JP2012183572A - 鋳造初期のスラグベアと溶鋼表面の凝固を抑制する連続鋳造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が原因で発生するブレークアウトを防ぐ。
【解決手段】鋳型３内に浸漬ノズル２を介して溶鋼を注入し、鋳型３内の溶鋼６の表面が浸漬ノズル２の吐出孔２ａの上端を越えた時点で、フロントパウダーを鋳型３内に投入する。フロントパウダーの熱量は６０[ＭＪ／ｍ２ ]以上である。鋳型３内の全てのフロントパウダーが溶融して形成されるスラグ溶融層７の厚みＴ１ を０．００９[ｍ]以上０．０１４[ｍ]以下とする。鋳型３内に投入されたフロントパウダーが鋳型３内の溶鋼６の表面を覆った後、１５秒以内に、本体パウダーを鋳型３内へ投入する。ここで、鋳型３内での本体パウダーの未溶融層９の厚さＴ２ が０．０３[ｍ]以上となるようにする。
【選択図】図３
【解決手段】鋳型３内に浸漬ノズル２を介して溶鋼を注入し、鋳型３内の溶鋼６の表面が浸漬ノズル２の吐出孔２ａの上端を越えた時点で、フロントパウダーを鋳型３内に投入する。フロントパウダーの熱量は６０[ＭＪ／ｍ２ ]以上である。鋳型３内の全てのフロントパウダーが溶融して形成されるスラグ溶融層７の厚みＴ１ を０．００９[ｍ]以上０．０１４[ｍ]以下とする。鋳型３内に投入されたフロントパウダーが鋳型３内の溶鋼６の表面を覆った後、１５秒以内に、本体パウダーを鋳型３内へ投入する。ここで、鋳型３内での本体パウダーの未溶融層９の厚さＴ２ が０．０３[ｍ]以上となるようにする。
【選択図】図３
Description
本発明は、鋼を連続して鋳造する連続鋳造方法に関する。
従来から、鋳型直下で起こるブレークアウトの発生を防止する技術が検討されている。引用文献１には、浸漬ノズルから鋳型内に吐出される溶鋼流が凝固シェルに衝突する際に生じる凝固遅れを防ぐために、浸漬ノズルに形成された吐出孔の直径及び吐出角等を調整する方法が開示されている。この方法によると、溶鋼流が凝固シェルに衝突する際の衝突力を緩和できることから、ブレークアウトの発生を防止できる。
ブレークアウトは、浸漬ノズルから吐出される溶鋼流が凝固シェルに衝突する際に生じる凝固遅れが原因で発生するほかに、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が原因で発生することが知られている。引用文献１では、鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が原因で発生するブレークアウトを防止する方法について考慮されていない。
そこで、本発明は、鋳造初期における鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が原因で発生するブレークアウトを防ぐことができる連続鋳造方法を提供することを目的とする。
本発明の連続鋳造方法は、連続鋳造において、ダミーバーをセットした矩形状の鋳型内に浸漬ノズルを介して溶鋼を注入し、鋳型内の溶鋼の表面が前記浸漬ノズルに形成された吐出孔の上端を越えた時点で、フロントパウダーを鋳型内の溶鋼上へ投入し、前記フロントパウダーによる鋳型内のスラグ溶融層の厚みを０．００９[ｍ]以上０．０１４[ｍ]以下とし、鋳型内に投入された前記フロントパウダーが溶鋼表面を覆った後１５秒以内に、鋳型内の本体パウダーの未溶融厚さが０．０３[ｍ]以上となるように、前記本体パウダーを鋳型内に投入する鋳造初期のスラグベアと溶鋼表面の凝固を抑制する連続鋳造方法である。
なお、前記フロントパウダーは、下記の組成を有する。
ＣａＯ ：２４[ｗｔ％]以上３６[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２ ：５[ｗｔ％]以上８[ｗｔ％]以下
ＣａＳｉ合金：１３[ｗｔ％]以上２８[ｗｔ％]以下
Ｆｅ２Ｏ３：２２[ｗｔ％]以上２６[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：１[ｗｔ％]以上３[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ ：５[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
また、前記フロントパウダーは、下記（１）式を満たす。
｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＰ ×ＴＬ ＋ＣＳ ）｝／（Ｗ×Ｔ）≧６０ ・・・（１）
但し、
Ｍは、フロントパウダーの投入量［ｋｇ］
ｍは、フロントパウダーのＣａＳｉ合金含有量［ｋｇ]
ａは、ＣａＳｉ合金に含まれたＳｉの重量比
ｂは、ＣａＳｉ合金に含まれたＣａの重量比
ｎは、フロントパウダーのＦｅ２Ｏ３ 含有量［ｋｇ]
ＣＳ は、スラグ成分の融解熱［ＭＪ／ｋｇ］
ＣＰ は、スラグ成分の固相線温度における比熱［ＭＪ／ｋｇ・ｄｅｇｒｅｅ］
ＴＬ は、スラグ成分の固相線温度［℃]
Ｗは、鋳型上端内寸の長辺長さ［ｍ］
Ｔは、鋳型上端内寸の短辺長さ［ｍ]
また、前記本体パウダーは、下記の組成を有する。
ＣａＯ：３５[ｗｔ％]以上４５[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：２５[ｗｔ％]以上３５[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：３[ｗｔ％]以上５[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：７[ｗｔ％]以上９[ｗｔ％]以下
Ｌｉ２Ｏ：０[ｗｔ％]以上２[ｗｔ％]以下
ＭｇＯ：１[ｗｔ％]以上４[ｗｔ％]以下
Ｆ ：７[ｗｔ％]以上１０[ｗｔ％]以下
Ｃ ：３[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
なお、前記フロントパウダーは、下記の組成を有する。
ＣａＯ ：２４[ｗｔ％]以上３６[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２ ：５[ｗｔ％]以上８[ｗｔ％]以下
ＣａＳｉ合金：１３[ｗｔ％]以上２８[ｗｔ％]以下
Ｆｅ２Ｏ３：２２[ｗｔ％]以上２６[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：１[ｗｔ％]以上３[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ ：５[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
また、前記フロントパウダーは、下記（１）式を満たす。
｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＰ ×ＴＬ ＋ＣＳ ）｝／（Ｗ×Ｔ）≧６０ ・・・（１）
