JP2017024079A

JP2017024079A - 鋼の連続鋳造方法

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Publication number: JP2017024079A
Application number: JP2016143910A
Authority: JP
Inventors: 則親荒牧; Norichika Aramaki; 孝平古米; Kohei Furumai; 直道岩田; Naomichi Iwata; 正敏石割; Masatoshi Ishiwari; 三木　祐司; Yuji Miki; 祐司三木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2015-07-22
Filing date: 2016-07-22
Publication date: 2017-02-02
Anticipated expiration: 2036-07-22
Also published as: JP6365604B2

Abstract

【課題】凝固初期の凝固シェルの不均一冷却による表面割れを防止すると同時に、鋳片の厚み中心部に発生する中心偏析を効果的に抑制する。【解決手段】鋳型内壁面の少なくともメニスカスを含む領域に、鋳型銅板とは異なる熱伝導率の金属が充填された複数個の異熱伝導金属充填部を有し、且つ、異熱伝導金属充填部が配置された領域における異熱伝導金属充填部の面積率が１０％以上８０％以下である鋳型５を用いた連続鋳造方法であって、未凝固層１２を有する鋳片１０の厚みを、鋳型出口での厚みに対して０ｍｍ超え２０ｍｍ以下の総バルジング量で拡大させ、その後、軽圧下帯１４で、鋳片中心部の固相率が少なくとも０．２の時点から０．９になる時点まで、圧下速度と鋳造速度との積が０．１０〜１．０ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ２となる圧下力で、総バルジング量と同等またはそれよりも小さい圧下総量で鋳片長辺面を圧下する。【選択図】図１

Description

本発明は、鋳型内での凝固シェルの不均一冷却に起因する鋳片表面割れを抑制すると同時に、鋳片の厚み中心部に生成される成分偏析つまり中心偏析を抑制する鋼の連続鋳造方法に関する。

鋼の連続鋳造では、鋳型内に注入された溶鋼は水冷式鋳型によって冷却され、鋳型との接触面で溶鋼が凝固して凝固層（「凝固シェル」という）が生成される。この凝固シェルを外殻とし、内部を未凝固層とする鋳片は、鋳型下流側に設置された水スプレーや気水スプレーによって冷却されながら鋳型下方に連続的に引き抜かれる。鋳片は、水スプレーや気水スプレーによる冷却によって中心部まで凝固し、その後、ガス切断機などによって切断されて、所定長さの鋳片が製造されている。

鋳型内における冷却が不均一になると、凝固シェルの厚みが鋳片の鋳造方向及び鋳型幅方向で不均一になり、その結果、凝固シェルの表面は平滑にならない。凝固シェルには、凝固シェル自体の収縮や変形に起因する応力が作用し、特に、凝固の初期段階で凝固シェル厚みが不均一になると、当該応力が凝固シェルの薄肉部に集中し、この応力によって凝固シェルの表面に微細な縦割れが発生する。この微細な縦割れは、鋳片が完全に凝固した後も残存し、鋳片表面の縦割れとなる。微細な縦割れの一部は、その後の熱応力や連続鋳造機のロールによる曲げ応力及び矯正応力などの外力によって拡大し、大きな縦割れとなる。鋳片に存在する縦割れは、次工程の圧延工程で表面欠陥になることから、鋳造後の鋳片の段階において、鋳片の表面を手入れして表面割れを除去することが必要となる。

また、鋳型は鋳造方向に振動（「オシレーション」ともいう）しており、この鋳型振動によって凝固シェルの上端部は溶鋼側に曲げられ、曲げられた凝固シェルと鋳型内壁面との空隙に溶鋼が溢流することで、凝固シェルに、溶鋼側に張り出した形状の「爪状突起」が形成される。凝固シェルの表面が平滑でない場合は、曲げられた凝固シェルと鋳型内壁面とで形成する空隙が拡大して、凝固シェルの爪状突起が拡大する。溶鋼側に張り出した爪状突起が拡大することによって、メニスカス（鋳型内溶鋼湯面）において、溶鋼中を浮上する非金属介在物や気泡が爪状突起に捕捉され、捕捉された非金属介在物や気泡は、熱間圧延後の鋼板または冷間圧延後の鋼板で表面疵や膨れなどの表面欠陥の原因となる。

鋳片の縦割れに起因する鋼板の表面欠陥、及び、爪状突起に捕捉された非金属介在物、気泡に起因する鋼板の表面欠陥の発生傾向は、連続鋳造機における鋳造速度（「鋳片引き抜き速度」ともいう）の増加に伴って高まる。今日では、一般的なスラブ連続鋳造機の鋳造速度は１０年前と比較して約１．５〜２倍に向上しており、それに伴って手入れ作業も増加している。近年、技術的に確立されつつある直送加熱圧延（いわゆるホットチャージ）や直送圧延（いわゆるダイレクトチャージ）においても、鋳片の手入れ作業は操業の安定化を阻害する要因になっている。したがって、凝固の初期段階における不均一冷却に起因する凝固シェル厚みの不均一な成長及び爪状突起の発生を抑制することは、経済的に極めて有利である。

凝固の初期段階における不均一冷却を防止するためには、凝固の初期段階で均一且つ緩やかな冷却を行ない、凝固シェルの厚みを均一に成長させる必要がある。また、凝固の初期段階で均一且つ緩やかな冷却を行なうことで、凝固シェルは平滑になり、凝固シェルの爪状突起の生成を抑制することも可能になる。

この点に関して、非特許文献１は、厚み２８０ｍｍ、幅２８０ｍｍのビレット鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面性状を改善するためには、鋳型内壁面に凹凸を付与することが有効であると記載している。また、特許文献１は、不均一冷却に伴う縦割れや、爪状突起の発生を抑制して鋳片の表面性状を図る手段として、直径または幅が３〜８０ｍｍ、深さが０．１〜１．０ｍｍの凹部を鋳型内壁面に設けることを提案している。更に、特許文献２は、スラブ鋳片の縦割れを防止する手段として、鋳型長辺幅方向の少なくとも中央部の内壁面に、モールドパウダーの粘性率に応じた溝幅及び溝深さを設定した溝をメニスカスに交叉して形成することを提案している。

これらの技術は、いずれもメニスカスにモールドパウダーを投入し、鋳型と凝固シェルとの隙間に溶融したモールドパウダーを流入させ、且つ、鋳型内癖面に設けた凹凸部で空気層やモールドパウダー層を形成し、形成した空気層やモールドパウダー層の断熱性を利用して緩やかな冷却を実現しようとする技術である。

しかしながら、これらの技術を実機の連続鋳造操業に適用すると種々の問題が生じる。例えば、幅変更が可能なスラブ連続鋳造機の鋳型は鋳型長辺と鋳型短辺との組み合わせ鋳型であるので、鋳型長辺の内癖面に設けた凹部が鋳型コーナー部に一致する場合には、鋳型長辺の凹部は鋳型短辺で覆われず、鋳型内に溶鋼を注入して連続鋳造を開始する際に、溶鋼または溶鋼のスプラッシュが鋳型コーナー部の凹部に差し込むという問題が発生する。また、連続鋳造の途中で浸漬ノズルやタンディッシュを交換するときは、鋳型内の溶鋼湯面位置を定常鋳込み状態の溶鋼湯面位置よりも低下させることから、浸漬ノズル交換またはタンディッシュ交換後、溶鋼の鋳型内への再注入時に、溶鋼や溶鋼のスプラッシュが鋳型コーナー部の凹部に差し込むという問題も発生する。

溶鋼が凹部に差し込と、鋳型の幅変更が阻害されるのみならず、凝固シェルと鋳型とが固着して、凝固シェルの引き抜きができなくなり、拘束性ブレークアウトが発生する原因になる。

ところで、連続鋳造鋳片の厚み中心部は、鋼材の品質を劣化させる中心偏析が発生しやすい。このため、連続鋳造鋳片では、鋳片表層部の縦割れ、非金属介在物、気泡を軽減することのみならず、鋳片中心部の中心偏析を軽減することも要求されている。

この中心偏析の生成機構は、以下のように考えられている。即ち、鋼の凝固過程における最終凝固部では、炭素、燐、硫黄などの溶質元素が、未凝固部であるデンドライト樹間に濃縮される。また、鋼が凝固すると体積収縮が起こり、この凝固収縮に伴って生成する負圧を解消するべく、連続鋳造鋳片の場合には、鋳片の引き抜き方向へ溶鋼が吸引されて流動する。しかし、連続鋳造鋳片の凝固末期の未凝固層には十分な量の溶鋼が存在しないので、炭素、燐、硫黄などの溶質元素が濃化されたデンドライト樹間の溶鋼（濃化溶鋼という）が流動をおこし、それが鋳片厚み方向中心部に集積して凝固する。溶質成分の濃縮された溶鋼が集積して凝固することで、鋳片厚み中心部に溶質成分の濃化帯が形成される。この濃化帯が中心偏析である。凝固末期に濃化溶鋼が流動する要因としては、上記の凝固収縮の他に、溶鋼静圧による鋳片凝固シェルのロール間でのバルジング（膨らみ）や、鋳片支持ロールのロールアライメントの不整合なども挙げられる。

