JP2007185671A - 連続鋳造用モールドパウダー及び普通鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトを晶出もしくは析出するモールドパウダーの、粘度の安定化を図って凝固温度を下げる。
【解決手段】質量％で、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値が１．１〜１．６、Ｆ−０．６１３×Ｎａ₂Ｏ−１．２７×Ｌｉ₂Ｏで表される、Ｆ，Ｎａ₂Ｏ及びＬｉ₂Ｏの含有量が０〜３．５％、Ａｌ₂Ｏ₃含有量が１０〜２５％、Ａｌ₂Ｏ₃及びＭｇＯの合計の含有量が１５〜３０％、ＴｉＯ₂含有量が７％未満であって、一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する分子量が５００未満の主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイト、もしくはこれらの全率固溶体であるメリライトに加えて、カスピダインであり、凝固温度が１０３０〜１１６０℃である連続鋳造用モールドパウダーである。
【効果】溶鋼中に巻き込まれにくい特性のモールドパウダーを、幅広い鋼種に適用できる。
【選択図】なし

Description

本発明は、化学組成において塩基度およびＡｌ₂Ｏ₃濃度が比較的高く、溶鋼中に巻き込まれにくい特性を備えた連続鋳造用モールドパウダー、及びこのモールドパウダーを用いた普通鋼の連続鋳造方法に関するものである。

従来、溶鋼中に巻き込まれにくい特性を備えた高塩基度かつ高粘度のモールドパウダーとして、一旦溶融した後に徐冷した場合に析出もしくは晶出する結晶が、ゲーレナイト（gehlenite）またはアケルマナイト（Akermanite）もしくは両者の全率固溶体であるメリライト（melilite）であるモールドパウダーが、特許文献１や特許文献２に開示されている。
特開２００３−２２５７４４号公報 特開２００５−４０８３５号公報

しかしながら、Ａｌ₂Ｏ₃濃度が１０質量％以上と比較的高い前記のモールドパウダーにおいて、Ｎａ₂Ｏなどのアルカリ金属酸化物濃度を高めて凝固温度あるいは粘度を下げようとする際に、Ｆ濃度が低いと粘度測定値が安定しないことを、発明者は知見した。
そして、前記粘度測定値の不安定さは、溶融スラグ構造、具体的には両性酸化物であるＡｌ₂Ｏ₃のネットワーク構造の不安定さに起因すると考えられた。

粘度はモールドパウダーの消費量を規定する重要な要素のひとつであり、粘度が安定しないことは、消費量の不安定さにつながり、潤滑不良などの操業トラブルを引き起こす原因となりうる。一方で、Ｆ濃度を高めることは、カスピダインの晶出もしくは析出を促進し、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトの晶出あるいは析出を阻害するおそれがあった。

本発明が解決しようとする問題点は、特許文献１及び２で開示されたモールドパウダーにおいて、Ｎａ₂Ｏなどのアルカリ金属酸化物濃度を高めて凝固温度あるいは粘度を下げようとする際に、Ｆ濃度が低いと粘度測定値が安定しないという点である。

本発明は、前記の問題を解消し、粘度の安定化と結晶の晶出もしくは析出の安定化を両立すべく、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトを晶出もしくは析出するモールドパウダーにおいて、アルカリ金属酸化物濃度とＦ濃度との関係を規定しようと調査・研究した結果成されたものである。

すなわち、本発明の連続鋳造用モールドパウダーは、
質量％で、
ＣａＯ％をＳｉＯ₂％で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）が１．１〜１．６、
Ｆ−０．６１３×Ｎａ₂Ｏ−１．２７×Ｌｉ₂Ｏ
の式で表される、Ｆ，Ｎａ₂ＯおよびＬｉ₂Ｏの含有量が０〜３．５％、
Ａｌ₂Ｏ₃の含有量が１０〜２５％で、かつＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの合計の含有量が１５〜３０％、
ＴｉＯ₂の含有量が７％未満であって、
一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する分子量が５００未満の主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイト、もしくはこれらの全率固溶体であるメリライトに加えて、カスピダイン（Cuspidine）であり、
凝固温度が１０３０〜１１６０℃であることを最も主要な特徴としている。

冷却速度の大きな条件下では、本発明の連続鋳造用モールドパウダーは、鋳型内の溶鋼表面で溶融したモールドパウダーが、鋳型内壁と凝固シェルの間隙に流入して凝固したパウダーフィルム中に生成する主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイト、もしくはこれらの全率固溶体であるメリライト１種が優先的に晶出もしくは析出する。