但し、
Ｍは、フロントパウダーの投入量［ｋｇ］
ｍは、フロントパウダーのＣａＳｉ合金含有量［ｋｇ]
ａは、ＣａＳｉ合金に含まれたＳｉの重量比
ｂは、ＣａＳｉ合金に含まれたＣａの重量比
ｎは、フロントパウダーのＦｅ２Ｏ３ 含有量［ｋｇ]
ＣＳ は、スラグ成分の融解熱［ＭＪ／ｋｇ］
ＣＰ は、スラグ成分の固相線温度における比熱［ＭＪ／ｋｇ・ｄｅｇｒｅｅ］
ＴＬ は、スラグ成分の固相線温度［℃]
Ｗは、鋳型上端内寸の長辺長さ［ｍ］
Ｔは、鋳型上端内寸の短辺長さ［ｍ]
また、前記本体パウダーは、下記の組成を有する。
ＣａＯ：３５[ｗｔ％]以上４５[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：２５[ｗｔ％]以上３５[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：３[ｗｔ％]以上５[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：７[ｗｔ％]以上９[ｗｔ％]以下
Ｌｉ２Ｏ：０[ｗｔ％]以上２[ｗｔ％]以下
ＭｇＯ：１[ｗｔ％]以上４[ｗｔ％]以下
Ｆ ：７[ｗｔ％]以上１０[ｗｔ％]以下
Ｃ ：３[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
本発明では、鋳造初期に鋳型内に投入されるフロントパウダーが、発熱剤（ＣａＳｉ合金）及び酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３ ）を含むものであって、その熱量が６０[ＭＪ／ｍ２]以上であることにより、フロントパウダーを鋳型内に投入すると、発熱剤が酸化した際に発生する熱を用いてフロントパウダーが溶融し、溶鋼から奪われる熱量が少なくなる。これにより、フロントパウダーが溶鋼上で溶融する際に、溶鋼温度が低下することを抑制できることから、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固を抑制できる。
また、鋳型内のスラグ溶融層の厚みを０．００９[ｍ]以上にすることにより、スラグ溶融層で鋳型内の溶鋼表面を十分に覆うことができるので、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固を抑制できる。
さらに、鋳型内のスラグ溶融層の厚みを０．０１４[ｍ]以下とすることによって、スラグ溶融層により生成するベアの成長を抑制できる。
加えて、フロントパウダーが鋳型内に投入されると、溶鋼上にスラグ溶融層及び粉末層が形成されるが、フロントパウダー投入後、フロントパウダーが鋳型内の溶鋼表面を覆った後１５秒以内に本体パウダーを投入することにより、スラグ溶融層上の粉末層が燃焼する前に、本体パウダーでスラグ溶融層及び粉末層を覆うことができる。これにより、スラグ溶融層が表面に現れることを防止でき、スラグ溶融層からの放熱を抑止できることから、鋳造初期の鋳型内でのベアの生成及び成長を抑制できる。
また、鋳型内の本体パウダーの未溶融厚さを０．０３[ｍ]以上とすることにより、本体パウダーで鋳型内のフロントパウダーの層（スラグ溶融層及び粉末層）を完全に覆うことができる。これにより、スラグ溶融層が表面に現れることを防止でき、スラグ溶融層からの放熱を抑止できることから、鋳造初期の鋳型内でのベアの生成及び成長を抑制できる。
よって、本発明によると、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成を抑制できることから、ブレークアウトの発生を防止できる。
本発明の連続鋳造方法によると、鋳造初期に鋳型内に投入されるフロントパウダーが、発熱剤（ＣａＳｉ合金）及び酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３ ）を含むものであって、その熱量が６０[ＭＪ／ｍ２ ]以上であることにより、フロントパウダーを鋳型内に投入すると、発熱剤が酸化した際に発生する熱を用いてフロントパウダーが溶融し、溶鋼から奪われる熱量が少なくなる。これにより、フロントパウダーが溶鋼上で溶融する際に、溶鋼温度が低下することを抑制できることから、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固を抑制できる。また、鋳型内のスラグ溶融層の厚みを０．００９[ｍ]以上にすることにより、スラグ溶融層で鋳型内の溶鋼表面を十分に覆うことができるので、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固を抑制できる。さらに、鋳型内のスラグ溶融層の厚みを０．０１４[ｍ]以下とすることによって、スラグ溶融層により生成するベアの成長を抑制できる。加えて、フロントパウダーが鋳型内に投入されると、溶鋼上にスラグ溶融層及び粉末層が形成されるが、フロントパウダー投入後、フロントパウダーが鋳型内の溶鋼表面を覆った後１５秒以内に本体パウダーを投入することにより、スラグ溶融層上の粉末層が燃焼する前に、本体パウダーでスラグ溶融層及び粉末層を覆うことができる。これにより、スラグ溶融層が表面に現れることを防止でき、スラグ溶融層からの放熱を抑止できることから、鋳造初期の鋳型内でのベアの生成及び成長を抑制できる。また、鋳型内の本体パウダーの未溶融厚さを０．０３[ｍ]以上とすることにより、本体パウダーで鋳型内のフロントパウダーの層（スラグ溶融層及び粉末層）を完全に覆うことができる。これにより、スラグ溶融層が表面に現れることを防止でき、スラグ溶融層からの放熱を抑止できることから、鋳造初期の鋳型内でのベアの生成及び成長を抑制できる。よって、本発明の連続鋳造方法によると、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成を抑制できることから、ブレークアウトの発生を防止できる。
以下、本発明の好適な実施形態について、図面を参照しつつ説明する。
〔連続鋳造機１００〕
図１に示すように、連続鋳造機１００は、タンディッシュ１と、タンディッシュ１に連結して設けられた２孔式の浸漬ノズル２と、断面形状が略矩形状の鋳型３と、鋳型３の直下から鋳造経路Ｌに沿って設けられた複数のロール対４とを有する。浸漬ノズル２は、有底円筒形状であって、側部に互いに対向するように形成された一対の吐出孔２ａを有する。また、浸漬ノズル２の下部は、鋳型３内の略中央付近に配置されている。
図１に示すように、連続鋳造機１００は、タンディッシュ１と、タンディッシュ１に連結して設けられた２孔式の浸漬ノズル２と、断面形状が略矩形状の鋳型３と、鋳型３の直下から鋳造経路Ｌに沿って設けられた複数のロール対４とを有する。浸漬ノズル２は、有底円筒形状であって、側部に互いに対向するように形成された一対の吐出孔２ａを有する。また、浸漬ノズル２の下部は、鋳型３内の略中央付近に配置されている。
