JP2018153813A

JP2018153813A - 鋼の連続鋳造用モールドパウダー

Info

Publication number: JP2018153813A
Application number: JP2017049815A
Authority: JP
Inventors: 田中　直樹; Naoki Tanaka; 直樹田中; 翔悟山下; Shogo Yamashita; 尚志 ▲高▼橋; Hisashi Takahashi
Original assignee: Shinagawa Refractories Co Ltd
Current assignee: Shinagawa Refractories Co Ltd
Priority date: 2017-03-15
Filing date: 2017-03-15
Publication date: 2018-10-04

Abstract

【課題】本発明の目的は、鋳片表面割れの発生し易い中炭素鋼の鋳造において、鋳片縦割れと、拘束性ブレイクアウトやブレイクアウト予知といった操業上の不具合を回避することができる、低Ｌｉ２Ｏ組成の経済的な鋼の連続鋳造用モールドパウダーを提供することにある。【解決手段】本発明鋼の連続鋳造用モールドパウダーは、１３００℃に加熱、溶融時のパウダースラグのＣａＯ／ＳｉＯ２質量比が１．４〜４．０、Ｌｉ２Ｏが２．０質量％以下（ゼロを含む）、Ｂ２Ｏ３が２．０〜９．０質量％、Ｆが１０．０〜２０．０質量％、Ｎａ２Ｏが１０．０質量％以下（ゼロを含む）、ＭｇＯが２．０質量％以下（ゼロを含む）、Ａｌ２Ｏ３が５．０質量％未満（ゼロを含む）であることを特徴とするである【選択図】図２

Description

本発明は、鋼の連続鋳造において、水冷モールド内の溶鋼表面に添加されるモールドパウダーに関し、さらに詳細には、鋳込み中に鋳片表面割れを起こし易い中炭素鋼の鋳込みの際に鋳片表面割れの起こり難い鋼の連続鋳造用モールドパウダーに関するものである。

鋼の連続鋳造において、モールドパウダーは、水冷モールド（以下、「モールド」という）内の溶鋼表面に投入され、溶鋼の熱により溶融したモールドパウダー（以下、「パウダースラグ」という）がモールドと凝固シェルの間隙に流れ込み、以下に示す役割を果たしながら消費される：（１）モールドと凝固シェルの潤滑；（２）凝固シェルの冷却速度のコントロール；（３）溶鋼から浮上する介在物の溶解及び吸収；（４）溶鋼の保温；（５）溶鋼の再酸化防止。上記５つがモールドパウダーの主要な役割である。

Ｃ含有量が０．０８〜０．１６質量％の亜包晶中炭素鋼では、その凝固過程でδ相からγ相への包晶変態を伴う凝固収縮が大きく、鋳片表面割れが発生し易い。鋳片表面割れを防止するため、（２）の働きによって凝固シェルからモールドへの抜熱を制御し、均一な凝固シェルを形成する必要がある。具体的には、モールド内の溶鋼表面近傍の凝固シェルを緩やかに冷却すること（以下、「緩冷却」という）で、凝固シェルの厚みを均一にすることが有効である。

モールドパウダーによる凝固シェルの緩冷却は、モールドと凝固シェルの間隙に流れ込んだパウダースラグがモールド壁で冷却され、凝固することで形成したスラグフィルム中の結晶による伝熱抵抗の増大によってもたらされる。モールドパウダーの構成成分は、主成分となるＳｉＯ_２、ＣａＯと、モールドパウダーの粘度と結晶の析出の調整のために添加されるＬｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｆ、ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３等（以下、「フラックス成分」という）であり、スラグフィルム中に析出する一般的な結晶種はカスピダイン（Cuspidine：３ＣａＯ・２ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２）である。

また、溶鋼表面近傍での初期凝固シェルの緩冷却が鋳片表面縦割れ抑制に有効であることから、モールドパウダーに縦割れを抑制する機能を付与するためには、パウダースラグがモールドと凝固シェルの隙間に流れ込んだ後、瞬時に結晶を析出し、凝固シェルを緩冷却する必要がある。緩冷却のためには結晶の析出速さを早くすることが好ましく、緩冷却による鋳片表面縦割れを抑制できる。