また、本発明の連続鋳造方法は、
前記の本発明の連続鋳造用モールドパウダーを用いて、
質量％で、
炭素含有量が０．０８％以下の普通鋼、または炭素含有量が０．１８〜１．２％の普通鋼を鋳造することを最も主要な特徴としている。

本発明によれば、溶鋼中に巻き込まれにくい特性を備えた高塩基度かつ高粘度のモールドパウダーである、パウダーフィルム中にゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトを晶出もしくは析出するモールドパウダーにおいて、粘度の安定化を図って凝固温度を低下させることが可能になる。その結果、溶鋼中に巻き込まれにくい優れた特性を有したモールドパウダーを、幅広い鋼種に適用することが可能となる。

以下、本発明を実施するための形態と共に最良の形態について、詳細に説明する。
本発明の連続鋳造用モールドパウダーは、前述の通り、粘度の安定化と結晶の晶出もしくは析出の安定化を両立すべく、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトを晶出もしくは析出するモールドパウダーにおいて、アルカリ金属酸化物濃度とＦ濃度との関係を規定したものである。

すなわち、本発明の連続鋳造用モールドパウダーは、
質量％で、
ＣａＯ％をＳｉＯ₂％で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）の値が１．１〜１．６、
Ｆ−０．６１３×Ｎａ₂Ｏ−１．２７×Ｌｉ₂Ｏ
の式で表される、Ｆ，Ｎａ₂ＯおよびＬｉ₂Ｏの含有量が０〜３．５％、
Ａｌ₂Ｏ₃の含有量が１０〜２５％で、かつＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの合計の含有量が１５〜３０％、
ＴｉＯ₂の含有量が７％未満であって、
一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する分子量が５００未満の主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイト、もしくはこれらの全率固溶体であるメリライトに加えて、カスピダインであり、
凝固温度が１０３０〜１１６０℃であることを最も主要な特徴としている。

本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値を１．１〜１．６としたのは、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値が１．１未満であると溶鋼中への巻き込みが多くなるからである。反対に、１．６を超えると、凝固温度が高くなりすぎて鋼の連続鋳造には適さなくなるからである。

また、本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、Ｆ−０．６１３×Ｎａ₂Ｏ−１．２７×Ｌｉ₂Ｏの式（以下、(1)式という。）で表される、Ｆ，Ｎａ₂ＯおよびＬｉ₂Ｏの含有量を０〜３．５質量％としたのは、(1)式の値が３．５質量％を超えるとカスピダインの晶出量もしくは析出量が増大し、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトの晶出もしくは析出が不安定となるからである。反対に、(1)式の値が負の値となる場合には、粘度測定値が不安定となるからである。

ここで、(1)式の値は、ＦがＣａよりもＮａあるいはＬｉと優先的に結合するとの仮定に立って、Ｃａと結合できるＦ濃度を計算した式である。実際には、Ｆが１００％優先的にＮａやＬｉと結合するものではないと考えられるが、発明者の経験上、この(1)式の値が大きくなるにつれ、カスピダインの晶出もしくは析出が促進され、(1)式の値が負の場合には、粘度の不安定さが顕著となった。(1)式の値が負であるとは、単にＮａイオンとＬｉイオンの総数がＦイオンの総数よりも多いことを示しており、実際のＦ濃度が負であることを示しているのではない。

また、本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、Ａｌ₂Ｏ₃の含有量を１０〜２５質量％としたのは、Ａｌ₂Ｏ₃の含有量が１０質量％未満の場合は粘度測定値が不安定になる現象が生じないので本発明の適用範囲外となるからである。反対に２５質量％を超えると、粘度が高くなりすぎて普通鋼の連続鋳造に適さないからである。

また、本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、Ａｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの合計の含有量を１５〜３０質量％としたのは、この範囲を外れた場合には、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトの析出もしくは晶出が不安定になるからである。

また、本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、ＴｉＯ₂の含有量を７質量％未満としたのは、ＴｉＯ₂を７質量％以上添加すると、高融点のペロブスカイト（ＣａＯ・ＴｉＯ₂）の析出量が増え、潤滑性に悪影響を及ぼすからである。ＴｉＯ₂濃度のより好ましい範囲は５質量％未満である。なお、ＴｉＯ₂は添加しなくても良いが、規定濃度範囲内で添加すると凝固温度の低下に有用である。

また、本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、一旦溶融した後に徐冷した場合に析出もしくは晶出する分子量が５００未満の主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトに加えてカスピダインであるとは、以下の現象を指す。