鋳片の中心偏析の防止対策として、デンドライト樹間に存在する濃化溶鋼の移動を防止すること、及び、この濃化溶鋼の局所的な集積を防ぐことが効果的であり、これらの原理を利用したいくつかの方法が提案されている。

その１つとして、連続鋳造機内において、未凝固層を有する凝固末期の鋳片を、凝固収縮量と熱収縮量との和に相当する程度の総圧下量及び圧下速度で、圧下ロール群（「軽圧下帯」という）によって徐々に圧下しながら鋳造する方法（「軽圧下」と呼ばれる）が広く行われている。ここで、総圧下量とは、圧下開始から圧下終了までの圧下量である。

この軽圧下方法は、デンドライト樹間に存在する濃化溶鋼の移動を防止することによって、中心偏析を防止する技術である。但し、凝固収縮量を若干上回る程度の総圧下量で十分であることから、圧下力は弱い。つまり、軽圧下方法においては、圧下力が弱いことから、鋳片の凝固完了位置が鋳片幅方向で同一位置でないときには、すでに凝固完了した部位が圧下抵抗になり、圧下すべき未凝固の部位に圧下力が付与されないことが発生する。このような場合、圧下力が付与されない部分では中心偏析の改善効果は少ない。

そこで、軽圧下方法において、凝固完了した鋳片短辺側を圧下することなく、総圧下量を増大させ且つ圧下による連続鋳造機への負荷を緩和することを目的として、幾つかの提案がなされている。

例えば、特許文献３には、バルジング開始時の鋳片の厚みの３％以上２５％以下の範囲で鋳片を強制的にバルジングさせ、その後、鋳片厚み中心部固相率が０．２以上０．７以下の鋳片の位置を、総バルジング量の３０％以上７０％以下に相当する厚みだけ圧下する連続鋳造方法が提案されている。また、特許文献４には、鋳片を強制的に３〜２０ｍｍの範囲でバルジングさせ、その後、鋳片厚み中心部の固層率が０．２〜０．９の鋳片を、圧下速度と鋳造速度との積が０．３〜１．０ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２となる条件で、強制的にバルジングさせた鋳片の膨らみ量と同等かそれよりも小さい量を軽圧下する連続鋳造方法が提案されている。

しかしながら、特許文献３では、急激にバルジングさせた場合やバルジング量が大きすぎる場合には、バルジング歪によって鋳片に内部割れが発生する可能性があり、また、バルジング開始時期が早すぎる場合には、ブレークアウトが発生する可能性がある。また、バルジングさせた後の鋳片の形状によっては、鋳片厚み中心部に適正な圧下力が伝わらず、中心偏析が改善しない場合が発生するという問題もある。

特許文献４では、鋳片に対して適切な圧下力が付与されるが、鋳片の初期凝固を制御しておらず、初期凝固が不均一な場合は、最終凝固部の凝固界面が平滑でなく、軽圧下の効果が十分に得られない場合が発生する。つまり、鋳片の凝固完了位置が鋳片幅方向で同一位置でないときには、特許文献４であっても軽圧下の効果は十分に得られない。

特開平９−９４６３４号公報特開平１０−１９３０４１号公報特開２０００−２８８７０５号公報特許第５５２２３２４号公報

Ｐ．Ｐｅｒｍｉｎｏｖｅｔａｌ、ＳｔｅｅｌｉｎＥｎｇｌｉｓｈ、（１９６８）Ｎｏ．７．ｐ．５６０〜５６２

本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、鋳造開始時などに拘束性ブレークアウトを発生することなく、凝固初期の凝固シェルの不均一冷却による表面割れを抑制できると同時に、鋳片の厚み中心部に発生する中心偏析を効果的に抑制することのできる、鋼の連続鋳造方法を提供することである。

上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］水冷式銅鋳型の内壁面の少なくともメニスカスを含む領域の鋳型銅板の内壁面に、鋳型銅板の熱伝導率に対する熱伝導率の差の比率が１５％以上である金属が前記内壁面に設けられた凹溝の内部に充填されて形成された複数個の異熱伝導金属充填部を有し、且つ、前記異熱伝導金属充填部が配置された領域の鋳型銅板の内壁面の面積に対する全ての異熱伝導金属充填部の面積の総和の比である面積率が１０％以上８０％以下の範囲である連続鋳造用鋳型を用い、タンディッシュ内の溶鋼を前記鋳型内に注入して連続鋳造する鋼の連続鋳造方法であって、連続鋳造機に配置された複数対の鋳片支持ロールのロール開度を鋳造方向下流側に向かって段階的に増加させて内部に未凝固層を有する矩形の鋳片の長辺面を、鋳型出口での鋳片厚み（鋳片長辺面間の厚み）に対して０ｍｍ超え２０ｍｍ以下の範囲の総バルジング量で拡大させ、その後、複数対の鋳片支持ロールのロール開度を鋳造方向下流側に向かって段階的に減少させた軽圧下帯で、鋳片の厚み中心部の固相率が少なくとも０．２の時点から０．９になる時点まで、圧下速度と鋳造速度との積が０．１０〜１．０ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２となる圧下力を鋳片長辺面に付与し、この圧下力によって前記総バルジング量と同等の総圧下量または前記総バルジング量よりも小さい総圧下量で鋳片長辺面を圧下することを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
［２］前記異熱伝導金属充填部は、前記鋳型銅板の内壁面の鋳型幅方向及び鋳造方向に周期的な熱抵抗分布と熱流束分布を形成することを特徴とする、［１］に記載の鋼の連続鋳造方法。
［３］前記複数個の異熱伝導金属充填部はそれぞれ独立していることを特徴とする、［１］または［２］に記載の鋼の連続鋳造方法。
［４］前記凹溝は、円形または擬似円形であることを特徴とする［１］から［３］の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法
［５］前記異熱伝導金属充填部を形成する金属の線膨張係数は、鋳型銅板の線膨張係数に対する差の比率を３０％以下とする線膨張係数であることを特徴とする、［１］から［４］の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。

本発明によれば、複数個の異熱伝導金属充填部を、メニスカス位置を含んでメニスカス近傍の連続鋳造用鋳型の幅方向及び鋳造方向に設置するので、メニスカス近傍の鋳型幅方向及び鋳造方向における連続鋳造用鋳型の熱抵抗が周期的に増減し、これによって、メニスカス近傍、つまり、凝固初期での凝固シェルから連続鋳造用鋳型への熱流束が周期的に増減する。この熱流束の周期的な増減により、凝固シェルの相変態（例えば、δ鉄からγ鉄への変態）による応力や熱応力が低減し、これらの応力によって生じる凝固シェルの変形が小さくなり、凝固シェルの変形が小さくなることで、凝固シェルの変形に起因する不均一な熱流束分布が均一化され、且つ、発生する応力が分散されて個々の歪量が小さくなる。その結果、凝固シェル表面における割れの発生が抑制される。

また、凝固初期の熱流束の周期的な増減により、凝固シェル厚みは、鋳片の幅方向のみならず鋳造方向でも均一化され、これにより、中心偏析が形成される鋳片の最終凝固部における凝固シェルの凝固界面も平滑になる。最終凝固部の凝固界面が平滑になることで、最終凝固部に形成される偏析形成スポットが狭小化されるのみならず、軽圧下による圧下力が鋳片幅方向で均等に付与され、鋳片の中心偏析が軽減される。

つまり、本発明を適用することで、凝固初期の凝固シェルの不均一冷却による表面割れを抑制できると同時に、鋳片の厚み中心部に発生する中心偏析を抑制することができ、高品質の鋳片を安定して製造することが実現される。

本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法に用いられるスラブ連続鋳造機の一例の側面概略図である。スラブ連続鋳造機における鋳片支持ロールのロール開度のプロフィルの例を示す図である。スラブ連続鋳造機に設置される鋳型の一部を構成する鋳型長辺銅板の概略側面図である。図３に示す鋳型長辺銅板のＸ−Ｘ’断面図である。鋳型銅板よりも熱伝導率の低い金属が充填されて形成された異熱伝導金属充填部を有する鋳型長辺銅板の三箇所の位置における熱抵抗を、異熱伝導金属充填部の位置に対応して概念的に示す図である。

以下、発明の実施の形態を通じて本発明を具体的に説明する。図１は、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法に用いられるスラブ連続鋳造機の一例の側面概略図である。