〔連続鋳造方法〕
連続鋳造を開始する前に、予め、鋳型３の下方にダミーバー５を設置する。そして、タンディッシュ１内に収容された溶鋼６を、浸漬ノズル２を介して鋳型３内に注入する(連続鋳造開始)。鋳型３内に所定量の溶鋼が収容されると、ダミーバー５を下流へ引き抜く。鋳型３内の溶鋼６は、冷却され、凝固シェル６ａを形成しながら、鋳造経路Ｌに沿って連続鋳造機１００の下流へ引き抜かれ、内部まで完全に凝固して鋳片となる。なお、ダミーバー５は、引き抜き距離が所定の距離に達したときに、適宜の手段により回収される。図１には、ダミーバー５を引き抜く前の状態を示している。
連続鋳造を開始する前に、予め、鋳型３の下方にダミーバー５を設置する。そして、タンディッシュ１内に収容された溶鋼６を、浸漬ノズル２を介して鋳型３内に注入する(連続鋳造開始)。鋳型３内に所定量の溶鋼が収容されると、ダミーバー５を下流へ引き抜く。鋳型３内の溶鋼６は、冷却され、凝固シェル６ａを形成しながら、鋳造経路Ｌに沿って連続鋳造機１００の下流へ引き抜かれ、内部まで完全に凝固して鋳片となる。なお、ダミーバー５は、引き抜き距離が所定の距離に達したときに、適宜の手段により回収される。図１には、ダミーバー５を引き抜く前の状態を示している。
図２に示すように、上記連続鋳造において、連続鋳造開始後、鋳型３内にフロントパウダーを投入し（Ｓ１）、その後、鋳型３内に本体パウダーを投入する（Ｓ２）。そして、ダミーバー５を下流へ引き抜き、その後、定期的に本体パウダーを鋳型３内に投入する。
図３（ａ）で鋳型３内に投入されたフロントパウダーの一部は、鋳型３内の溶鋼６上で、フロントパウダーに含まれる発熱剤が酸化した際に発生する熱及び溶鋼６の熱によって溶融する。これにより、図３（ｂ）に示すように、溶鋼６上には、スラグ溶融層７及び粉末層８が形成される。粉末層８が燃焼する前に鋳型３内に本体パウダーを投入すると、図１に示すように、溶鋼６上に、スラグ溶融層７と、粉末層８と、本体パウダーの未溶融層９とが形成される。その後、鋳型３内の全てのフロントパウダーが完全に溶融し、図３（ｃ）に示すように、溶鋼６上の層は、スラグ溶融層７と、本体パウダーの未溶融層９とになる。
ところで、連続鋳造初期は、鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が起こりやすく、溶鋼表面の凝固及び生成したベアにより、鋳型直下でブレークアウトが発生しやすい。そこで、本発明は、連続鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が原因で起こるブレークアウトの発生を防止するものであり、以下にそのブレークアウトが発生する理由を説明する。ここで、「連続鋳造初期」とは、鋳型内に溶鋼を注入した時から鋳造速度が操業上の所定の速度に達するまでである。鋳造速度は、ダミーバーを引き抜いた後に、操業上の所定の速度に達する。
〔ブレークアウトの発生〕
（溶鋼表面の凝固によるブレークアウトの発生）
連続鋳造初期には鋳型が冷えているため、鋳型の内壁面近傍では溶鋼が冷却されやすい。また、図４（ａ）に示すように、断面形状が長方形状の鋳型の長辺側の内壁面と浸漬ノズルの外壁面との距離（図４（ａ）に示す距離Ｈ）は約４０〜７０[ｍｍ]と短く、溶鋼流動が滞留することにより、浸漬ノズル近傍では溶鋼が冷却されやすい。したがって、溶鋼の表面が鋳型内壁面から浸漬ノズルの外壁面まで連続して凝固し、これが凝固シェルと繋がると、図５（ａ）に示すように、鋳片の一端が浸漬ノズルに固着する。この状態で鋳片を引き抜くと、凝固シェルに引張応力が発生し、凝固シェルの一部が破断することがある。凝固シェルが破断すると、図５（ｂ）に示すように、鋳片内部の溶鋼が凝固シェルの外側に流出し、ブレークアウトが発生する。
（溶鋼表面の凝固によるブレークアウトの発生）
連続鋳造初期には鋳型が冷えているため、鋳型の内壁面近傍では溶鋼が冷却されやすい。また、図４（ａ）に示すように、断面形状が長方形状の鋳型の長辺側の内壁面と浸漬ノズルの外壁面との距離（図４（ａ）に示す距離Ｈ）は約４０〜７０[ｍｍ]と短く、溶鋼流動が滞留することにより、浸漬ノズル近傍では溶鋼が冷却されやすい。したがって、溶鋼の表面が鋳型内壁面から浸漬ノズルの外壁面まで連続して凝固し、これが凝固シェルと繋がると、図５（ａ）に示すように、鋳片の一端が浸漬ノズルに固着する。この状態で鋳片を引き抜くと、凝固シェルに引張応力が発生し、凝固シェルの一部が破断することがある。凝固シェルが破断すると、図５（ｂ）に示すように、鋳片内部の溶鋼が凝固シェルの外側に流出し、ブレークアウトが発生する。
（ベアによるブレークアウトの発生）
連続鋳造初期は、鋳造速度を、操業上の所定の速度になるまで増加させるため、溶鋼の液面レベルが変動しやすい状態である。そのため、溶鋼表面が鋳型内壁面に固着したベアより上昇し、ベアが鋳型内壁面と凝固シェルとの間に噛み込まれることがある。ベアが噛み込まれた部位では、凝固シェルの厚みが非常に薄くなり、その部分では、凝固シェルが破断しやすい。凝固シェルが破断すると、ブレークアウトが発生する。
連続鋳造初期は、鋳造速度を、操業上の所定の速度になるまで増加させるため、溶鋼の液面レベルが変動しやすい状態である。そのため、溶鋼表面が鋳型内壁面に固着したベアより上昇し、ベアが鋳型内壁面と凝固シェルとの間に噛み込まれることがある。ベアが噛み込まれた部位では、凝固シェルの厚みが非常に薄くなり、その部分では、凝固シェルが破断しやすい。凝固シェルが破断すると、ブレークアウトが発生する。
ところで、ベアは、一般的に、溶融したスラグが冷却され凝固して形成されたものと、溶融したスラグやパウダーの焼結層が固まって形成されたもの等により構成される。したがって、スラグ溶融層７の厚みが厚くなるにつれてベアの厚みが厚くなりやすい。そして、ベアの厚みが厚いほど、その部位では、凝固シェルの厚みが薄くなり、ブレークアウトが発生しやすい。そこで、ブレークアウトが発生するベアの厚みについての評価試験を行った。
本試験では、連続鋳造開始後、鋳造初期において、複数の時間（ｔ１，ｔ２，・・・，ｔ７）が経過したときに鋳型直下でのブレークアウトの発生の有無を評価し、そのときのベアの厚みを測定した。ベアの厚みは、断面形状が長方形状の鋳型の長辺側の内壁面において、鋳型のコーナーから５０[ｍｍ]以上３５０[ｍｍ]以内の範囲内（例えば、図４（ａ）に示すＲの範囲の領域）に固着したベアの厚みから評価した。これらの結果を表１に示す。なお、「ベアの厚み」とは、図４（ｂ）に示すように、鋳型内壁面に対して垂直な方向についてのベアの最大長さである。