一旦溶融した後に徐冷するとは、具体的には、例えば一旦１４００℃で溶融した後に１００〜２００℃／ｈｒの冷却速度で冷却することを言う。
ここで、分子量が５００未満の結晶のみを対象とするのは、たとえば３Ｎａ₂Ｏ・２Ａｌ₂Ｏ₃・４ＳｉＯ₂のような、分子量が５００以上の結晶は、上記のような徐冷条件下では晶出もしくは析出しても、冷却速度が大きな実際の鋳造時における鋳型と凝固シェル間隙のパウダーフィルム中では晶出もしくは析出することが難しいからである。

次に、主たる結晶とは、Ｘ線回折ピーク強度の最大値が他の結晶のＸ線回折ピーク強度の１．５倍以上あることを指す。本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいては、この主結晶が、大きく分けて２種、すなわち、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトという１種と、カスピダインの２種である。

ゲーレナイトとアケルマナイトは結晶構造が酷似しており、互いに全率で固溶してメリライトを形成するので、これらを区別するのは難しく、これらを１種の結晶と定義する。
本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、これら２種の結晶が主たる結晶であるとは、これらのＸ線回折ピーク強度が近い値であり、その最大値に１．５倍以上の開きがないことを指す。

本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて発明者が知見したところによると、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトという１種と、カスピダインの２種が徐冷試料に見られる主たる結晶であるとき、冷却速度が大きな実際の鋳造時における鋳型と凝固シェル間隙のパウダーフィルム中ではゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライト１種が優先的に晶出もしくは析出し、カスピダイン構成成分の多くは結晶化せずガラス相のままとどまる。

このガラス相は潤滑性を高める作用があるので、鋳型サイズや鋳造する鋼種等の鋳造条件によっては、このようにしてガラス相を確保したモールドパウダーでなければ鋳造が難しい場合がある。

このように、比較的高い潤滑性が要求される鋳造条件において、巻き込まれにくい高塩基度かつ高粘度のモールドパウダーを用いる場合に、本発明の技術が必要となるのである。

本発明の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、凝固温度が１０３０〜１１６０℃であるのは、凝固温度が１０３０℃未満に低下すると、モールドパウダーの鋳型と凝固シェル間隙への流入が過多となり、縦割れ等の鋳片表面欠陥を生じやすくなるからである。加えて、本発明のモールドパウダーの凝固温度を１０３０℃未満に低下させるのは難しいからである。

また、凝固温度が１１６０℃を超えると、鋳型内における潤滑性が悪化し、本発明が必要とされる比較的高い潤滑性が要求される鋳造条件に適さなくなるからである。凝固温度が１１６０℃を超えるものは、前述の特許文献１によっても得ることができる。凝固温度を１１６０℃以下に低下させる場合に、本発明が必要となるのである。

先に説明した本発明の連続鋳造用モールドパウダーで規定したような２種の結晶が競合して晶出もしくは析出するモールドパウダーは、通常、結晶化が不安定となり鋳型内冷却が安定しない。

しかしながら、本発明のモールドパウダーは、前述のように、冷却速度の大きな条件下では、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライト１種が優先的に晶出もしくは析出し、カスピダイン構成成分の多くは結晶化せずガラス相のままとどまる。

従って、実際の鋳造時におけるパウダーフィルム中においては、主たる結晶がゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライト１種となるのである。これが請求項２に係る本発明の連続鋳造用モールドパウダーである。

ここで、鋳型壁と凝固シェルの間隙に存在するパウダーフィルム中の結晶を確認するには、鋳型出口においてパウダーフィルムを回収して、Ｘ線回折に供すると良い。もしくは、鋳型壁と凝固シェルの間隙に存在するパウダーフィルムが受ける平均的な冷却速度を模した溶融スラグ冷却装置を用いて、一旦溶融したモールドパウダーを冷却し、得られた試料をＸ線回折に供しても良い。

鋳型壁と凝固シェルの間隙に存在するパウダーフィルムが受ける平均的な冷却速度を求めるには、例えば、冷却速度が大きいほど試料はガラス化し結晶のＸ線回折ピークが小さくなることを利用して、鋳型出口で回収したパウダーフィルムのＸ線回折結果（回折ピーク）と同等の結果が得られる冷却速度を実験的に求めると良い。

前記の本発明の連続鋳造用モールドパウダーを用いて、
質量％で、
炭素含有量が０．０８％以下の普通鋼、または炭素含有量が０．１８〜１．２％の普通鋼を鋳造する。これが本発明の連続鋳造方法である。

本発明は、前述のように、比較的高い潤滑性が要求される場合に、必要な技術である。
普通鋼の連続鋳造においては、炭素含有量が０．０９質量％〜０．１７質量％のいわゆる亜包晶鋼は、凝固直後のδ→γ変態により凝固シェルが大きく収縮するので、鋳型と凝固シェルの間隙が大きくなり、潤滑性が良好となる。