図１に示すように、スラブ連続鋳造機１には、溶鋼９を注入して凝固させ、鋳片１０の長方形の外殻を形成するための銅製水冷式の鋳型５が設置され、この鋳型５の上方所定位置には、取鍋（図示せず）から供給される溶鋼９を鋳型５に中継供給するためのタンディッシュ２が設置されている。タンディッシュ２の底部には、溶鋼９の流量を調整するためのスライディングノズル３が設置され、このスライディングノズル３の下面には浸漬ノズル４が設置されている。一方、鋳型５の下方には、サポートロール、ガイドロール及びピンチロールからなる複数対の鋳片支持ロール６が配置されている。鋳造方向に隣り合う鋳片支持ロール６の間隙には、水スプレーノズル或いはエアーミストスプレーノズルなどのスプレーノズル（図示せず）が配置された二次冷却帯が構成され、二次冷却帯の各スプレーノズルから噴射される冷却水（以後、「二次冷却水」ともいう）によって鋳片１０は引き抜かれながら冷却されるようになっている。また、鋳造方向最終の鋳片支持ロール６の下流側には、鋳造された鋳片１０を搬送するための複数の搬送ロール７が設置されており、この搬送ロール７の上方には、鋳造される鋳片１０から所定の長さの鋳片１０ａを切断するための鋳片切断機８が配置されている。

鋳片１０の凝固完了位置１３の鋳造方向上流側には、鋳片１０を挟んで対向する鋳片支持ロール間の間隔（以後、この間隔を「ロール開度」という）を鋳造方向下流側に向かって順次狭くなるように設定された、つまり圧下勾配（鋳造方向下流に向かって順次狭くなるように設定されたロール開度の状態）が設定された、複数対の鋳片支持ロール群から構成される軽圧下帯１４が設置されている。ここでは、その全域または選択した一部の領域で、鋳片１０に軽圧下を行うことが可能である。

図１では、凝固完了位置１３の鋳造方向上流側に軽圧下帯１４が設置されているが、これは、鋳片厚み中心部の固相率が０．９となる部位の鋳片が軽圧下帯１４の下端に位置し、鋳片厚み中心部の固相率が０．９を超えた鋳片は軽圧下帯１４から直ちに遠ざかるようにするためである。このようにすることで、鋳片１０の中心偏析が抑制され、且つ、剛性が高く、圧下抵抗の大きい鋳片厚み中心部の固相率が０．９を超えた部位に圧下力が付与されず、軽圧下帯１４の圧下負荷が軽減される。

但し、これは、鋳造速度が目標とする所定値となった定常鋳造域での理想的な状態を示すものであり、取鍋交換時や鋳造終了時の鋳造速度が目標とする値よりも遅い場合には、凝固完了位置１３が鋳造方向上流側に移動し、軽圧下帯１４の範囲内に入ることが起こり得る。本実施形態では、鋳片厚み中心部の固相率が少なくとも０．２から０．９までの鋳片が、軽圧下帯１４の設置範囲内に入るようにすればよく、この条件を満足すれば、どのような形態であってもよい。

軽圧下帯１４は、複数対の鋳片支持ロール６が一体的に配置されるロールセグメントで形成されてもよく、また、それぞれの鋳片支持ロール６が油圧によってそれぞれ独立して移動する複数対の鋳片支持ロール６で形成されていてもよい。但し、いずれの場合も、定常鋳造域の鋳造速度のときには、鋳片厚み中心部の固相率が０．２から０．９までの鋳片が軽圧下帯１４の範囲内に入るように、軽圧下帯１４の鋳造方向長さを確保することが必要である。

通常、軽圧下帯１４における圧下勾配は、鋳造方向１ｍあたりのロール開度絞り込み量、つまり「ｍｍ／ｍ」で表示されており、したがって、軽圧下帯１４における鋳片１０の圧下速度（ｍｍ／ｍｉｎ）は、この圧下勾配（ｍｍ／ｍ）と鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）との積で求められる。尚、軽圧下帯１４を構成する各鋳片支持ロール間にも鋳片１０を冷却するためのスプレーノズルが配置されている。また、軽圧下帯１４に配置される鋳片支持ロール６を圧下ロールともいう。

また、図１において、鋳型５の下端から鋳片１０の液相線クレータエンド位置との間に配置される鋳片支持ロール６は、鋳造方向下流側に向かって、ロール開度の拡大量が所定値となるまで、１ロール毎または数ロール毎に順次ロール開度が広くなった、内部に未凝固層１２を有する鋳片１０の長辺面を強制的にバルジングさせるための強制バルジング帯１５を構成している。強制バルジング帯１５の下流側の鋳片支持ロール６は、ロール開度が一定値または鋳片１０の温度降下に伴う収縮量に見合う程度に狭められ、その後、軽圧下帯１４につながっている。

図２に、スラブ連続鋳造機における鋳片支持ロール６のロール開度のプロフィルの例を示す。図２に示すように、強制バルジング帯１５で鋳片長辺面を溶鋼静圧によって強制的にバルジングさせて鋳片長辺面の中央部の厚みを増大させ（領域ｂ）、強制バルジング帯１５を通りすぎた下流側では、ロール開度が一定値または鋳片１０の温度降下に伴う収縮量に見合う程度に狭められ（領域ｃ）、その後、軽圧下帯１４で鋳片長辺面を圧下する（領域ｄ）というプロフィルにしている。図中のａ及びｅは、ロール開度が鋳片１０の温度降下に伴う収縮量に見合う程度に狭められる領域である。図中のａ′は、鋳片１０の温度降下に伴う収縮量に見合う程度にロール開度を狭くした、軽圧下を実施しない鋳造方法（従来方法）におけるロール開度の例である。

強制バルジング帯１５では、鋳片支持ロール６のロール開度を鋳造方向下流側に向かって順次広くすることにより、鋳片１０の短辺近傍を除く長辺面は、未凝固層１２による溶鋼静圧によって鋳片支持ロール６のロール開度に倣って強制的にバルジングさせられる。鋳片長辺面の短辺近傍は、凝固の完了した鋳片短辺面に固持されることから、強制的なバルジングを開始した時点の厚みを維持しており、したがって、鋳片１０は、強制的なバルジングによって鋳片長辺面のバルジングした部分のみが鋳片支持ロール６に接触することになる。

図３は、スラブ連続鋳造機１に設置される鋳型５の一部を構成する鋳型長辺銅板の概略側面図である。尚、図３は、内壁面側に異熱伝導金属充填部が形成された鋳型長辺銅板を内壁面側から見た概略側面図である。図４は、図３に示す鋳型長辺銅板のＸ−Ｘ’断面図である。

スラブ鋳片用の鋳型５は、一対の銅合金製の鋳型長辺銅板５ａと一対の銅合金製の鋳型短辺銅板（図示せず）とを組み合わせて構成され、図３は、そのうちの鋳型長辺銅板５ａを示している。鋳型短辺銅板も鋳型長辺銅板５ａと同様に、その内壁面側に異熱伝導金属充填部１７が形成されるとして、ここでは、鋳型短辺銅板についての説明は省略する。但し、スラブ鋳片においては、スラブ厚みに対してスラブ幅が極めて大きいという形状に起因して、鋳片長辺面側の凝固シェルで応力集中が起こりやすく、鋳片長辺面側で表面割れが発生しやすい。したがって、スラブ鋳片用の鋳型５の鋳型短辺銅板には、異熱伝導金属充填部１７を設置しなくてもよい。

図３に示すように、鋳型長辺銅板５ａにおける定常鋳造時のメニスカスの位置よりも長さＬ_１（長さＬ_１は、ゼロ以上の任意の値）離れた上方の位置から、メニスカスよりも長さＬ_２だけ下方の位置までの鋳型長辺銅板５ａの内壁面の範囲には、直径をｄとする鋳型長辺銅板５ａの熱伝導率とは異なる熱伝導率の金属が充填された、複数個の異熱伝導金属充填部１７が、異熱伝導金属充填部同士の間隔をＰとして、鋳型幅方向長さＷの範囲に設置されている。ここで、「メニスカス」とは「鋳型内溶鋼湯面」であり、非鋳造中にはその位置は明確でないが、通常の鋼の連続鋳造操業では、メニスカス位置を鋳型銅板の上端から５０ｍｍないし２００ｍｍ程度下方の位置としている。したがって、メニスカス位置が鋳型長辺銅板５ａの上端から５０ｍｍ下方の位置であっても、また、上端から２００ｍｍ下方の位置であっても、長さＬ_１及び長さＬ_２が、以下に説明する条件を満足するように異熱伝導金属充填部１７を配置すればよい。

