳造速度（Ｖｃ：［ｍ／ｍｉｎ］）を０．５［ｍ／ｍｉｎ］以上２．０［ｍ／ｍｉｎ］以下とする。鋳型１内に添加されるモールドパウダ６の、ＣａＯ成分及びＳｉＯ_２成分の合計含有量を５０ｗｔ％以上とし、Ｆ成分の含有量を１１ｗｔ％以下とする。 That is, the slab to be cast has a substantially rectangular cross section, the length of each side constituting the outer periphery of the cross section is 120 mm or more, and the aspect ratio is 1.0 or more and 2.0 or less. Further, the casting speed (Vc: [m / min]) is set to 0.5 [m / min] to 2.0 [m / min]. The total content of the CaO component and the SiO ₂ component of the mold powder 6 added to the mold 1 is 50 wt% or more, and the content of the F component is 11 wt% or less.

鋳型１の内面に上方から下方へ向かって順に、傾斜率の異なる第１傾斜面２及び第２傾斜面３を設ける。前記モールドパウダ６の塩基度が１．１未満のとき、または、当該モールドパウダ６の凝固温度が１１００℃未満のときは、前記第１傾斜面２の傾斜率（ＴＲｕ：［％／ｍ］）及び前記第２傾斜面３の傾斜率（ＴＲｄ：［％／ｍ］）を下記式（１）及び（２）を満足する範囲内とする。
４．４−１．９５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦６．０６−２．５×Ｖｃ・・・（１）
０．９２−０．３×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦１．１８−０．４×Ｖｃ・・・（２） A first inclined surface 2 and a second inclined surface 3 having different inclination rates are provided on the inner surface of the mold 1 in order from the upper side to the lower side. When the basicity of the mold powder 6 is less than 1.1, or when the solidification temperature of the mold powder 6 is less than 1100 ° C., the inclination rate (TRu: [% / m]) of the first inclined surface 2 In addition, the inclination rate (TRd: [% / m]) of the second inclined surface 3 is set within a range satisfying the following expressions (1) and (2).
4.4-1.95 × Vc ≦ TRu ≦ 6.06-2.5 × Vc (1)
0.92−0.3 × Vc ≦ TRd ≦ 1.18−0.4 × Vc (2)

一方、前記モールドパウダ６の塩基度が１．１以上のとき、かつ、当該モールドパウダ６の凝固温度が１１００℃以上のときは、前記第１傾斜面２の傾斜率及び前記第２傾斜面３の傾斜率を下記式（３）及び（４）を満足する範囲内とする。
２．２３−１．０５×Ｖｃ≦ＴＲｕ≦３．１８−１．４×Ｖｃ・・・（３）
０．５５−０．２×Ｖｃ≦ＴＲｄ≦０．７７−０．２５×Ｖｃ・・・（４） On the other hand, when the basicity of the mold powder 6 is 1.1 or more and the solidification temperature of the mold powder 6 is 1100 ° C. or more, the inclination rate of the first inclined surface 2 and the second inclined surface 3 Is set within a range satisfying the following expressions (3) and (4).
2.23-1.05 × Vc ≦ TRu ≦ 3.18-1.4 × Vc (3)
0.55-0.2 × Vc ≦ TRd ≦ 0.77-0.25 × Vc (4)

前記第１傾斜面２と前記第２傾斜面３との境界位置４を、前記鋳型１の上端を基準とし下方へ向かって０．４ｍ以下に存在させることとする。前記鋳型１に溶鋼を注湯するための浸漬ノズル５の下端部に溶鋼吐出孔５ａを２つ穿孔し、当該溶鋼吐出孔５ａ・５ａの孔面積Ｓを２５００ｍｍ^２以上６４００ｍｍ^２未満とする。前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］以下のときは、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θを、水平を基準として、斜め上向きに０度以上５度以下、または、斜め下向きに０度以上３５度以下とする。一方、前記鋳造速度が０．７［ｍ／ｍｉｎ］より大きいときは、前記溶鋼吐出孔５ａ・５ａの吐出角θを、水平を基準として、斜め下向きに１０度以上３５度以下とする。上記の連続鋳造方法によれば、シェル厚のムラ、より具体的には、鋳片の角部における凝固遅れを抑制できる。従って、鋳片の角部における縦割れの発生を抑制できる。 The boundary position 4 between the first inclined surface 2 and the second inclined surface 3 is set to be 0.4 m or less downward from the upper end of the mold 1 as a reference. The molten steel discharge hole 5a to the lower portion of the submerged nozzle 5 for pouring the molten steel into a mold 1 by two drilled, the hole area S of the molten steel discharge hole 5a · 5a and 2500 mm ² or more 6400mm less than ^2. When the casting speed is 0.7 [m / min] or less, the discharge angle θ of the molten steel discharge holes 5a and 5a is set to 0 degrees or more and 5 degrees or less obliquely upward or obliquely downward with respect to the horizontal. It is 0 degree or more and 35 degrees or less. On the other hand, when the casting speed is greater than 0.7 [m / min], the discharge angle θ of the molten steel discharge holes 5a and 5a is set to 10 degrees or more and 35 degrees or less obliquely downward with respect to the horizontal. According to the above continuous casting method, unevenness of the shell thickness, more specifically, solidification delay at the corner of the slab can be suppressed. Therefore, generation | occurrence | production of the vertical crack in the corner | angular part of slab can be suppressed.