それに対し、炭素含有量が０．０８質量％以下の低炭素鋼もしくは極低炭素鋼といった普通鋼、あるいは炭素含有量が０．１８質量％以上の過包晶鋼もしくは高炭素鋼といった普通鋼は、凝固シェルの収縮が小さく、比較的高い潤滑性が要求されるので、本発明のモールドパウダーを用いるのに適している。

特に、スラブの連続鋳造においては、鋳型の矩形比が大きいので、凝固シェルがバルジングしやすく、鋳型と凝固シェルの間隙が小さくなりやすいことに加え、鋳造速度が大きいので、本発明のモールドパウダー使用にさらに好適である。

なお、本発明において規定される結晶の組成は、ゲーレナイトが２ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃・ＳｉＯ₂、アケルマナイトが２ＣａＯ・ＭｇＯ・２ＳｉＯ₂、メリライトはゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であり、両組成間の任意の組成をとることができる。また、カスピダインは３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・ＣａＦ₂である。

以下、本発明の効果を確認するために行った実施結果について説明する。
本発明の実施例および比較例の組成を下記表１に、凝固温度等の性質や徐冷時やパウダーフィルム中の主たる結晶を表２に示す。

表１及び表２のＡ〜Ｃは、本発明の請求項１および２を満たすモールドパウダーの実施例である。
Ａ〜Ｃは、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）が比較的高く、ＳｉＯ₂等の低級酸化物活量が低く抑えられている。加えて、１３００℃における粘度が０．２〜０．３Ｐａ・Ｓと、高塩基度かつ低凝固温度の割には高粘度であるので、溶鋼中への巻き込みが生じ難い特質を有する。

また、Ａ〜Ｃは、Ｆ−０．６１３×Ｎａ₂Ｏ−１．２７×Ｌｉ₂Ｏで示す(1)式の値およびＡｌ₂Ｏ₃含有量、ＭｇＯ含有量が適正な範囲内にあるので、一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する主たる結晶が、分子量が５００未満のメリライトおよびカスピダインの２種であり、かつ鋳型壁と凝固シェルの間隙に存在するパウダーフィルム中の主たる結晶が、メリライト１種である。このことは、連続鋳造時においては、メリライト１種が安定して晶出もしくは析出することを示している。

ここで、ゲーレナイトとアケルマナイトとは結晶構造が酷似しておりＸ線回折ピークパターンが近いことから、表２においては、ゲーレナイトあるいはアケルマナイトと見なされる結晶は、全てメリライトと記述している。

また、Ａ〜Ｃは、ＴｉＯ₂濃度が７質量％未満であり、かつ凝固温度が１１６０℃以下であるので、潤滑性に優れている。また凝固温度が１０３０℃以上であるので、パウダーの鋳型と凝固シェルの間隙への過剰流入が防止できる。

一方、表１及び表２のＤ〜Ｆは、本発明の比較例である。
Ｄ〜Ｆにおいては、(1)式の値が負の領域にあるので、粘度測定値が不安定であった。表２における粘度の記述、例えば０．３〜０．７は、粘度測定条件の違いによって０．３Ｐａ・Ｓ〜０．７Ｐａ・Ｓの粘度測定値の変動が生じたことを示す。

ここで言う粘度測定条件の違いとは、粘度測定時に、１３５０℃で溶融した後速やかに２℃／minの速度で冷却しつつ凝固温度に到るまでの粘度を連続的に測定した通常の測定条件と、１３５０℃で溶融した後、その温度で９０分間保持した後、２℃／minの速度で冷却しつつ凝固温度に到るまでの粘度を連続的に測定した溶融状態でスラグを長時間保持した条件との違いである。

一般には、溶融状態でスラグを長時間保持すると、化学組成の内、ＦやＮａ₂Ｏが揮発して減少し、粘度が上昇する場合が多いのであるが、Ｄ〜Ｆにおいては、溶融状態でスラグを長時間保持した場合の方が、粘度が低下した。

すなわち、表２における粘度の記述、例えば０．３〜０．７は、通常の測定条件では０．７Ｐａ・Ｓ、溶融状態でスラグを長時間保持した測定条件で０．３Ｐａ・Ｓであったことを示す。なお、表２において粘度が単一の値のみ記述されているのは、両条件での測定値に有意差が無かったことを示している。