表１から、連続鋳造開始後、時間ｔ１，ｔ２，ｔ３，ｔ４ が経過したときは、ブレークアウトが発生しなかった。一方、連続鋳造開始後、時間ｔ５ が経過した後は、ブレークアウトが発生した。なお、ブレークアウト発生の原因となったベアの厚みは、鋳型内壁面と凝固シェルとの間に噛み込まれ下方へ沈降しているが、ブレークアウト発生時に鋳型内壁面に固着したベアの厚みと同等であると評価できる。また、鋳型内壁面に固着したベアの厚みは、鋳型の周方向位置が異なっても大きく変化しないことから、鋳型の周方向位置が異なるベアの厚みと同等であると評価できる。
表１から、ブレークアウトが発生しない場合はベアの厚みが２０[ｍｍ]以内であり、ブレークアウトが発生したときは、ベアの厚みが２４[ｍｍ]以上であった。よって、ベアの厚みを２０[ｍｍ]以内とすることにより、ブレークアウトの発生を防止できることがわかった。
次に、上述した連続鋳造方法について、図２を参照しつつ説明する。
最初に、フロントパウダーの投入（Ｓ１）について詳細に説明する。
（フロントパウダーの組成決定）
フロントパウダーの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が０．８〜１．２となるように、ＣａＯ，ＳｉＯ２ 及びＣａＳｉ合金の含有量を調整することにより、フロントパウダーの組成を下記の組成とする。フロントパウダーは、発熱剤であるＣａＳｉ合金と、発熱剤の酸化剤となるＦｅ２Ｏ３ とを含んでいる。なお、フロントパウダーに、フッ素（Ｆ）及び炭素（Ｃ）が含有されている場合は、フッ素によりフロントパウダーの粘度を調整でき、炭素によりフロントパウダーの焼結性及び滓化性を調整できる。
ＣａＯ：２４[ｗｔ％]以上３６[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：５[ｗｔ％]以上８[ｗｔ％]以下
ＣａＳｉ合金：１３[ｗｔ％]以上２８[ｗｔ％]以下
Ｆｅ２Ｏ３：２２[ｗｔ％]以上２６[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：１[ｗｔ％]以上３[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：５[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
フロントパウダーの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が０．８〜１．２となるように、ＣａＯ，ＳｉＯ２ 及びＣａＳｉ合金の含有量を調整することにより、フロントパウダーの組成を下記の組成とする。フロントパウダーは、発熱剤であるＣａＳｉ合金と、発熱剤の酸化剤となるＦｅ２Ｏ３ とを含んでいる。なお、フロントパウダーに、フッ素（Ｆ）及び炭素（Ｃ）が含有されている場合は、フッ素によりフロントパウダーの粘度を調整でき、炭素によりフロントパウダーの焼結性及び滓化性を調整できる。
ＣａＯ：２４[ｗｔ％]以上３６[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：５[ｗｔ％]以上８[ｗｔ％]以下
ＣａＳｉ合金：１３[ｗｔ％]以上２８[ｗｔ％]以下
Ｆｅ２Ｏ３：２２[ｗｔ％]以上２６[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：１[ｗｔ％]以上３[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：５[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
（フロントパウダーの熱量決定）
フロントパウダーが鋳型内に投入されると、溶鋼上でフロントパウダーが溶融する際に、フロントパウダーに含まれる発熱剤（ＣａＳｉ合金）が酸化した際に発生する熱が用いられるので、溶鋼から奪われる熱量が少なくなる。これにより、溶鋼温度の低下が抑えられる。そして、鋳型内の溶鋼表面の凝固の有無は、溶鋼表面に投入されるフロントパウダーの熱量バランスによって決まる。よって、フロントパウダーの熱量を調整することにより、溶鋼表面の凝固を抑制することが可能となる。
フロントパウダーが鋳型内に投入されると、溶鋼上でフロントパウダーが溶融する際に、フロントパウダーに含まれる発熱剤（ＣａＳｉ合金）が酸化した際に発生する熱が用いられるので、溶鋼から奪われる熱量が少なくなる。これにより、溶鋼温度の低下が抑えられる。そして、鋳型内の溶鋼表面の凝固の有無は、溶鋼表面に投入されるフロントパウダーの熱量バランスによって決まる。よって、フロントパウダーの熱量を調整することにより、溶鋼表面の凝固を抑制することが可能となる。
そこで、フロントパウダーが溶融するときに溶鋼から奪う熱量を少なくするためには、フロントパウダーの熱量を６０[ＭＪ／ｍ２]以上とする。フロントパウダーの熱量が６０[ＭＪ／ｍ２ ]以上である場合は、フロントパウダーの発熱により溶鋼から奪う熱量を低減できることから、溶鋼温度の低下を抑制できる。これにより、溶鋼表面の凝固を抑制できる。
ここで、フロントパウダーの熱量は、下記の式（Ａ）により表される。
フロントパウダーの熱量［ＭＪ／ｍ２］
＝（発熱剤の発熱量−酸化剤の吸熱量−スラグ成分が固相線温度に上昇するための 熱量−スラグ成分の融解熱）／鋳型上端の内寸断面積 ・・・（Ａ）
上記式（Ａ）の右辺について説明する。
フロントパウダーの熱量［ＭＪ／ｍ２］
＝（発熱剤の発熱量−酸化剤の吸熱量−スラグ成分が固相線温度に上昇するための 熱量−スラグ成分の融解熱）／鋳型上端の内寸断面積 ・・・（Ａ）
上記式（Ａ）の右辺について説明する。
<発熱剤の発熱量>
フロントパウダーの発熱剤（発熱成分）は、ＣａＳｉ合金であるので、発熱剤（ＣａＳｉ合金）の発熱量は、下記の式（ｉ）により求められる。
発熱剤の発熱量［ＭＪ］
＝発熱剤重量×（Ｓｉ単位重量当りの発熱量×発熱剤中に含まれたＳｉの重量比＋ Ｃａ単位重量当りの発熱量×発熱剤に含まれたＣａの重量比）
＝ｍ×（３２．３×ａ／（ａ＋ｂ）＋１６．０×ｂ／（ａ＋ｂ））
＝ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）・・・（ｉ）
但し、ｍは、フロントパウダーのＣａＳｉ合金含有量［ｋｇ]
ａは、ＣａＳｉ合金に含まれたＳｉの重量比
ｂは、ＣａＳｉ合金に含まれたＣａの重量比
である。
また、式（ｉ）において、Ｓｉの単位重量当りの発熱量及びＣａの単位重量当りの発熱量として、下記の発熱量の値を用いている（出典: E.T.Turkdogan、「Physical chemistry of hightemperature technology」、１９８０年 ）。
Ｓｉの単位重量当りの発熱量：
２１６５００[ｃａｌ／ｍｏｌ］
＝９０７１３５［Ｊ／ｇ］
＝３２．３［ＭＪ／ｋｇ]
Ｃａの単位重量当りの発熱量：
１５３００[ｃａｌ／ｍｏｌ]
＝６４１０７０[Ｊ／ｇ]
＝１６．０[ＭＪ／ｋｇ]