即ち、凝固シェルの初期凝固への影響を勘案すれば、異熱伝導金属充填部１７の設置位置は、定常鋳造時の鋳造速度Ｖ_ｃに応じて、下記の（１）式で算出される長さＬ_０以上メニスカスよりも下方の位置までとすることが必要である。つまり、図３に示す、メニスカス位置からの長さＬ_２は、長さＬ_０以上とする必要がある。

Ｌ_０＝２×Ｖ_ｃ×１０００／６０・・・（１）
但し、（１）式において、Ｌ_０は長さ（ｍｍ）、Ｖ_ｃは定常鋳造時の鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）である。

長さＬ_０は、凝固開始した後の鋳片が異熱伝導金属充填部１７の設置された範囲を通過する時間に関係しており、鋳片の表面割れを抑制するためには、凝固開始後から少なくとも２秒間は、鋳片の凝固シェルが異熱伝導金属充填部１７の設置された範囲内に滞在することが好ましいことを、本発明者らは確認している。鋳片が凝固開始後から少なくとも２秒間は異熱伝導金属充填部１７の設置された範囲に存在するためには、長さＬ_０は（１）式を満たすことが必要となる。

凝固開始した後の鋳片が異熱伝導金属充填部１７の設置された範囲内に滞在する時間を２秒以上確保することで、異熱伝導金属充填部１７による熱流束の周期的な変動の効果が十分に得られ、表面割れの発生しやすい高速鋳造時や中炭素鋼の鋳造時でも、鋳片表面割れの防止効果が得られる。異熱伝導金属充填部１７による熱流束の周期的な変動の効果を安定して得るには、鋳片が異熱伝導金属充填部１７の設置された範囲を通過する時間を４秒以上確保することが好ましい。

長さＬ_２の具体的な長さは、厚みが２００ｍｍ以上のスラブ連続鋳造機における鋳造速度Ｖ_ｃは、３．０ｍ／ｍｉｎ程度が上限であるので、長さＬ_２は、１００ｍｍ以上、望ましくは２００ｍｍ以上となるように、メニスカス位置に応じて異熱伝導金属充填部１７を設置すればよい。但し、鋳造速度の上限が２．０ｍ／ｍｉｎ程度の場合には、長さＬ_２は６７ｍｍであればよい。長さＬ_２の上限は定めなくてよく、鋳型下端まで異熱伝導金属充填部１７を設置してもよい。

一方、異熱伝導金属充填部１７の上端部の位置は、メニスカスと同一位置またはメニスカス位置よりも上方であれば、どこの位置であってもよく、したがって、図３に示す長さＬ_１は、ゼロ以上の任意の値であればよい。但し、メニスカスは、鋳造中に異熱伝導金属充填部１７の設置領域に存在する必要があり、しかも、メニスカスは鋳造中に上下方向に変動するので、異熱伝導金属充填部１７の上端部が常にメニスカスよりも上方位置となるように、異熱伝導金属充填部１７の上端部を想定されるメニスカス位置よりも１０ｍｍ程度上方位置にすることが好ましく、異熱伝導金属充填部１７の上端部を想定されるメニスカス位置よりも２０ｍｍ〜５０ｍｍ程度上方位置にすることがより好ましい。

この異熱伝導金属充填部１７は、図４に示すように、鋳型長辺銅板５ａの内壁面側にそれぞれ独立して加工された円形凹溝１６の内部に、鋳型長辺銅板５ａを構成する銅合金の熱伝導率とは異なる熱伝導率の金属が充填されて形成されたものである。

円形凹溝１６の内部に充填される金属の熱伝導率は、一般的には、鋳型長辺銅板５ａを構成する銅合金の熱伝導率よりも低いが、例えば、鋳型長辺銅板５ａを構成する銅合金として熱伝導率の低い銅合金を使用した場合には、充填される金属の熱伝導率の方が高くなることもある。

円形凹溝１６の内部に、鋳型長辺銅板５ａを構成する銅合金の熱伝導率とは異なる熱伝導率の金属（以後、「充填金属」ともいう）を充填する手段としては、鍍金処理または溶射処理を適用することが好ましい。円形凹溝１６の形状に合わせて加工した金属を円形凹溝１６に嵌め込むなどして充填することも可能であるが、その場合には、充填金属と鋳型銅板との間に隙間や割れが生じることがある。充填金属と鋳型銅板との間に隙間や割れが生じた場合には、充填金属の亀裂や剥離が生じ、鋳型寿命の低下、鋳片の割れ、更には拘束性ブレークアウトの原因となり、好ましくない。充填金属を鍍金処理または溶射処理で充填することで、このような問題を未然に防止することができる。ここで、図４における符号１８は、鋳型冷却水の流路を構成する、鋳型長辺銅板５ａの背面側に設置されたスリット、符号１９は、鋳型長辺銅板５ａの背面と密着するバックプレートであり、スリット１８を通る鋳型冷却水によって、鋳型長辺銅板５ａは冷却される。

本実施形態において、鋳型銅板として使用する銅合金としては、一般的に連続鋳造用鋳型銅板として使用される、クロム（Ｃｒ）やジルコニウム（Ｚｒ）などを微量添加した銅合金を用いればよい。近年では、鋳型内の凝固の均一化または溶鋼中介在物の凝固シェルへの捕捉を防止するために、鋳型内の溶鋼を攪拌する電磁攪拌装置が設置されていることが一般的であり、電磁コイルから溶鋼への磁場強度の減衰を抑制するために、導電率を低減した銅合金が用いられている。この場合、導電率の低下に応じて熱伝導率も低減し、純銅（熱伝導率；約４００Ｗ／（ｍ×Ｋ））の１／２前後の熱伝導率の銅合金製鋳型銅板も使用されることがある。尚、鋳型銅板として使用される銅合金は、一般的に、純銅よりも熱伝導率が低い。

図５に、鋳型銅板よりも熱伝導率の低い金属が充填されて形成された異熱伝導金属充填部１７を有する鋳型長辺銅板５ａの三箇所の位置における熱抵抗を、異熱伝導金属充填部１７の位置に対応して概念的に示す。この場合、異熱伝導金属充填部１７の設置位置では熱抵抗が相対的に高くなる。

複数の異熱伝導金属充填部１７を、メニスカス位置を含んでメニスカス近傍の連続鋳造用鋳型の幅方向及び鋳造方向に設置することにより、図５に示すように、メニスカス近傍の鋳型幅方向及び鋳造方向における連続鋳造用鋳型の熱抵抗が周期的に増減する分布が形成される。これによって、メニスカス近傍、つまり、凝固初期での凝固シェルから連続鋳造用鋳型への熱流束が周期的に増減する分布が形成される。

尚、鋳型銅板よりも熱伝導率の高い金属を充填して異熱伝導金属充填部１７を形成した場合には、図５とは異なり、異熱伝導金属充填部１７の設置位置で熱抵抗が相対的に低くなるが、この場合も、上記と同様に、メニスカス近傍の鋳型幅方向及び鋳造方向における連続鋳造用鋳型の熱抵抗が周期的に増減する分布が形成される。

上述のように連続鋳造用鋳型に熱抵抗の周期的な分布を形成するには、異熱伝導金属充填部１７どうしがそれぞれ独立していることが好ましい。

この熱流束の周期的な増減により、凝固シェルの相変態（例えば、δ鉄からγ鉄への変態）による応力や熱応力が低減し、これらの応力によって生じる凝固シェルの変形が小さくなる。凝固シェルの変形が小さくなることで、凝固シェルの変形に起因する不均一な熱流束分布が均一化され、且つ、発生する応力が分散されて個々の歪量が小さくなる。その結果、凝固シェル表面における表面割れの発生が抑制される。

また、凝固初期の熱流束の周期的な増減により、鋳型内における凝固シェルの厚みが、鋳片の幅方向のみならず鋳造方向でも均一化される。鋳型内における凝固シェル厚みが均一化することで、鋳型５から引き抜かれた後の鋳片１０の凝固シェルの凝固界面は、鋳片の最終凝固部においても鋳片の幅方向及び鋳造方向で平滑になる。

但し、これらの効果を安定して得るためには、異熱伝導金属充填部１７を設置したことによる熱流束の周期的な増減が適正でなければならない。つまり、熱流束の周期的な増減の差が小さすぎれば、異熱伝導金属充填部１７を設置した効果が得られず、逆に、熱流束の周期的な増減の差が大きすぎれば、これに起因して発生する応力が大きくなり、この応力で表面割れが発生する。

異熱伝導金属充填部１７を設置したことによる熱流束の増減の差は、充填金属の熱伝導率、及び、異熱伝導金属充填部１７が配置された領域の鋳型銅板の内壁面の面積に対する全ての異熱伝導金属充填部１７の面積の総和の比である面積率に依存する。