なお、異なる複数の鋳造条件における連続鋳造を単一の鋳型１を用いて実施する場合には、上記連続鋳造は、実操業上、以下の方法で行うことが好ましい。即ち、前記複数の鋳造条件の夫々に基づいて個別に求められる前記傾斜率の範囲群に重複する範囲が存在するときは、前記第１傾斜面２又は前記第２傾斜面３の傾斜率を当該重複範囲内とする。 When continuous casting under a plurality of different casting conditions is performed using the single mold 1, the continuous casting is preferably performed by the following method in actual operation. That is, when there is an overlapping range in the range of slope ratios that are individually determined based on each of the plurality of casting conditions, the slope ratio of the first slope 2 or the second slope 3 is determined. Within the overlapping range.

一方、前記複数の鋳造条件の夫々に基づいて個別に求められる前記傾斜率の範囲群に重複する範囲が存在しないときは、前記第１傾斜面２又は前記第２傾斜面３の傾斜率のとり得る範囲として、比して大きな鋳造速度に基づいて求められる傾斜率の範囲を優先（採用）するものとし、式（１）を満足する範囲よりも式（３）を満足する範囲を優先（採用）するものとし、式（２）を満足する範囲よりも式（４）を満足する範囲を優先（採用）するものとする。要するに、鋳片収縮が最も小さくなる条件に基づいて、前記傾斜率を設定するのである。 On the other hand, when there is no overlapping range in the range of slope ratios obtained individually based on each of the plurality of casting conditions, the slope of the slope of the first slope 2 or the second slope 3 is taken. As a range to be obtained, priority is given to the range of the inclination rate obtained based on a relatively large casting speed, and priority is given to the range satisfying the formula (3) over the range satisfying the formula (1). ), And the range satisfying the formula (4) is prioritized (adopted) over the range satisfying the formula (2). In short, the inclination rate is set based on the condition that the slab shrinkage is minimized.

これによれば、鋳片の角部における凝固遅れの抑制を極力確保しつつも、鋳片の前記鋳型１に対する引抜抵抗や、当該鋳型１の摩耗、鋳片の角部におけるコーナカギ割れを抑制できる。なお、これら引抜抵抗や摩耗、コーナカギ割れは、互いに密接に関連し合うものである。 According to this, while ensuring the suppression of the solidification delay at the corner of the slab as much as possible, the pulling resistance of the slab to the mold 1, the wear of the mold 1, and corner cracks at the corner of the slab can be suppressed. . Note that these pulling resistance, wear, and corner cracks are closely related to each other.

以上に本発明の好適な実施形態を説明したが、上記の実施形態は以下のように変更して実施することができる。 Although the preferred embodiments of the present invention have been described above, the above embodiments can be implemented with the following modifications.

◆ 例えば、前記鋳型１を、その鋳型幅Ｗｕ・Ｗｍ・Ｗｄを随時変更できるような所謂鋳型幅随時可変型に構成してもよい。これによれば、様々な鋳造条件に対してより柔軟に対応できるようになる（上記式（１）〜（４）等参照）。 For example, you may comprise the said casting_mold | template 1 in what is called a mold width occasional variable type which can change the mold width Wu * Wm * Wd at any time. According to this, it becomes possible to respond more flexibly to various casting conditions (see the above formulas (1) to (4)).

◆ また、上記実施形態では、前記鋳型１の内面を構成する前記第１傾斜面２（４面）のすべてを同一の傾斜率に設定することを前提に説明したが、これに限るものではなく、図８や図１０に表されている好適な傾斜率の範囲内であれば、互いに相違するものであっても勿論よい。前記第２傾斜面３に関しても同様である（図９及び図１１参照）。 In the above embodiment, the description has been made on the assumption that all of the first inclined surfaces 2 (four surfaces) constituting the inner surface of the mold 1 are set to the same inclination rate. However, the present invention is not limited to this. Of course, they may be different from each other as long as they are within the range of the preferable gradient shown in FIGS. The same applies to the second inclined surface 3 (see FIGS. 9 and 11).