フロントパウダーの発熱剤（発熱成分）は、ＣａＳｉ合金であるので、発熱剤（ＣａＳｉ合金）の発熱量は、下記の式（ｉ）により求められる。
発熱剤の発熱量［ＭＪ］
＝発熱剤重量×（Ｓｉ単位重量当りの発熱量×発熱剤中に含まれたＳｉの重量比＋ Ｃａ単位重量当りの発熱量×発熱剤に含まれたＣａの重量比）
＝ｍ×（３２．３×ａ／（ａ＋ｂ）＋１６．０×ｂ／（ａ＋ｂ））
＝ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）・・・（ｉ）
但し、ｍは、フロントパウダーのＣａＳｉ合金含有量［ｋｇ]
ａは、ＣａＳｉ合金に含まれたＳｉの重量比
ｂは、ＣａＳｉ合金に含まれたＣａの重量比
である。
また、式（ｉ）において、Ｓｉの単位重量当りの発熱量及びＣａの単位重量当りの発熱量として、下記の発熱量の値を用いている（出典: E.T.Turkdogan、「Physical chemistry of hightemperature technology」、１９８０年 ）。
Ｓｉの単位重量当りの発熱量：
２１６５００[ｃａｌ／ｍｏｌ］
＝９０７１３５［Ｊ／ｇ］
＝３２．３［ＭＪ／ｋｇ]
Ｃａの単位重量当りの発熱量：
１５３００[ｃａｌ／ｍｏｌ]
＝６４１０７０[Ｊ／ｇ]
＝１６．０[ＭＪ／ｋｇ]
<酸化剤の吸熱量>
発熱剤（ＣａＳｉ合金）を酸化する酸化剤は、フロントパウダーに含まれるＦｅ２Ｏ３であるので、酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３）の吸熱量は、下記の式（ｉｉ）により求められる。
酸化剤の吸熱量［ＭＪ］
＝Ｆｅ２Ｏ３ 単位重量当りの吸熱量×ｎ
＝５．２×ｎ ・・・（ｉｉ）
但し、ｎは、フロントパウダーのＦｅ２Ｏ３含有量［ｋｇ]である。
また、式（ｉｉ）において、Ｆｅの単位重量当りの発熱量として、下記の発熱量の値を用いている（出典: 金属学会編「講座：現代の金属学 冶金物理化学」、１９８２年）。
Ｆｅの単位重量当りの発熱量：５．２[ＭＪ／ｋｇ]
発熱剤（ＣａＳｉ合金）を酸化する酸化剤は、フロントパウダーに含まれるＦｅ２Ｏ３であるので、酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３）の吸熱量は、下記の式（ｉｉ）により求められる。
酸化剤の吸熱量［ＭＪ］
＝Ｆｅ２Ｏ３ 単位重量当りの吸熱量×ｎ
＝５．２×ｎ ・・・（ｉｉ）
但し、ｎは、フロントパウダーのＦｅ２Ｏ３含有量［ｋｇ]である。
また、式（ｉｉ）において、Ｆｅの単位重量当りの発熱量として、下記の発熱量の値を用いている（出典: 金属学会編「講座：現代の金属学 冶金物理化学」、１９８２年）。
Ｆｅの単位重量当りの発熱量：５．２[ＭＪ／ｋｇ]
<スラグ成分が固相線温度に上昇するための熱量>
スラグ成分が固相線温度（ＴＬ ）まで上昇するための熱量［ＭＪ］は、下記の式（ｉｉｉ）により求められる。ここで、スラグ成分とは、フロントパウダーを構成する成分のうち発熱剤（ＣａＳｉ合金）及び酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３）を除いた成分である。
スラグ成分が固相線温度（ＴＬ ）に上昇するための熱量［ＭＪ］
＝スラグ成分重量×スラグ成分比熱×上昇温度
＝（Ｍ−ｍ−ｎ）×ＣＰ ×ＴＬ ・・・（ｉｉｉ）
但し、ＣＰ は、スラグ成分の固相線温度における比熱［ＭＪ／ｋｇ・ｄｅｇｒｅｅ］
ＴＬ は、スラグ成分の固相線温度［℃]
である。
スラグ成分が固相線温度（ＴＬ ）まで上昇するための熱量［ＭＪ］は、下記の式（ｉｉｉ）により求められる。ここで、スラグ成分とは、フロントパウダーを構成する成分のうち発熱剤（ＣａＳｉ合金）及び酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３）を除いた成分である。
スラグ成分が固相線温度（ＴＬ ）に上昇するための熱量［ＭＪ］
＝スラグ成分重量×スラグ成分比熱×上昇温度
＝（Ｍ−ｍ−ｎ）×ＣＰ ×ＴＬ ・・・（ｉｉｉ）
但し、ＣＰ は、スラグ成分の固相線温度における比熱［ＭＪ／ｋｇ・ｄｅｇｒｅｅ］
ＴＬ は、スラグ成分の固相線温度［℃]
である。
<スラグ成分の融解熱>
スラグ成分の融解熱は、下記の式（ｉｖ）により求められる。
スラグ成分の融解熱［ＭＪ］
＝スラグ成分重量×融解熱
＝（Ｍ−ｍ−ｎ）×ＣＳ ・・・（ｉｖ）
但し、ＣＳ は、スラグ成分の融解熱［ＭＪ／ｋｇ］である。
スラグ成分の融解熱は、下記の式（ｉｖ）により求められる。
スラグ成分の融解熱［ＭＪ］
＝スラグ成分重量×融解熱
＝（Ｍ−ｍ−ｎ）×ＣＳ ・・・（ｉｖ）
但し、ＣＳ は、スラグ成分の融解熱［ＭＪ／ｋｇ］である。
<鋳型上端の内寸断面積>
鋳型上端の内寸断面積［ｍ２]
＝鋳型上端の内寸の長辺長さ×鋳型上端の内寸の短辺長さ
＝Ｗ×Ｔ ・・・（ｖ）
但し、Ｗは、鋳型上端の内寸の長辺長さ［ｍ］
Ｔは、鋳型上端の内寸の短辺長さ［ｍ]
である。
鋳型上端の内寸断面積［ｍ２]
＝鋳型上端の内寸の長辺長さ×鋳型上端の内寸の短辺長さ
＝Ｗ×Ｔ ・・・（ｖ）
但し、Ｗは、鋳型上端の内寸の長辺長さ［ｍ］
Ｔは、鋳型上端の内寸の短辺長さ［ｍ]
である。
式（Ａ）及び式（ｉ）〜（ｖ）から、フロントパウダーの熱量は、下記の式（ａ）により表される。
フロントパウダーの熱量［ＭＪ／ｍ２］
＝｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×ＣＰ ×ＴＬ −（Ｍ−ｍ−ｎ）×ＣＳ ｝／（Ｗ×Ｔ）
＝｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＳ ＋ＣＰ ×ＴＬ ）｝／（Ｗ×Ｔ） ・・・（ａ）
フロントパウダーの熱量［ＭＪ／ｍ２］
＝｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×ＣＰ ×ＴＬ −（Ｍ−ｍ−ｎ）×ＣＳ ｝／（Ｗ×Ｔ）
＝｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＳ ＋ＣＰ ×ＴＬ ）｝／（Ｗ×Ｔ） ・・・（ａ）
したがって、上記の式（ａ）によって求められるフロントパウダーの熱量が６０[ＭＪ／ｍ２ ]以上となるようにフロントパウダーの投入量及び組成等を調整する（式（１））。
｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＰ ×ＴＬ ＋ＣＳ ）｝／（Ｗ×Ｔ）≧６０[ＭＪ／ｍ２ ] ・・・（１）
｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＰ ×ＴＬ ＋ＣＳ ）｝／（Ｗ×Ｔ）≧６０[ＭＪ／ｍ２ ] ・・・（１）
（スラグ溶融層の厚み）