結晶の析出速さの評価としては、１３００℃のパウダースラグ（１）を図１に示す水冷銅樋（１）に流す実験方法が適切である。水冷銅樋（２）はＶ字形状をしており、Ｖ字の先端（水冷銅樋下端）部分は急速に冷却されるが、Ｖ字の上方（水冷銅樋の上方）の冷却速度は遅くなる。このため、水冷銅樋下端では急冷されてガラスとなるが、上端ではゆっくり冷却されることで結晶化し易くなる。そこで、図２のように凝固したパウダースラグ断面の厚さをＢとし、結晶（４）となった層の厚さをＡとし、Ａ／Ｂを結晶化率と定義する。このため、結晶の析出速さが遅く結晶化し難ければ全体がガラス状となって結晶化率が低くなり、逆に、結晶の析出が速いと、流れたパウダースラグ断面の全体の厚みに対する結晶厚みの割合（すなわち結晶化率）が高くなる。

他方、上述の通りモールドパウダーには、（１）のモールドと凝固シェルの潤滑性が要求される。そのため、粘度を下げ、結晶の析出温度（以下、「結晶化温度」という）を低下させることで、パウダースラグの流入量を増やし潤滑を確保する必要がある。モールドパウダーの粘度、結晶化温度の低下は、Ｎａ_２Ｏ、Ｆ、Ｌｉ_２Ｏ等のフラックス成分を調整することによって行われるが、その中でもＬｉ_２Ｏの効果が高く、多用されている。しかし、近年のリチウム価格高騰は著しく、Ｌｉ_２Ｏを添加したモールドパウダーは経済的ではないため添加量を減らすことが求められている。

Ｌｉ_２Ｏ添加量を減少させる一つの手法として、Ｌｉ_２Ｏの代替としてＢ_２Ｏ_３を添加することが考えられ、下記のような先行技術が開示されている。
例えば、特許文献１には、Ｂを０．１質量％以上含有する溶鋼の連続鋳造用モールドパウダーであって、ＣａＯとＳｉＯ_２の質量％の比が１．２以上３．０以下であり、質量％で、Ｂ_２Ｏ_３を１％以上１０％以下及びＦを３％以上２０％以下含有し、１３００℃における粘度が０．３Ｐａ・ｓ未満であることを特徴とするＢ含有鋼の連続鋳造用モールドパウダが開示されている。また、特許文献１の表２には、Ｂ_２Ｏ_３を５〜１２質量％含有し、Ｌｉ_２Ｏ不含のモールドパウダーが例示されており、Ｂ含有鋼の連続鋳造において、鋳片表面の縦割れ、ディプレッションの発生を防止し、手入れ歩留まりを向上できるとしている。ここで、ガラスを形成する成分であるＢ_２Ｏ_３の含有量が多くなりすぎると、カスピダインの生成が抑制されるため、結晶化率が低くなり、鋳片表面縦割れを抑制する効果が低くなる。表２に記載されているモールドパウダーは、Ｂ_２Ｏ_３を添加している上に、カスピダインの生成を抑制する成分であるＭｇＯをかなり多量に添加しているため、カスピダインの生成が過剰に抑制され、緩冷却効果を得ることはできない。

また、特許文献２には、ＣａＯ２０〜５０質量％、ＳｉＯ_２２０〜５０質量％、Ａｌ_２Ｏ_３２０質量％以下、Ｎａ_２１０質量％以下、Ｌｉ_２Ｏ１０質量％以下、Ｂ_２Ｏ_３２０質量％以下及びＭｇＯ１０質量％以下を含むことを特徴とする連続鋳造用モールドフラックスが開示されている。また、特許文献２の表１及び３には、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が０．６〜１．３で、Ｆ含有量がゼロまたは７．７質量％のモールドパウダーが例示されている。ここで、Ｆ不含のモールドパウダーは、カスピダインが析出しないため、緩冷却効果が得られない。また、Ｆ含有量が７．７質量％配合されたモールドパウダーも例示されているが、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が低いため、カスピダインが生成し難く、結晶化率が低く、鋳片表面割れを抑制することはできなかった。