そこで、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法で使用する鋳型銅板では、円形凹溝１６に充填する金属として、円形凹溝１６に充填する金属の熱伝導率をλ_ｍとしたとき、鋳型銅板の熱伝導率（λ_ｃ）に対する充填金属の熱伝導率（λ_ｍ）の差の比率（（｜λ_ｃ−λ_ｍ｜／λ_ｃ）×１００）が１５％以上である金属を使用する。鋳型銅板を構成する銅合金の熱伝導率（λ_ｃ）に対する差の比率が１５％以上である金属を使用することで、異熱伝導金属充填部１７による熱流束の周期的な変動の効果が十分となり、鋳片表面割れの発生しやすい高速鋳造時や中炭素鋼の鋳造時においても、鋳片の表面割れ抑制効果が十分に得られる。

また、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法で使用する鋳型銅板では、異熱伝導金属充填部１７が形成された範囲内の鋳型銅板内壁面の面積Ａ（Ａ＝（Ｌ_１＋Ｌ_２）×Ｗ、単位；ｍｍ^２）に対する、全ての異熱伝導金属充填部１７の面積の総和Ｂ（ｍｍ^２）の比である面積率ε（ε＝（Ｂ／Ａ）×１００）が１０％以上８０％以下になるように、異熱伝導金属充填部１７を設置する必要がある。面積率εを１０％以上とすることで、熱流束の異なる異熱伝導金属充填部１７の占める面積が確保され、異熱伝導金属充填部１７と銅合金部とで熱流束差が得られ、鋳片の表面割れ抑制効果を得ることができる。一方、面積率εが８０％を超えると、異熱伝導金属充填部１７の部位が多くなりすぎて、熱流束の変動の周期が長くなるので、鋳片の表面割れ抑制効果が得られにくくなる。

以上説明したように、本発明で使用する鋳型５においては、充填金属として、鋳型銅板の熱伝導率（λ_ｃ）に対する充填金属の熱伝導率（λ_ｍ）の差の比率が１５％以上である金属を使用し、且つ、面積率εが１０％以上８０％以下になるように、異熱伝導金属充填部１７を設置する。

充填金属は、鋳型銅板の熱伝導率（λ_ｃ）に対する充填金属の熱伝導率（λ_ｍ）の差の比率が１５％以上であれば、特にその種類を特定しなくてよい。但し、参考までに充填金属として使用可能な金属を挙げれば、純ニッケル（Ｎｉ、熱伝導率；９０Ｗ／（ｍ×Ｋ））、純クロム（Ｃｒ、熱伝導率；６７Ｗ／（ｍ×Ｋ））、純コバルト（Ｃｏ、熱伝導率；７０Ｗ／（ｍ×Ｋ））、及び、これらの金属を含有する合金などが好適である。これらの純金属や合金は、銅合金よりも熱伝導率が低く、また、鍍金処理や溶射処理によって容易に円形凹溝に充填することができる。また、銅合金よりも熱伝導率が高い純銅を、円形凹溝に充填使用する金属として使用することもできる。例えば、純銅を充填金属として使用した場合には、異熱伝導金属充填部１７を設置した部位の方が鋳型銅板の部位よりも熱抵抗が小さくなる。

また、充填金属としては、鋳型銅板の線膨張係数（τ_ｃ）に対する充填金属の線膨張係数（τ_ｍ）の差の比率（（｜τ_ｃ−τ_ｍ｜／τ_ｃ）×１００）が３０％以下である金属を使用することが好ましい。鋳型銅板の線膨張係数（τ_ｃ）と類似した線膨張係数（τ_ｍ）の金属を充填金属として使用することで、充填金属と鋳型銅板との間に隙間や割れが発生することを抑制できる。

尚、図３及び図４では、異熱伝導金属充填部１７の鋳型長辺銅板５ａの内壁面における凹溝の形状が円形である例を示したが、凹溝は円形でなくてもよい。凹溝は、例えば楕円形のような、いわゆる「角」を有していない、円形に近い形状であればどのような形状であってもよい。本実施形態においては、円形に近いものを「擬似円形」という。異熱伝導金属充填部１７の形状が擬似円形の場合には、異熱伝導金属充填部１７を形成するために鋳型長辺銅板５ａの内壁面に加工される凹溝を、「擬似円形凹溝」という。

擬似円形とは、例えば楕円形や、角部を円や楕円とする長方形など、角部を有していない形状であり、更には、花びら模様のような形状であってもよい。擬似円形の大きさは、擬似円形の面積から求められる円相当径で評価する。この擬似円形の円相当径ｄは下記の（２）式で算出される。

円相当径ｄ＝（４×Ｓ_ｍａ／π）^１／２・・・（２）
但し、（２）式において、Ｓ_ｍａは異熱伝導金属充填部１７の面積（ｍｍ^２）である。

異熱伝導金属充填部１７の形状を円形または擬似円形とすることで、充填金属と銅との境界面は曲面状となることから、境界面で応力が集中しにくく、鋳型銅板表面に割れが発生しにくいという利点が発現する。

異熱伝導金属充填部１７の直径ｄ及び円相当径ｄは、２〜２０ｍｍであることが好ましい。２ｍｍ以上とすることで、異熱伝導金属充填部１７における熱流束の低下が十分となり、鋳片の表面割れ抑制効果を得ることができる。また、２ｍｍ以上とすることで、充填金属を鍍金処理や溶射処理によって円形凹溝１６や擬似円形凹溝（図示せず）の内部に充填することが容易となる。一方、異熱伝導金属充填部１７の直径及び円相当径を２０ｍｍ以下とすることで、異熱伝導金属充填部１７における熱流束の低下が抑制され、つまり、異熱伝導金属充填部１７での凝固遅れが抑制されて、その位置での凝固シェルへの応力集中が防止され、凝固シェルでの表面割れ発生を防止することができる。つまり、直径及び円相当径が２０ｍｍを超えると表面割れが発生する可能性があることから、異熱伝導金属充填部１７の直径及び円相当径は２０ｍｍ以下にすることが好ましい。

異熱伝導金属充填部１７の充填厚みＨは０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。充填厚みＨを０．５ｍｍ以上とすることで、異熱伝導金属充填部１７における熱流束の低下が十分となり、鋳片の表面割れ抑制効果を得ることができる。

また、異熱伝導金属充填部１７の充填厚みＨは、異熱伝導金属充填部１７の直径ｄ以下及び円相当径ｄ以下にすることが好ましい。充填厚みＨを異熱伝導金属充填部１７の直径ｄ及び円相当径ｄと同等、またはそれらよりも小さくするので、鍍金処理や溶射処理による円形凹溝及び擬似円形凹溝への充填金属の充填が容易となり、且つ、充填金属と鋳型銅板との間に隙間や割れが生じることがない。

異熱伝導金属充填部同士の間隔Ｐは、異熱伝導金属充填部１７の直径ｄ及び円相当径ｄの０．２５倍以上であることが好ましい。ここで、異熱伝導金属充填部同士の間隔Ｐとは、図１に示すように、隣り合う異熱伝導金属充填部１７の端部間の最短距離である。異熱伝導金属充填部同士の間隔Ｐを「０．２５×ｄ」以上とすることで、間隔が十分に大きく、異熱伝導金属充填部１７における熱流束と銅合金部（異熱伝導金属充填部１７が形成されていない部位）の熱流束との差が大きくなり、鋳片の表面割れ抑制効果を得ることができる。異熱伝導金属充填部同士の間隔Ｐの上限値は特に定めなくてよいが、間隔Ｐが大きくなると、異熱伝導金属充填部１７の面積率εが低下するので「２．０×ｄ」以下にすることが好ましい。

異熱伝導金属充填部１７の配列は、図３に示すような千鳥配列が好ましいが、千鳥配列に限らず、異熱伝導金属充填部１７が上記の面積率εを満たす配列であれば、どのような配列でもよい。

本実施形態において、異熱伝導金属充填部１７を形成させた鋳型銅板の内壁面に、凝固シェルによる磨耗や熱履歴による鋳型表面の割れを防止することを目的として、鍍金層（図示せず）を設けてもよい。鍍金層は、一般的に用いられるニッケルまたはニッケルを含有する合金、例えば、ニッケル−コバルト合金（Ｎｉ−Ｃｏ合金）やニッケル−クロム合金（Ｎｉ−Ｃｒ合金）などを鍍金処理することで得られる。

このように構成されるスラブ連続鋳造機１において、タンディッシュ２から浸漬ノズル４を介して鋳型５に注入された溶鋼９は、鋳型５で冷却されて凝固シェル１１を形成する。この凝固シェル１１を外殻とし、内部に未凝固層１２を有する、横断面が長方形の鋳片１０は、鋳型５の下方に設けられた鋳片支持ロール６に支持されつつ、鋳型５の下方に連続的に引き抜かれる。鋳片１０は、鋳片支持ロール６を通過する間、二次冷却帯の二次冷却水で冷却され、凝固シェル１１の厚みを増大し、且つ、強制バルジング帯１５では鋳片長辺面の短辺側端部を除いた部分の厚みを増大させ、更に、軽圧下帯１４では鋳片長辺面が圧下されながら引き抜かれ、凝固完了位置１３で内部までの凝固を完了する。凝固完了後の鋳片１０は、鋳片切断機８によって切断されて鋳片１０ａとなる。