上述したように、鋳型３内に投入されたフロントパウダーはスラグ溶融層７と粉末層８となるが（図３（ｂ）参照）、本体パウダー９が投入されてからダミーバーの引き抜き開始までに、フロントパウダーは完全に溶融し、鋳型３内の全てのフロントパウダーがスラグ溶融層７となる（図３（ｃ）参照）。鋳型３内の全てのフロントパウダーが溶融して形成されるスラグ溶融層７の厚み（図３（ｃ）に示すスラグ溶融層７の厚みＴ１ ）は、下記の式（ｂ）によって表される。
スラグ溶融層の厚み［ｍ］
＝（Ｍ−ｎ）／（Ｗ×Ｔ×ρ１） ・・・（ｂ）
但し、ρ１ は、溶融時の密度［ｋｇ／ｍ３ ］である。
上述したように、鋳型３内に投入されたフロントパウダーはスラグ溶融層７と粉末層８となるが（図３（ｂ）参照）、本体パウダー９が投入されてからダミーバーの引き抜き開始までに、フロントパウダーは完全に溶融し、鋳型３内の全てのフロントパウダーがスラグ溶融層７となる（図３（ｃ）参照）。鋳型３内の全てのフロントパウダーが溶融して形成されるスラグ溶融層７の厚み（図３（ｃ）に示すスラグ溶融層７の厚みＴ１ ）は、下記の式（ｂ）によって表される。
スラグ溶融層の厚み［ｍ］
＝（Ｍ−ｎ）／（Ｗ×Ｔ×ρ１） ・・・（ｂ）
但し、ρ１ は、溶融時の密度［ｋｇ／ｍ３ ］である。
鋳型３内の溶鋼６の表面がスラグ溶融層７で覆われることにより、溶鋼６の表面の凝固が抑制される。そこで、鋳型３内の溶鋼６の表面を十分に覆うことができるように、スラグ溶融層７の厚み（図３（ｃ）に示すスラグ溶融層７の厚みＴ１ ）を０．００９[ｍ]以上とする。
その一方で、ブレークアウトの発生の原因となるベアは、溶融したスラグが固まって形成されることから、スラグ溶融層７の厚みが厚くなるにつれて、ベアの厚みが厚くなる。上述した評価試験から、ブレークアウトが発生しない場合は、ベアの厚みが２０[ｍｍ]以内であることがわかっている。そこで、ベアの厚みを２０[ｍｍ]以内とするために、スラグ溶融層７の厚み（図３（ｃ）に示すスラグ溶融層７の厚みＴ１ ）を０．０１４[ｍ]以下とする。
よって、上記の式（ｂ）によって求められるスラグ溶融層の厚みが０．００９[ｍ]以上０．０１４[ｍ]以内となるようにフロントパウダーの投入量及び酸化剤の含有量等を調整する（式（２））。
０．００９[ｍ]≦（Ｍ−ｎ）／（Ｗ×Ｔ×ρ１）≦ ０．０１４[ｍ] ・・・（２）
０．００９[ｍ]≦（Ｍ−ｎ）／（Ｗ×Ｔ×ρ１）≦ ０．０１４[ｍ] ・・・（２）
（フロントパウダーの投入時期）
フロントパウダーが鋳型３内の溶鋼６中に巻き込まれないようにするために、フロントパウダーの投入時期を、図３（ａ）に示すように、連続鋳造開始後、鋳型３内の溶鋼６の表面が浸漬ノズル２の吐出孔２ａの上端を超えた時点とする。なお、鋳型３内の溶鋼６の表面が浸漬ノズル２の吐出孔２ａまで達していないときにフロントパウダーを投入した場合、フロントパウダーが、吐出孔２ａから吐出される溶鋼流に直接接触し、溶鋼６中に巻き込まれることによってパウダー性の欠陥が生じるおそれがある。フロントパウダーの投入は、一定量のフロントパウダーを一度に鋳型３内に投入することにより行う。フロントパウダー投入後は、金属棒等を用いてフロントパウダーを鋳型３内に均一に分散する。
フロントパウダーが鋳型３内の溶鋼６中に巻き込まれないようにするために、フロントパウダーの投入時期を、図３（ａ）に示すように、連続鋳造開始後、鋳型３内の溶鋼６の表面が浸漬ノズル２の吐出孔２ａの上端を超えた時点とする。なお、鋳型３内の溶鋼６の表面が浸漬ノズル２の吐出孔２ａまで達していないときにフロントパウダーを投入した場合、フロントパウダーが、吐出孔２ａから吐出される溶鋼流に直接接触し、溶鋼６中に巻き込まれることによってパウダー性の欠陥が生じるおそれがある。フロントパウダーの投入は、一定量のフロントパウダーを一度に鋳型３内に投入することにより行う。フロントパウダー投入後は、金属棒等を用いてフロントパウダーを鋳型３内に均一に分散する。
次に、図２に示す本体パウダーの投入（Ｓ２）について詳細に説明する。
（本体パウダーの組成決定）
本体パウダーの塩基度が約１．０〜１．８となるように、発熱成分を含まない下記の組成とする。
ＣａＯ：３５[ｗｔ％]以上４５[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：２５[ｗｔ％]以上３５[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：３[ｗｔ％]以上５[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：７[ｗｔ％]以上９[ｗｔ％]以下
Ｌｉ２Ｏ：０[ｗｔ％]以上２[ｗｔ％]以下
ＭｇＯ：１[ｗｔ％]以上４[ｗｔ％]以下
Ｆ ：７[ｗｔ％]以上１０[ｗｔ％]以下
Ｃ（Ｔｏｔａｌ Ｃａｒｂｏｎ）：３[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
本体パウダーの塩基度が約１．０〜１．８となるように、発熱成分を含まない下記の組成とする。
ＣａＯ：３５[ｗｔ％]以上４５[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：２５[ｗｔ％]以上３５[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：３[ｗｔ％]以上５[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：７[ｗｔ％]以上９[ｗｔ％]以下
Ｌｉ２Ｏ：０[ｗｔ％]以上２[ｗｔ％]以下
ＭｇＯ：１[ｗｔ％]以上４[ｗｔ％]以下
Ｆ ：７[ｗｔ％]以上１０[ｗｔ％]以下
Ｃ（Ｔｏｔａｌ Ｃａｒｂｏｎ）：３[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
（鋳型内の本体パウダーの厚み）
本体パウダーの未溶融層９の厚みは、下記の式（ｃ）により求められる。
本体パウダーの厚み
＝Ｌ／（Ｗ×Ｔ×ρ２ ） ・・・（ｃ）
但し、Ｌは、本体パウダー投入量［ｋｇ］
ρ2は、本体パウダー（未溶融本体パウダー）のかさ密度［ｋｇ／ｍ３］である。
本体パウダーの未溶融層９の厚みは、下記の式（ｃ）により求められる。
本体パウダーの厚み
＝Ｌ／（Ｗ×Ｔ×ρ２ ） ・・・（ｃ）
但し、Ｌは、本体パウダー投入量［ｋｇ］
ρ2は、本体パウダー（未溶融本体パウダー）のかさ密度［ｋｇ／ｍ３］である。
本体パウダーにより鋳型３内のスラグ溶融層７及び粉末層８を完全に覆うためには、鋳型３内の本体パウダーの未溶融層９の厚み（図３（ｃ）に示す未溶融層９の厚みＴ２ ）が０．０３[ｍ]以上となるように、本体パウダーを鋳型３内に投入する。スラグ溶融層７及び粉末層８が本体パウダーにより完全に覆われない場合、粉末層８の燃焼が進みスラグ溶融層７が表面に現れるので、その部分では、放熱量が大きい。特に、鋳型コーナー付近では、冷却されやすいためベアが成長しやすい。