鋳型の縦断面図。The longitudinal cross-sectional view of a casting_mold | template. 鋳型の上面図。The top view of a casting_mold | template. 浸漬ノズルの縦断面図。The longitudinal cross-sectional view of an immersion nozzle. 従来から使用されているブルーム鋳型の縦断面図。The longitudinal cross-sectional view of the Bloom mold conventionally used. 図４におけるＡ−Ａ線断面図。AA line sectional view in FIG. 鋳型内面の傾斜の様子（破線）と、鋳片幅の収縮の様子（鎖線）とを示す図。The figure which shows the mode (dashed line) of the inclination of a mold inner surface, and the mode (chain line) of shrinkage | contraction of slab width. 鋳片の断面図。Sectional drawing of slab. 表１及び表２を第１傾斜面にのみ着目してグラフ化した図。The figure which made Table 1 and Table 2 into a graph paying attention only to the 1st inclined surface. 表１及び表２を第２傾斜面にのみ着目してグラフ化した図。The figure which made Table 1 and Table 2 into a graph paying attention only to the 2nd inclined surface. 表３及び表４を第１傾斜面にのみ着目してグラフ化した図。The figure which made Table 3 and Table 4 into a graph paying attention only to the 1st inclined surface. 表３及び表４を第２傾斜面にのみ着目してグラフ化した図。The figure which made Table 3 and Table 4 into a graph paying attention only to the 2nd inclined surface. 図６に類似する図。The figure similar to FIG.

Explanation of symbols

１鋳型
２第１傾斜面
３第２傾斜面
４境界位置
５浸漬ノズル
５ａ溶鋼吐出孔
６モールドパウダ DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Mold 2 1st inclined surface 3 2nd inclined surface 4 Boundary position 5 Immersion nozzle 5a Molten steel discharge hole 6 Mold powder

Claims

Continuous casting for continuously casting a slab having a substantially rectangular cross section, the length of the sides constituting the outer periphery of the cross section being 120 mm or more and the aspect ratio being 1.0 or more and 2.0 or less In the method
The casting speed (Vc: [m / min]) is 0.5 [m / min] to 2.0 [m / min],
The total content of the CaO component and the SiO ₂ component of the mold powder added in the mold is 50 wt% or more, and the content of the F component is 11 wt% or less.
In order from the upper side to the lower side on the inner surface of the mold, a first inclined surface and a second inclined surface having different inclination rates are provided,
When the basicity of the mold powder is less than 1.1, or when the solidification temperature of the mold powder is less than 1100 ° C., the inclination rate (TRu: [% / m]) of the first inclined surface and the first The inclination rate (TRd: [% / m]) of the two inclined surfaces is within a range satisfying the following formulas (1) and (2),
When the basicity of the mold powder is 1.1 or more and the solidification temperature of the mold powder is 1100 ° C. or more, the inclination rate of the first inclined surface and the inclination rate of the second inclined surface are expressed by the following equations: Within the range satisfying (3) and (4),
The boundary position between the first inclined surface and the second inclined surface should be 0.4 m or less downward with respect to the upper end of the mold,
Two molten steel discharge holes are drilled at the lower end of an immersion nozzle for pouring molten steel into the mold,
The pore area of the molten steel discharge hole and 2500 mm ² or more 6400mm less than ^2,
When the casting speed is 0.7 [m / min] or less, the discharge angle of the molten steel discharge hole is 0 degree or more and 5 degrees or less obliquely upward or 0 degree or more 35 degrees obliquely downward with respect to the horizontal. Less than or equal to
When the casting speed is higher than 0.7 [m / min], the discharge angle of the molten steel discharge hole is set to be 10 degrees or more and 35 degrees or less obliquely downward with respect to the horizontal. Method.
4.4-1.95 × Vc ≦ TRu ≦ 6.06-2.5 × Vc (1)
0.92−0.3 × Vc ≦ TRd ≦ 1.18−0.4 × Vc (2)
2.23-1.05 × Vc ≦ TRu ≦ 3.18-1.4 × Vc (3)
0.55-0.2 × Vc ≦ TRd ≦ 0.77-0.25 × Vc (4)

In the case where continuous casting under different casting conditions is performed using a single mold,
When there is an overlapping range in the range of slope ratios obtained individually based on each of the plurality of casting conditions, the slope ratio of the first slope or the second slope is within the overlap range. ,
When there is no overlapping range in the range of the slope rate obtained individually based on each of the plurality of casting conditions, as a possible range of the slope of the first slope or the second slope,
Priority should be given to the range of gradients required based on a large casting speed,
The range that satisfies the formula (3) is given priority over the range that satisfies the formula (1).
The range that satisfies the formula (4) is given priority over the range that satisfies the formula (2).
The continuous casting method according to claim 1.