本実施形態において、強制バルジング帯１５を鋳型５の下端から鋳片１０の液相線クレータエンド位置との間に配置する理由は、以下のとおりである。即ち、鋳片１０の液相線クレータエンド位置よりも鋳造方向上流側は、鋳片厚み中心部は全て未凝固層１２（液相）であり、且つ、鋳片１０の凝固シェル１１は温度が高くて変形抵抗が小さいからである。鋳片１０を強制的にバルジングさせる場合、鋳片１０の内部に存在する未凝固層１２が少ない時点でバルジングさせると、濃化溶鋼が流動して中心偏析は却って悪化する。しかし、鋳片１０の液相線クレータエンド位置よりも鋳造方向上流側でバルジングさせた場合には、この時点では、溶質元素が濃化されていない初期濃度の溶鋼が鋳片内部に潤沢に存在し、且つ、この溶鋼が容易に流動する。この溶鋼が流動しても偏析は起こらず、したがって、この時点におけるバルジングは中心偏析の原因とはならない。また、凝固シェル１１の変形抵抗が小さいことから、容易にバルジングさせることができる。

尚、鋳片１０の液相線とは、鋳片１０の化学成分によって決まる凝固開始温度であり、例えば、下記の（３）式から求めることができる。

ＴＬ＝１５３６−（７８×［％Ｃ］＋７．６×［％Ｓｉ］＋４．９×［％Ｍｎ］＋３４．４×［％Ｐ］＋３８×［％Ｓ］＋４．７×［％Ｃｕ］＋３．１×［％Ｎｉ］＋１．３×［％Ｃｒ］＋３．６×［％Ａｌ］）・・・（３）
但し、（３）式において、ＴＬは液相線温度（℃）、［％Ｃ］は溶鋼の炭素濃度（質量％）、［％Ｓｉ］は溶鋼の珪素濃度（質量％）、［％Ｍｎ］は溶鋼のマンガン濃度（質量％）、［％Ｐ］は溶鋼の燐濃度（質量％）、［％Ｓ］は溶鋼の硫黄濃度（質量％）、［％Ｃｕ］は溶鋼の銅濃度（質量％）、［％Ｎｉ］は溶鋼のニッケル濃度（質量％）、［％Ｃｒ］は溶鋼のクロム濃度（質量％）、［％Ａｌ］は溶鋼のアルミニウム濃度（質量％）である。

鋳片１０の液相線クレータエンド位置は、二次元伝熱凝固計算により求められる鋳片内部の温度勾配と、（３）式で定まる液相線温度とを照らし合わせることで求めることができる。強制バルジング帯１５は、特別な機構は不要であり、ロール開度を調整するだけで形成されるので、鋳型５の下端から鋳片１０の液相線クレータエンド位置との範囲であれば、任意の位置に設置してよい。

本実施形態においては、強制バルジング帯１５では、強制的なバルジングの総量（以後、「総バルジング量」という）を、鋳型出口での鋳片厚み（鋳片長辺面間の厚み）に対して０ｍｍ超え２０ｍｍ以下の範囲としている。本実施形態では、鋳型内における初期凝固を制御するので、鋳片１０の最終凝固部においても凝固界面が鋳片の幅方向及び鋳造方向で平滑になり、軽圧下による圧下力が凝固界面に均等に作用し、これにより、総バルジング量が０ｍｍ超え２０ｍｍ以下であっても、中心偏析が軽減される。尚、強制バルジング帯１５において、１ロールあたりのロール開度の拡大量は、鋳片長辺面のバルジングする部位とバルジングしない部位との境界位置での亀裂発生を防止するために、１．５ｍｍ以下とすることが好ましい。

また、本実施形態では、軽圧下帯１４において、少なくとも鋳片厚み中心部の固相率が０．２の時点から０．９になる時点まで、鋳片１０を圧下している。鋳片厚み中心部の固相率が０．９を超える範囲では濃化溶鋼の流動は起こらず、圧下しなくても中心偏析は悪化しない。一方、軽圧下帯１４において鋳片厚み中心部の固相率が０．２を超えてから圧下を開始しても、それ以前に濃化溶鋼の流動が発生する可能性があり、これにより中心偏析が発生するので、中心偏析軽減効果を十分に得ることができない。当然ではあるが、鋳片厚み中心部の固相率が０．２になる以前、及び、鋳片厚み中心部の固相率が０．９を超えた以降も、軽圧下帯１４で鋳片１０を圧下してもよい。

鋳片厚み中心部の固相率は、液相線クレータエンド位置を求める場合と同様に、二次元伝熱凝固計算によって求めることができる。ここで、固相率とは、凝固開始前を固相率＝０、凝固完了時を固相率＝１．０と定義されるものであり、鋳片厚み中心部の固相率が１．０となる位置が凝固完了位置１３（固相線クレータエンド位置）であり、液相線クレータエンド位置は、鋳片厚み中心部の固相率がゼロとなる最も下流側の位置に該当する。

軽圧下帯１４における鋳片１０の圧下量の総量（以後、「総圧下量」という）は、総バルジング量と同等または総バルジング量よりも小さくする。総圧下量を総バルジング量と同等または総バルジング量よりも小さくすることで、鋳片１０の短辺側の厚み中心部までの凝固が完了した部分は圧下されず、軽圧下帯１４を構成する鋳片支持ロール６（圧下ロール）の負荷荷重が軽減され、圧下ロールのベアリング破損や折損などの設備トラブルを抑制できる。

また、本実施形態では、軽圧下帯１４における鋳片の圧下速度（ｍｍ／ｍｉｎ）と鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）との積が０．１０〜１．０ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２となる範囲に設定している。

前述したように、本実施形態では、鋳型銅板の内壁面に異熱伝導金属充填部１７を形成させた鋳型５を使用しており、この鋳型５を使用することで、凝固シェル１１の厚みが鋳片幅方向及び鋳造方向で均一化され、これにより、中心偏析が形成される最終凝固部での鋳片上面側凝固シェルと鋳片下面側凝固シェルとの凝固界面の凹凸が平滑化される。上下の凝固シェルの凝固界面が平滑化されることで、凝固末期、上下凝固シェルの凝固界面が衝突して形成される偏析スポットの体積が縮小し、中心偏析自体が軽減される。また、上下凝固シェルの凝固界面が平滑化されることで、鋳片幅方向における凝固完了位置１３がほぼ同じ位置になり、軽圧下による圧下力が鋳片幅方向で均等に作用する。

一般的に、軽圧下帯１４における鋳片の圧下速度と鋳造速度との積が０．３よりも小さい場合は、軽圧下後の圧下位置における鋳片１０の未凝固部の厚みが厚く、また、偏析成分の濃化した溶鋼がデンドライト樹間から十分排出されないので、圧下後に再び中心偏析が発生するが、本実施形態では、内壁面に異熱伝導金属充填部１７を形成させた鋳型５を使用しているので、圧下速度と鋳造速度との積として、最低限の凝固収縮に相当する０．１０を確保することで、中心偏析の改善が可能になる。

一方、圧下速度と鋳造速度との積が１．０よりも大きい場合には、デンドライト樹間に存在する偏析成分の濃化した溶鋼のほとんど全てが絞り出されて鋳造方向の上流側に排出されて、圧下位置よりも鋳造方向にやや上流側の鋳片の厚み方向の両側の凝固シェル１１に捕捉される。つまり、排出された濃化溶鋼によって鋳片厚み中心部近傍に正偏析が発生する。

このように、本実施形態では、鋳型銅板の内壁面に異熱伝導金属充填部１７を形成させた鋳型５を使用することにより、軽圧下の実施条件を従来と比較して軽減することが可能となる。つまり、強制的な総バルジング量は０ｍｍ超え２０ｍｍ以下で十分であり、また、圧下速度と鋳造速度の積が０．１０〜１．０ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２の小さい条件で、総バルジング量と同等またはそれ以下の総圧下量を付与することで、鋳片１０の中心偏析を軽減することが実現される。

鋳片１０の厚み中心部の中心偏析及び厚み中心部近傍の正偏析の発生防止に対する軽圧下の効果は、鋳片１０の凝固組織にも影響される。つまり、鋳片厚み中心部の凝固組織が等軸晶の場合には、等軸晶間にセミマクロ偏析の原因となる濃化溶鋼が存在し、且つ、圧下量が分散されて軽圧下による抑制効果が少なくなる。したがって、鋳片厚み中心部の凝固組織を柱状晶とすることが望ましい。