よって、上記の式（ｃ）によって求められる本体パウダーの未溶融層９の厚みが０．０３[ｍ]以上となるように調整する（式（３））。
Ｌ／（Ｗ×Ｔ×ρ２ ）≧０．０３[ｍ]・・・（３）
Ｌ／（Ｗ×Ｔ×ρ２ ）≧０．０３[ｍ]・・・（３）
（本体パウダーの投入時期決定）
図３（ｂ）に示すように、鋳型３内にフロントパウダーを投入すると、鋳型３内の溶鋼６上にスラグ溶融層７と粉末層８とが形成される。粉末層８の燃焼が進んで、スラグ溶融層７が表面に現れる前に、本体パウダーによりスラグ溶融層７及び粉末層８を覆うために、フロントパウダー投入後、フロントパウダーが溶鋼６の表面を覆った後、１５秒以内に本体パウダーを鋳型３内に投入する。なお、本体パウダーを投入する前に、スラグ溶融層７の一部が表面に現れた場合、その部分からの放熱量が大きくなり、スラグ溶融層７が冷却されやすくなる。これにより、ベアが生成されやすくなり、また、ベアが成長しやすい。
図３（ｂ）に示すように、鋳型３内にフロントパウダーを投入すると、鋳型３内の溶鋼６上にスラグ溶融層７と粉末層８とが形成される。粉末層８の燃焼が進んで、スラグ溶融層７が表面に現れる前に、本体パウダーによりスラグ溶融層７及び粉末層８を覆うために、フロントパウダー投入後、フロントパウダーが溶鋼６の表面を覆った後、１５秒以内に本体パウダーを鋳型３内に投入する。なお、本体パウダーを投入する前に、スラグ溶融層７の一部が表面に現れた場合、その部分からの放熱量が大きくなり、スラグ溶融層７が冷却されやすくなる。これにより、ベアが生成されやすくなり、また、ベアが成長しやすい。
以上に述べたように、本実施形態の連続鋳造方法によると、鋳造初期に鋳型３内に投入されるフロントパウダーが、発熱剤（ＣａＳｉ合金）及び酸化剤（Ｆｅ２Ｏ３）を含むものであって、その熱量が６０[ＭＪ／ｍ２]以上であることにより、フロントパウダーを鋳型３内に投入すると、発熱剤が酸化した際に発生する熱を用いてフロントパウダーが溶融し、溶鋼６から奪われる熱量が少なくなる。これにより、フロントパウダーが溶鋼６上で溶融する際に、溶鋼６の温度が低下することを抑制できることから、鋳造初期の鋳型３内での溶鋼６の表面の凝固を抑制できる。
また、鋳型３内のスラグ溶融層７の厚みを０．００９[ｍ]以上とすることにより、鋳型３内の溶鋼６の表面をスラグ溶融層７により十分に覆うことができるので、鋳造初期の鋳型３内での溶鋼６の表面の凝固を抑制できる。
さらに、鋳型３内のスラグ溶融層７の厚みを０．０１４[ｍ]以下にすることによって、スラグ溶融層７により生成するベアの生成及び成長を抑制できる。
加えて、フロントパウダーが鋳型３内に投入されると、溶鋼６上にスラグ溶融層７及び粉末層８が形成されるが、フロントパウダー投入後、フロントパウダーが鋳型３内の溶鋼６の表面を覆った後１５秒以内に本体パウダーを投入することにより、スラグ溶融層７上の粉末層８が燃焼する前に、本体パウダーでスラグ溶融層７及び粉末層８を覆うことができる。これにより、スラグ溶融層７が表面に現れることを防止でき、スラグ溶融層７からの放熱を抑止できることから、鋳造初期の鋳型３内でのベアの生成及び成長を抑制できる。
そして、鋳型３内の本体パウダーの未溶融層９の厚さを０．０３[ｍ]以上とすることにより、本体パウダーで鋳型３内のフロントパウダーの層（スラグ溶融層７及び粉末層８）を完全に覆うことができる。これにより、スラグ溶融層７が表面に現れることを防止でき、スラグ溶融層７からの放熱を抑止できることから、鋳造初期の鋳型３内でのベアの生成及び成長を抑制できる。
よって、本実施形態の連続鋳造方法によると、鋳造初期の鋳型３内での溶鋼６の表面の凝固及びベアの生成を抑制できることから、ブレークアウトの発生を防止できる。
次に、本発明の実施例及び比較例を説明する。
（実施例１〜２１，比較例１〜１４）
鋳型内に投入されるフロントパウダーの条件及びフロントパウダー投入後、鋳型内に最初に投入される本体パウダーの条件を変えたときの鋳型内の溶鋼表面の凝固の有無及びベアの厚みを調べた。
鋳型内に投入されるフロントパウダーの条件及びフロントパウダー投入後、鋳型内に最初に投入される本体パウダーの条件を変えたときの鋳型内の溶鋼表面の凝固の有無及びベアの厚みを調べた。
本実施例１〜２１及び比較例３，５〜７，１２〜１４では、鋳造開始後、鋳型内の溶鋼表面が浸漬ノズルの吐出孔の上端を超えた時点で、フロントパウダーを鋳型内に投入し、その後、ダミーバーを引き抜く前に本体パウダーを鋳型内に投入した。また、比較例１，２，４，８〜１１では、鋳造開始後、鋳型内の溶鋼表面が浸漬ノズルの吐出孔の上端を超えた時点で、フロントパウダーを鋳型内に投入し、その後、ダミーバーを引き抜く前に本体パウダーを投入せず、ダミーバーを引き抜いた後（フロントパウダーを投入してから６０秒経過後）に本体パウダーを投入した。また、本実施例及び比較例では、図１に示した連続鋳造機と同様な構成の連続鋳造機を用いた。
表２には実施例１〜２１及び比較例１〜１４の鋳造条件を示し、表３には表２に示すフロントパウダー及び本体パウダーの組成を示している。
ここで、表２に示す「立ち上げ加速度」とは、鋳造開始から鋳造速度が操業上の所定の速度になるまでの加速度（鋳造初期の加速度）である。また、表２に示す鋳型の「長辺長さ」及び「短辺長さ」とは、鋳型上端の内寸の長辺長さ及び短辺長さである。さらに、表２に示す「フロントパウダー投入後本体パウダー投入までの時間」とは、フロントパウダー投入後、鋳型内に投入されたフロントパウダーが溶鋼表面を覆ってから本体パウダーを投入するまでの時間である。また、比較例１，２，４，８〜１１では、ダミーバーを引き抜く前に本体パウダーを投入していないため、表２の「ダミーバー引き抜き前に投入する本体パウダー」における「フロントパウダー投入後本体パウダー投入までの時間」の欄を「−」と示している。
また、表３に示す本体パウダーの「嵩密度ρ２」は、内径３２[ｍｍ]及び高さ１０５[ｍｍ]のプラスチック製容器に本体パウダーを充填し、その重量からプラスチック製容器の重量を差し引いたものを容器体積で除することにより求めた。さらに、表３に示す「Ｔ．Ｃ．濃度」は、Ｔｏｔａｌ Ｃａｒｂｏｎ の濃度である。
実施例１〜２１及び比較例１〜１４の評価結果を表２に示す。表２では、評価結果として、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固の有無及びベアの厚みを示している。溶鋼表面が凝固せず且つベアの厚みが２０[ｍｍ]以下である場合は、ブレークアウトの発生を防止できるとして総合評価を「○」とした。一方、ベアの厚みが２０[ｍｍ]を超えなかったが溶鋼表面が凝固した場合と、溶鋼表面が凝固しなかったがベアの厚みが２０[ｍｍ]を超えた場合と、溶鋼表面が凝固し且つベアの厚みが２０[ｍｍ]を超えた場合とのいずれかのときは、ブレークアウトが発生するおそれがあるとして総合評価を「×」とした。