さらに、特許文献３には、化学成分として、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２Ｏ、Ｂ_２Ｏ_３、ＦおよびＣを含有する鋼の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、質量％で、ＳｉＯ_２が２０〜３２％、Ａｌ_２Ｏ_３が５〜１５％、Ｎａ_２Ｏが１〜８％、Ｂ_２Ｏ_３が１〜１０％、Ｆが３〜１１％であることを特徴とする鋼の連続鋳造用パウダーが開示されている。しかしながら、Ａｌ_２Ｏ_３含有量が５質量％以上となると、カスピダインの生成が抑制され、結晶化率が小さくなり緩冷却効果が得られず、鋳片表面縦割れを抑制することはできない。

また、特許文献４には、ＣａＯ／ＳｉＯ_２比が１．０〜２．０であり、Ｐ_２Ｏ_５が１．０〜８．０質量％、Ｂ_２Ｏ_３が０．５〜５．０質量％のうちの１種または２種を含有し、かつ、凝固温度が１０５０〜１２００℃、１３００℃における粘度が０．５〜２．５ｄＰａ・ｓであり、一旦溶融させたフラックスを毎分１０℃の速度で冷却した常温試料中の主な結晶相がカスピダインである高Ａｌ鋼の連続鋳造用モールドフラックスが開示されている。また、特許文献４の表２には、Ｌｉ_２Ｏを含有せず、Ｂ_２Ｏ_３を含有するモールドフラックスが例示されているが、Ｂ_２Ｏ_３とＰ_２Ｏ_５を併用しており、更に、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が０．９３〜１．３５と低く、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．４〜４．０の範囲内で、Ｂ_２Ｏ_３のみを使用した場合の作用・効果を開示するものではない。

また、特許文献５には、ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分として含み、ＣａＯ／ＳｉＯ_２比が１．３〜２．０であり、Ｂ_２Ｏ_３を５〜１５質量％含み、Ｆを２〜１５質量％含み、特定の式により定義される光学塩基度が０．６６〜０．８０である鋼の連続鋳造用モールドフラックスが開示されている。また、特許文献５の表１には、Ｌｉ_２Ｏを含有せず、Ｂ_２Ｏ_３を含有するモールドフラックスが例示されているが、いずれもＦ含有量が低く、Ｆ含有量が１０〜２０質量％の範囲内で、Ｂ_２Ｏ_３のみを使用した場合の作用・効果を開示するものではない。

特開２００５−１８６１２４号公報特表２００９−５４１０６０号公報特開２０１０−４２４２５号公報特開２０１０−６９５２７号公報特開２０１４−３６９９６号公報

上述のような特許文献に開示されているＬｉ_２Ｏを含まず、Ｂ_２Ｏ_３を含むモールドパウダーは、いずれも緩冷却特性が不十分であり、鋳片縦割れを十分に抑制できないものであった。

従って、本発明の目的は、鋳片表面割れの発生し易い中炭素鋼の鋳造において、鋳片縦割れと、拘束性ブレイクアウトやブレイクアウト予知といった操業上の不具合を回避することができる、低Ｌｉ_２Ｏ組成の経済的な鋼の連続鋳造用モールドパウダーを提供することにある。

すなわち、本発明は、１３００℃に加熱、溶融時のパウダースラグのＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．４〜４．０、Ｌｉ_２Ｏが２．０質量％以下（ゼロを含む）、Ｂ_２Ｏ_３が２．０〜９．０質量％、Ｆが１０．０〜２０．０質量％、Ｎａ_２Ｏが１０．０質量％以下（ゼロを含む）、ＭｇＯが２．０質量％以下（ゼロを含む）、Ａｌ_２Ｏ_３が５．０質量％未満（ゼロを含む）であることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドパウダーである。

本発明の鋼の連続鋳造用モールドパウダーによれば、鋳片表面割れの発生し易い中炭素鋼の連続鋳造において、鋳片縦割れと、拘束性ブレイクアウトやブレイクアウト予知といった操業上の不具合を回避することができ、低Ｌｉ_２Ｏ組成の経済的な鋼の連続鋳造用モールドパウダーを提供することが可能となる。