本実施形態では、連続鋳造操業の種々の鋳造条件において、予め二次元伝熱凝固計算などを用いて凝固シェル１１の厚み及び鋳片厚み中心部の固相率を求め、少なくとも、鋳片厚み中心部の固相率が０．２の時点から０．９になる時点まで、軽圧下帯１４で鋳片１０を圧下できるように、二次冷却水量、二次冷却の幅切り、鋳造速度のうちのいずれか１種または２種以上を調整する。ここで、「二次冷却の幅切り」とは、鋳片長辺面の両端部への冷却水の噴射を中止することである。二次冷却の幅切りを実施することで、二次冷却は弱冷化され、一般的に、凝固完了位置１３は鋳造方向下流側に延長される。

以上説明したように、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法を実施することで、凝固初期の凝固シェルの不均一冷却による鋳片の表面割れを防止することができると同時に、鋳片の厚み中心部に発生する中心偏析を抑制することができ、高品質の鋳片を安定して製造することが実現される。

尚、上記説明はスラブ鋳片の連続鋳造に関して行ったが、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法はスラブ鋳片の連続鋳造に限定されるものではなく、ブルーム鋳片やビレット鋳片の連続鋳造においても上記に沿って適用することができる。

中炭素鋼（化学成分、Ｃ：０．０８〜０．１７質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０質量％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０質量％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０質量％、Ｓ：０．００５〜０．０１５質量％、Ａｌ：０．０２０〜０．０４０質量％）を、内壁面に種々の条件で異熱伝導金属充填部を設置した水冷式銅鋳型を用い、且つ、強制バルジング帯における総バルジング量及び軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積を種々変更して鋳造し、鋳造後の鋳片の表面割れ及び内部品質（中心偏析）を調査する試験を行った。全ての試験で、鋳片サイズは、厚みが２５０ｍｍ、幅が２１００ｍｍである。

軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積は０．０１〜０．９２ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２とし、いずれの試験も、軽圧下帯では、鋳片の厚み中心部の固相率が少なくとも０．２の時点から０．９になる時点まで、鋳片を圧下した。尚、鋳片を強制バルジング帯で強制的にバルジングさせた場合の総圧下量は、総バルジング量と同等または総バルジング量よりも小さくした。また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせない試験では、軽圧下帯では鋳片短辺側の凝固完了位置も圧下した。使用した水冷銅鋳型の上端から下端までの長さ（＝鋳型長さ）は９５０ｍｍであり、定常鋳造時のメニスカス（鋳型内溶鋼湯面）の位置を、鋳型上端から１００ｍｍ下方位置に設定した。

本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法の効果を把握するために、以下に示す条件で鋳型を作成し、比較試験した。いずれの鋳型も充填金属として、鋳型銅板の熱伝導率よりも熱伝導率の低い金属を使用した。

鋳型Ａ；鋳型上端より８０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より３００ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝２２０ｍｍ）に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１５％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは５０％とした。

鋳型Ｂ；鋳型上端より８０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より１９０ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝１１０ｍｍ）に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１５％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは５０％とした。

鋳型Ｃ；鋳型上端より１９０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より３００ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝１１０ｍｍ）に、つまり、メニスカス位置よりも下方に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１５％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは５０％とした。

鋳型Ｄ；鋳型上端より８０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より７５０ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝６７０ｍｍ）に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１５％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは５０％とした。

鋳型Ｅ；鋳型上端より８０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より３００ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝２２０ｍｍ）に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１０％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは５０％とした。

鋳型Ｆ；鋳型上端より８０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より３００ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝２２０ｍｍ）に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１５％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは５％とした。

鋳型Ｇ；鋳型上端より８０ｍｍ下方の位置から鋳型上端より３００ｍｍ下方の位置までの範囲（範囲長さ＝２２０ｍｍ）に、銅の熱伝導率に対してその熱伝導率差の比率を１５％とする金属を充填金属とし、異熱伝導金属充填部を設置した。異熱伝導金属充填部の面積率εは８５％とした。

連続鋳造操業においては、モールドパウダーとして、塩基度（（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ_２））が１．１、凝固温度が１０９０℃、１３００℃における粘性率が０．１５Ｐａ・ｓのモールドパウダーを使用した。凝固温度とは、粘性率が急激な増加を示す温度である。定常鋳造時での鋳型内のメニスカス位置は、鋳型上端から１００ｍｍ下方位置とし、鋳造中、メニスカスが設置範囲内に存在するようにメニスカス位置を制御した。また、定常鋳造時の鋳造速度は１．７〜２．２ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の表面割れ及び内質を調査する鋳片は、全ての試験で、定常鋳造時の鋳造速度が２．０ｍ／ｍｉｎの鋳片を対象とした。タンディッシュ内の溶鋼過熱度は２５〜３５℃とした。また、鋳型の温度管理として、熱電対を鋳型のメニスカス下５０ｍｍの位置に表面（溶鋼側の面）から５ｍｍの深さ位置に背面から埋め込み、熱電対による銅板温度の測定値から鋳型の表面温度を推定した。

連続鋳造が終了した後、鋳片長辺の表面を酸洗してスケールを除去し、表面割れの発生数を測定した。鋳片表面割れの発生状況は、検査対象の鋳片の鋳造方向長さを分母とし、表面割れが発生した部位の鋳片の鋳造方向長さを分子として算出した値を用いて評価した。また、鋳片内質（中心偏析）の評価については、鋳片の横断面サンプルを採取し、横断面サンプルの鏡面研磨面の鋳片中心部分±１０ｍｍの範囲で、ＥＰＭＡによりＭｎ濃度を１９７μｍ毎に測定し、偏析度を評価した。具体的には、偏析が生じていない部位のＭｎ濃度（Ｃ_０）と中心部分±１０ｍｍにおけるＭｎ濃度の平均値（Ｃ）との比（Ｃ／Ｃ_０）をＭｎ偏析度と定義して評価した。

表１に、試験水準１〜１３の各試験の操業条件及び鋳片の表面、内質の調査結果を示す。尚、表１の備考欄には、本発明の条件を満足する試験を「本発明例」、それ以外の試験を「比較例」と表示している。

試験水準１、２、４は、鋳型内壁面の異熱伝導金属充填部の設置条件を満足するが、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせていない。また、試験水準１、２は、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足するが、試験水準４は、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しない。したがって、いずれも、鋳片の表面割れ比率は大幅に改善されたが、鋳片の中心偏析の改善程度は少なく、中心偏析については最適とはいえない結果であった。また、試験水準２は、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率が３２％であり、本発明の好ましい範囲を外れたために、鋳型表面の異熱伝導金属充填部との境界にクラック（亀裂）の発生が確認された。

試験水準３は、鋳型内壁面の異熱伝導金属充填部の設置条件を満足しておらず、また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせておらず、且つ、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しておらず、鋳片に表面割れが発生し、表面割れの低減効果は確認することができなかった。また、鋳片の中心偏析についても改善効果を確認できなかった。

試験水準５は、鋳型銅板と充填金属との熱伝導率差の比率の条件を満足しておらず、また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせておらず、且つ、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しておらず、鋳片に表面割れが発生し、表面割れの低減効果は確認することができなかった。また、鋳片の中心偏析についても改善効果を確認できなかった。

試験水準６及び試験水準７は、異熱伝導金属充填部の面積率εの条件を満足しておらず、また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせておらず、且つ、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しておらず、鋳片に表面割れが発生し、表面割れの低減効果は確認することができなかった。また、鋳片の中心偏析についても改善効果を確認できなかった。また、試験水準６は、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率が４０％であり、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率の好ましい範囲を外れたために、鋳型表面の異熱伝導金属充填部との境界にクラックの発生が確認された。

試験水準８〜１３は、鋳型内壁面の異熱伝導金属充填部の設置条件、強制バルジング帯での総バルジング量及び軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の全ての条件を満足しており、鋳片の表面割れ比率が大幅に改善されると同時に、鋳片の中心偏析も良好な結果が得られた。但し、試験水準１２は、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率が３２％であり、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率の好ましい範囲を外れたために、鋳型表面の異熱伝導金属充填部との境界にクラックの発生が確認された。

このように、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法を実施することで、鋳片の表面品質と中心偏析とが同時に改善されることが確認できた。

低炭素鋼（化学成分、Ｃ：０．０３〜０．０７質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０質量％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０質量％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０質量％、Ｓ：０．００５〜０．０１５質量％、Ａｌ：０．０２０〜０．０４０質量％）の耐ＨＩＣ鋼を、内壁面に種々の条件で異熱伝導金属充填部を設置した水冷式銅鋳型を用い、且つ、強制バルジング帯における総バルジング量及び軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積を種々変更して鋳造し、鋳造後の鋳片の表面割れ、内部品質（中心偏析）及びＨＩＣ発生状況を調査する試験を行った。全ての試験で、鋳片サイズは、厚みが２５０ｍｍ、幅が２１００ｍｍである。用いた鋳型は、実施例１の鋳型Ａ〜Ｇと同一である。

軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積は０．０１〜０．９２ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２とし、いずれの試験も、軽圧下帯では、鋳片の厚み中心部の固相率が少なくとも０．２の時点から０．９になる時点まで、鋳片を圧下した。尚、鋳片を強制バルジング帯で強制的にバルジングさせた場合の総圧下量は、総バルジング量と同等または総バルジング量よりも小さくした。また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせない試験では、軽圧下帯では鋳片短辺側の凝固完了位置も圧下した。

連続鋳造操業においては、モールドパウダーとして、塩基度（（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ_２））が１．０、凝固温度が１０９０℃、１３００℃における粘性率が０．３０Ｐａ・ｓのモールドパウダーを使用した。凝固温度とは、粘性率が急激な増加を示す温度である。定常鋳造時での鋳型内のメニスカス位置は、鋳型上端から１００ｍｍ下方位置とし、鋳造中、メニスカスが設置範囲内に存在するようにメニスカス位置を制御した。また、定常鋳造時の鋳造速度は１．０〜１．６ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の表面割れ及び内質を調査する鋳片は、全ての試験で、定常鋳造時の鋳造速度が１．１ｍ／ｍｉｎの鋳片を対象とした。タンディッシュ内の溶鋼過熱度は２５〜３５℃とした。

連続鋳造が終了した後、鋳片長辺の表面を酸洗してスケールを除去し、表面割れの発生数を測定した。鋳片表面割れの発生状況は、検査対象の鋳片の鋳造方向長さを分母とし、表面割れが発生した部位の鋳片の鋳造方向長さを分子として算出した値を用いて評価した。また。鋳片内質（中心偏析）の評価については、鋳片の横断面サンプルを採取し、横断面サンプルの鏡面研磨面の鋳片中心部分±１０ｍｍの範囲で、ＥＰＭＡによりＭｎ濃度を１０μｍ毎に測定し、偏析度を評価した。具体的には、偏析が生じていない部位のＭｎ濃度（Ｃ_０）と中心部分±１０ｍｍにおけるＭｎ濃度の平均値（Ｃ）との比（Ｃ／Ｃ_０）をＭｎ偏析度と定義して評価した。

更に、耐ＨＩＣ性能を確認するために、０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨを添加した５質量％ＮａＣｌ水溶液にＨ_２Ｓを飽和させた、ｐＨ＝２．７〜４．０の溶液中に試験片を７２時間浸漬したのち、試験片の板厚方向に超音波探傷して水素誘起割れ（ＨＩＣ）の有無を調査し、全試験片数に占めるＨＩＣ発生試験片数の百分率をＨＩＣ発生指数として評価した。

表２に、試験水準２１〜３３の各試験の操業条件及び鋳片の表面、内質、ＨＩＣ発生指数の調査結果を示す。尚、表２の備考欄には、本発明の条件を満足する試験を「本発明例」、それ以外の試験を「比較例」と表示している。

実施例２では、低炭素鋼を対象としており、実施例１の中炭素鋼に比較して鋳片の表面割れ発生程度は軽微であったが、使用した鋳型に応じて、鋳片の表面割れの発生状況に差が認められた。

試験水準２１、２２、２４は、鋳型内壁面の異熱伝導金属充填部の設置条件を満足するが、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせていない。また、試験水準２１、２２は、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足するが、試験水準２４は満足していない。したがって、いずれも、鋳片の表面割れ比率は大幅に改善されたが、鋳片の中心偏析及びＨＩＣ発生指数の改善程度は少なく、中心偏析及びＨＩＣ発生指数については最適とはいえない結果であった。また、試験水準２２は、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率が３２％であり、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率の好ましい範囲を外れたために、鋳型表面の異熱伝導金属充填部との境界にクラック（亀裂）の発生が確認された。

試験水準２３は、鋳型内壁面の異熱伝導金属充填部の設置条件を満足しておらず、また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせておらず、且つ、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しておらず、鋳片に表面割れが発生し、表面割れの低減効果は確認することができなかった。また、鋳片の中心偏析及びＨＩＣ発生指数についても改善効果を確認できなかった。

試験水準２５は、鋳型銅板と充填金属との熱伝導率差の比率の条件を満足しておらず、また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせておらず、且つ、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しておらず、鋳片に表面割れが発生し、表面割れの低減効果は確認することができなかった。また、鋳片の中心偏析及びＨＩＣ発生指数についても改善効果を確認できなかった。

試験水準２６及び試験水準２７は、異熱伝導金属充填部の面積率εの条件を満足しておらず、また、鋳片を強制バルジング帯でバルジングさせておらず、且つ、軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の条件を満足しておらず、鋳片に表面割れが発生し、表面割れの低減効果は確認することができなかった。また、鋳片の中心偏析及びＨＩＣ発生指数についても改善効果を確認できなかった。また、試験水準２６は、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率が４０％であり、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率の好ましい範囲を外れたために、鋳型表面の異熱伝導金属充填部との境界にクラックの発生が確認された。

試験水準２８〜３３は、鋳型内壁面の異熱伝導金属充填部の設置条件、強制バルジング帯での総バルジング量及び軽圧下帯における圧下速度と鋳造速度との積の全ての条件を満足しており、鋳片の表面割れ比率が大幅に改善されると同時に、鋳片の中心偏析及びＨＩＣ発生指数も良好な結果が得られた。但し、試験水準３２は、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率が３２％であり、鋳型銅板と充填金属との線膨張係数差の比率の好ましい範囲を外れたために、鋳型表面の異熱伝導金属充填部との境界にクラックの発生が確認された。

このように、本実施形態に係る鋼の連続鋳造方法を実施することで、鋳片の表面品質、中心偏析及びＨＩＣ発生指数が同時に改善されることが確認できた。

１スラブ連続鋳造機
２タンディッシュ
３スライディングノズル
４浸漬ノズル
５鋳型
５ａ鋳型長辺銅板
６鋳片支持ロール
７搬送ロール
８鋳片切断機
９溶鋼
１０鋳片
１１凝固シェル
１２未凝固層
１３凝固完了位置
１４軽圧下帯
１５強制バルジング帯
１６円形凹溝
１７異熱伝導金属充填部
１８スリット
１９バックプレート

Claims

水冷式銅鋳型の内壁面の少なくともメニスカスを含む領域の鋳型銅板の内壁面に、鋳型銅板の熱伝導率に対する熱伝導率の差の比率が１５％以上である金属が前記内壁面に設けられた凹溝の内部に充填されて形成された複数個の異熱伝導金属充填部を有し、且つ、前記異熱伝導金属充填部が配置された領域の鋳型銅板の内壁面の面積に対する全ての異熱伝導金属充填部の面積の総和の比である面積率が１０％以上８０％以下の範囲である連続鋳造用鋳型を用い、タンディッシュ内の溶鋼を前記鋳型内に注入して連続鋳造する鋼の連続鋳造方法であって、
連続鋳造機に配置された複数対の鋳片支持ロールのロール開度を鋳造方向下流側に向かって段階的に増加させて内部に未凝固層を有する矩形の鋳片の長辺面を、鋳型出口での鋳片厚み（鋳片長辺面間の厚み）に対して０ｍｍ超え２０ｍｍ以下の範囲の総バルジング量で拡大させ、
その後、複数対の鋳片支持ロールのロール開度を鋳造方向下流側に向かって段階的に減少させた軽圧下帯で、鋳片の厚み中心部の固相率が少なくとも０．２の時点から０．９になる時点まで、圧下速度と鋳造速度との積が０．１０〜１．０ｍｍ・ｍ／ｍｉｎ^２となる圧下力を鋳片長辺面に付与し、この圧下力によって前記総バルジング量と同等の総圧下量または前記総バルジング量よりも小さい総圧下量で鋳片長辺面を圧下することを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
前記異熱伝導金属充填部は、前記鋳型銅板の内壁面の鋳型幅方向及び鋳造方向に周期的な熱抵抗分布と熱流束分布を形成することを特徴とする、請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
前記複数個の異熱伝導金属充填部はそれぞれ独立していることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の鋼の連続鋳造方法。
前記凹溝は、円形または擬似円形であることを特徴とする、請求項１から請求項３の何れか一項に記載の鋼の連続鋳造方法。
前記異熱伝導金属充填部を形成する金属の線膨張係数は、鋳型銅板の線膨張係数に対する差の比率を３０％以下とする線膨張係数であることを特徴とする、請求項１から請求項４の何れか一項に記載の鋼の連続鋳造方法。