また、表２に示す評価結果を下記の方法により測定した。
<「溶鋼表面の凝固」の確認方法>
フロントパウダーを鋳型内に投入し、ダミーバー引き抜き開始直後に、鋳型内における、鋳型内壁面近傍と、浸漬ノズル近傍とを直径約５ｍｍの金属棒で探ることにより、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固の有無を確認した。
<「ベアの厚み」の測定方法>
フロントパウダーを鋳型内に投入し、鋳片の引き抜き長さが３．０[ｍ]に達したときに、鋳型内の溶鋼面を下げ、鋳型内壁面に固着したベアの厚みを測定した。
<「溶鋼表面の凝固」の確認方法>
フロントパウダーを鋳型内に投入し、ダミーバー引き抜き開始直後に、鋳型内における、鋳型内壁面近傍と、浸漬ノズル近傍とを直径約５ｍｍの金属棒で探ることにより、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固の有無を確認した。
<「ベアの厚み」の測定方法>
フロントパウダーを鋳型内に投入し、鋳片の引き抜き長さが３．０[ｍ]に達したときに、鋳型内の溶鋼面を下げ、鋳型内壁面に固着したベアの厚みを測定した。
表１から、実施例１〜２１では、ベアの厚みが２０[ｍｍ]以内であり、鋳造初期に鋳型内の溶鋼表面が凝固しなかった。
一方、比較例１，２，４，８〜１１では、フロントパウダー投入後、フロントパウダーが鋳型内の溶鋼表面を覆った後１５秒以内に本体パウダーを鋳型内に投入しなかったため、ベアの厚みが２０[ｍｍ]を超えたと考えられる。また、比較例８〜１１では、スラグ溶融層の厚みが厚かったことから、ベアが成長したと考えられる。
比較例３，５〜７では、鋳型内での本体パウダーの未溶融層がスラグ溶融層の表面を完全に覆うことができない厚みであったため、ベアの厚みが２０[ｍｍ]を超えたと考えられる。
また、比較例１２〜１４では、フロントパウダーの熱量が小さかったため、鋳造初期に鋳型内の溶鋼表面が凝固したと考えられる。さらに、比較例１３，１４では、スラグ溶融層が溶鋼表面を十分に覆うことができない厚みであったため、溶鋼表面が凝固したと考えられる。
以上、本発明の好適な実施の形態について説明したが、本発明は上述の実施形態及び実施例に限られるものではなく、特許請求の範囲に記載した限りにおいて様々な変更が可能なものである。
例えば、上述の実施形態では、２孔式の浸漬ノズルを有する連続鋳造機を用いて行う連続鋳造方法について説明したが、浸漬ノズルの構成は、２孔式のものに限られず、変更可能なものである。
また、本発明の連続鋳造方法は、鋳片の形状及び鋼種に制限されず、スラブ、ブルーム及びビレットの全ての鋳造に適用可能なものである。また、本実施形態では、鋳型の断面形状が、長方形である場合について説明したが、四角形でもよい。
さらに、本実施例では、フロントパウダーにフッ素（Ｆ）及び炭素（Ｃ）が含まれているが、フロントパウダーにフッ素（Ｆ）及び炭素（Ｃ）が含まれていなくてもよい。
本発明を利用すれば、鋳造初期の鋳型内での溶鋼表面の凝固及びベアの生成が原因で発生するブレークアウトを防ぐことができる。
１ タンディッシュ
２ 浸漬ノズル
２ａ 吐出孔
３ 鋳型
５ ダミーバー
６ 溶鋼
７ スラグ溶融層
８ 粉末層
９ 未溶融層
１００ 連続鋳造機
２ 浸漬ノズル
２ａ 吐出孔
３ 鋳型
５ ダミーバー
６ 溶鋼
７ スラグ溶融層
８ 粉末層
９ 未溶融層
１００ 連続鋳造機
Claims (1)
- 連続鋳造において、ダミーバーをセットした矩形状の鋳型内に浸漬ノズルを介して溶鋼を注入し、鋳型内の溶鋼の表面が前記浸漬ノズルに形成された吐出孔の上端を越えた時点で、フロントパウダーを鋳型内の溶鋼上へ投入し、
前記フロントパウダーによる鋳型内のスラグ溶融層の厚みを０．００９[ｍ]以上０．０１４[ｍ]以下とし、
鋳型内に投入された前記フロントパウダーが溶鋼表面を覆った後１５秒以内に、鋳型内の本体パウダーの未溶融厚さが０．０３[ｍ]以上となるように、前記本体パウダーを鋳型内に投入することを特徴とする鋳造初期のスラグベアと溶鋼表面の凝固を抑制する連続鋳造方法。
なお、前記フロントパウダーは、下記の組成を有する。
ＣａＯ ：２４[ｗｔ％]以上３６[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２ ：５[ｗｔ％]以上８[ｗｔ％]以下
ＣａＳｉ合金：１３[ｗｔ％]以上２８[ｗｔ％]以下
Ｆｅ２Ｏ３：２２[ｗｔ％]以上２６[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：１[ｗｔ％]以上３[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ ：５[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
また、前記フロントパウダーは、下記（１）式を満たす。
｛ｍ×（３２．３×ａ＋１６．０×ｂ）／（ａ＋ｂ）−５．２×ｎ−（Ｍ−ｍ− ｎ）×（ＣＰ ×ＴＬ ＋ＣＳ ）｝／（Ｗ×Ｔ）≧６０ ・・・（１）
但し、
Ｍは、フロントパウダーの投入量［ｋｇ］
ｍは、フロントパウダーのＣａＳｉ合金含有量［ｋｇ]
ａは、ＣａＳｉ合金に含まれたＳｉの重量比
ｂは、ＣａＳｉ合金に含まれたＣａの重量比
ｎは、フロントパウダーのＦｅ２Ｏ３ 含有量［ｋｇ]
ＣＳ は、スラグ成分の融解熱［ＭＪ／ｋｇ］
ＣＰ は、スラグ成分の固相線温度における比熱［ＭＪ／ｋｇ・ｄｅｇｒｅｅ］
ＴＬ は、スラグ成分の固相線温度［℃]
Ｗは、鋳型上端内寸の長辺長さ［ｍ］
Ｔは、鋳型上端内寸の短辺長さ［ｍ]
また、前記本体パウダーは、下記の組成を有する。
ＣａＯ：３５[ｗｔ％]以上４５[ｗｔ％]以下
ＳｉＯ２：２５[ｗｔ％]以上３５[ｗｔ％]以下
Ａｌ２Ｏ３：３[ｗｔ％]以上５[ｗｔ％]以下
Ｎａ２Ｏ：７[ｗｔ％]以上９[ｗｔ％]以下
Ｌｉ２Ｏ：０[ｗｔ％]以上２[ｗｔ％]以下
ＭｇＯ：１[ｗｔ％]以上４[ｗｔ％]以下
Ｆ ：７[ｗｔ％]以上１０[ｗｔ％]以下
Ｃ ：３[ｗｔ％]以上７[ｗｔ％]以下
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2011049507A JP5589229B2 (ja) | 2011-03-07 | 2011-03-07 | 鋳造初期のスラグベアと溶鋼表面の凝固を抑制する連続鋳造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP2011049507A JP5589229B2 (ja) | 2011-03-07 | 2011-03-07 | 鋳造初期のスラグベアと溶鋼表面の凝固を抑制する連続鋳造方法 |
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