結晶化率を測定するための水冷銅樋の概略図である。水冷銅樋で凝固したパウダースラグの断面図である。

本発明の鋼の連続鋳造用モールドパウダー（以下、単に「モールドパウダー」と記載する）において、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比は、１．４〜４．０の範囲内であり、好ましくは１．７〜３．０の範囲内である。モールドパウダーのＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．４未満であると、スラグフィルム中に析出するカスピダインの生成量が不十分となり、結晶化率が低くなりすぎるために好ましくない。また、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が４．０を超えると、カスピダインに代わりＣａ_２ＳｉＯ_４等異なる結晶が生成し、結晶化温度が過度に高くなるため好ましくない。なお、本明細書で説明する各成分の含有量は、モールドパウダーを１３００℃に加熱することにより得られるパウダースラグにおける各成分の含有量を言うものとする。また、本明細書に使用する「ＣａＯ」は、モールドパウダー中の全Ｃａの分析値(質量％)をＣａＯ(質量％)に換算した値を表すものとする。

本発明のモールドパウダー中のＬｉ_２Ｏ含有量は、原料コストの面から少なければ少ないほど好ましく、２．０質量％以下が好ましく、１．０質量％以下がより好ましく、ゼロであることが最も好ましい。

また、本発明のモールドパウダー中のＢ_２Ｏ_３含有量は、２．０〜９．０質量％の範囲内であり、好ましくは３．０〜８．０質量％の範囲内である。Ｂ_２Ｏ_３含有量が２．０質量％未満であると、結晶化温度が過剰に高くなり、また、９．０質量％を超えると、結晶化温度、結晶化率が共に著しく低くなるため好ましくない。

さらに、本発明のモールドパウダー中のＦ含有量は、１０．０〜２０．０質量％の範囲内であり、好ましくは１２．０〜１８．０質量％の範囲内である。Ｆ含有量が１０．０質量％未満であると、カスピダインが析出しにくく、Ｃａ_２ＳｉＯ_４等が析出しやすくなり、結晶化温度が過剰に高くなるため好ましくない。また、Ｆ含有量が２０．０質量％を超えると、モールドパウダー中のＣａとＦの構成比がＣａＦ_２の組成に近づくため、結晶化温度が過剰に高くなり好ましくない。

また、本発明のモールドパウダー中のＮａ_２Ｏ含有量は、１０．０質量％以下（ゼロを含む）であり、好ましくは８質量％以下（ゼロを含む）である。Ｎａ_２Ｏ含有量が１０質量％を超えると、結晶化温度が過剰に低下するため好ましくない。

次に、本発明のモールドパウダー中のＭｇＯ含有量は、２．０質量％以下（ゼロを含む）であり、好ましくは１．０質量％以下（ゼロを含む）である。ＭｇＯ含有量が２．０質量％を超えると、カスピダインの生成が阻害され、カスピダイン以外の結晶の析出し、また、結晶化率が著しく低くなるため好ましくない。

また、本発明のモールドパウダー中のＡｌ_２Ｏ_３含有量は、５．０質量％未満（ゼロを含む）であり、好ましくは４質量％以下（ゼロを含む）である。Ａｌ_２Ｏ_３含有量が５．０質量％以上となると、カスピダインの生成が阻害され、カスピダイン以外の結晶の析出し、また、結晶化率が著しく低くなるため好ましくない。

なお、本発明のモールドパウダーにおいて、結晶化率は、２０％を超え、好ましくは３０％以上である。結晶化率が２０％を超えると、パウダースラグがモールドと凝固シェル隙間に流入すると、瞬時に結晶化するため緩冷却能が高く、鋳片縦割れを抑制することができる。