表１及び表２のＧも、本発明の比較例である。
ＧはＦ濃度が比較的低いのでカスピダインの晶出もしくは析出が抑えられ、一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する分子量が５００未満の主たる結晶、鋳型壁と凝固シェルの間隙に存在するパウダーフィルム中の主たる結晶が、ともにメリライト１種である。このことは、結晶析出の安定性においては好ましいのであるが、ＧはＦ濃度を抑えた結果、凝固温度が本発明の請求範囲を外れて高く、潤滑性に難が生じた。また、Ｆ濃度が低いことは、本発明の実施例Ａ〜Ｃに比べてパウダーフィルム中においてガラス相を形成する成分が少ないことを示し、その点においても潤滑性に劣る。

表１及び表２のＨも、本発明の比較例である。
Ｈは(1)式の値が本発明の範囲を超えて大きいのでカスピダインの晶出もしくは析出が促進され、かつＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの合計の含有量が本発明の範囲の下限値未満であるので、ゲーレナイトまたはアケルマナイトもしくは両者の全率固溶体であるメリライトの晶出もしくは析出が阻害された結果、一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する分子量が５００未満の主たる結晶、鋳型壁と凝固シェルの間隙に存在するパウダーフィルム中の主たる結晶が、ともにカスピダインである点において、本発明の範囲外である。

発明者の経験上、主たる結晶がカスピダインである場合に、このようにＡｌ₂Ｏ₃濃度が高いと、カスピダインの晶出もしくは析出が不安定であり、鋳型内冷却の均一さや安定性に悪影響が生じる。

また、Ｈにおいては、ＴｉＯ₂濃度が７質量％と高いので、高融点のペロブスカイト（ＣａＯ・ＴｉＯ₂）が、低いピークではあるが析出する。ゆえに、鋳型内における潤滑性が悪化するおそれがある。

次に、表１及び表２のパウダーＢ（実施例）およびＧ（比較例）を用いて、スラブ連続鋳造機において極低炭素鋼を鋳造した結果を以下に示す。
鋳造条件は、鋳型サイズが厚み２７０ｍｍ×幅１６００ｍｍ、鋳造速度が１．６ｍ／min、タンディッシュ内の溶鋼過熱度が平均２５℃、鋳型のオシレーションストロークが５．４ｍｍ、鋳型のオシレーション振動数が１９３cpmであった。

鋳型内潤滑性の指標として、鋳型内湯面から１００ｍｍ下方の稼働面から５ｍｍの深さにおける鋳型銅板の温度を熱電対により測定し、鋳造定常部において、鋳型銅板の温度変動の大きさを標準偏差／平均値という指標を用いて評価した。

その結果、パウダーＢ（実施例）では０．０１１に対し、Ｇ（比較例）では０．０１７と、凝固温度の高い比較例では潤滑性の悪化が認められた。ここで、発明者の経験上、上記指標の値は、極低炭素鋼では通常０．００７〜０．０１３であり、０．０１５以下であれば潤滑性に問題はない。

両パウダーは、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）や粘度、パウダーフィルム中に晶出もしくは析出する結晶が同じであるにもかかわらず、このように潤滑性に差が生じたのは、本発明によってパウダーＢの凝固温度を下げることができたことが主な要因と考えられる。

本発明は上記の例に限らず、各請求項に記載された技術的思想の範囲内で、適宜実施の形態を変更しても良いことは言うまでもない。

Claims (3)

1. 質量％で、
   ＣａＯ％をＳｉＯ₂％で除した比（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）が１．１〜１．６、
   Ｆ−０．６１３×Ｎａ₂Ｏ−１．２７×Ｌｉ₂Ｏ
   の式で表される、Ｆ，Ｎａ₂ＯおよびＬｉ₂Ｏの含有量が０〜３．５％、
   Ａｌ₂Ｏ₃の含有量が１０〜２５％で、かつＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの合計の含有量が１５〜３０％、
   ＴｉＯ₂の含有量が７％未満であって、
   一旦溶融した後に徐冷した場合に晶出もしくは析出する分子量が５００未満の主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイト、もしくはこれらの全率固溶体であるメリライトに加えて、カスピダインであり、
   凝固温度が１０３０〜１１６０℃であることを特徴とする連続鋳造用モールドパウダー。
2. 鋳型内の溶鋼表面で溶融したモールドパウダーが鋳型内壁と凝固シェルの間隙に流入して凝固したパウダーフィルム中に生成する主たる結晶が、ゲーレナイトまたはアケルマナイト、もしくはこれらの全率固溶体であるメリライトであることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造用モールドパウダー。
3. 請求項１または２に記載のモールドパウダーを用いて、
   質量％で、
   炭素含有量が０．０８％以下の普通鋼、または炭素含有量が０．１８〜１．２％の普通鋼を鋳造することを特徴とする連続鋳造方法。