また、本発明のモールドパウダーにおいて、潤滑性と鋳片縦割れ抑制効果を両立させることができる結晶化温度は、１０５０〜１２３０℃の範囲内であり、好ましくは１１００〜１２００℃の範囲内である。結晶化温度が１２３０℃を超えると、モールドと凝固シェルの潤滑性が不足し、拘束性ブレイクアウトのリスクが高まるため好ましくない。また、結晶化温度が１０５０℃未満であると、モールドと凝固シェル隙間に流入した後のカスピダインの析出が少なく、鋳片縦割れ抑制効果が低いため好ましくない。

さらに、本発明のモールドパウダーにおいて、１３００℃での粘度は、１．５ポイズ以下、好ましくは１．３ポイズ以下である。ここで、１３００℃での粘度が１．５ポイズを超えると、モールドと凝固シェルの潤滑性が不足し、拘束性ブレイクアウトのリスクが高まるため好ましくない。

なお、本発明のモールドパウダーを調製するに際して、ＣａＯ原料としては、例えばセメント、石灰石、生石灰、珪灰石、溶融処理を行ったプリメルト原料等を、また、ＳｉＯ_２原料としては、例えば、珪石、珪藻土等を、Ｆ原料としては、例えば蛍石等を、Ｌｉ_２Ｏ原料としては、例えば炭酸リチウム等を、Ｂ_２Ｏ_３原料としては、例えば硼砂、コレマナイト等を、Ｎａ_２Ｏ原料としては、例えば炭酸ナトリウム、フッ化ナトリウム、氷晶石等の一般的なモールドパウダーに使用される原料を用いることができる。

また、モールドパウダーの溶融速度の調整のために炭素原料を必要に応じて添加することができる。炭素原料としてはカーボンブラック、黒鉛などを用いることができる。炭素原料の配合量は、外掛けで１〜１５質量％であることが好ましい。

なお、本発明のモールドパウダーの性状は特に限定されるものではなく、粉末、押し出し成形顆粒、中空スプレー顆粒、撹拌造粒など様々な形状のものを使用することができる。

以下、実施例により本発明のモールドパウダーをさらに説明する。
本発明品のモールドパウダーの組成を表１および２に、比較品のモールドパウダーの組成を表３にそれぞれ示す。なお、各種原料を配合してモールドパウダーを調製する際に、外掛けで５質量％の炭素原料を配合した。ここで、表中の「化学組成(質量％)」は、モールドパウダーを１３００℃に加熱することにより得られたパウダースラグの組成を酸化物換算量で表示したものであり、各成分の合計は１００質量％を超える。これは弗化物、例えばＣａＦ_２を原料に用いた場合、ＣａＦ_２中のＣａをその分析値からＣａＯ(質量％)と換算し、Ｆを別に分析するためである。また、炭素原料は、パウダースラグとなった時点では消失しているため、表中の化学組成には表示しないものとする。

［評価方法］
モールドパウダーの結晶化温度は、１３００℃で溶融状態のパウダースラグを５℃／分の速度で降温しながら温度を記録し、結晶化に伴うパウダースラグの発熱開始温度を結晶化温度と定義することで測定したものである；
モールドパウダーの粘度は、白金球引き上げ法により、１３００℃で溶融状態のパウダースラグ中に吊り下げた金球を引き上げることにより測定したものである；
モールドパウダーの結晶化率は、以下のように行った：
図１に示す水冷銅樋（２）（幅６０ｍｍ、高さ３０ｍｍ、長さ１２００ｍｍで、先端角度１２４°のＶ字型の溝を有する）を傾斜角０．５°に保持し、１３００℃で溶融した１２０ｇのパウダースラグ（１）を流し込み、パウダースラグが冷却した後、パウダースラグの中央にて切断し、図２に示す凝固したパウダースラグ断面から、急冷によりガラス化した部分と、ガラス化せず結晶となった部分とを識別し、凝固したパウダースラグ断面の厚さ（Ｂ）に対する結晶となった層の厚さ（Ａ）の比を測定して結晶化率とした。

評価は、◎、○、×で表示することし、評価基準は以下の通りである：
結晶化率、結晶化温度、粘度全ての項目にて、「結晶化率：３０％以上」、「結晶化温度：１１００〜１２００℃」、「粘度：１．５ポイズ以下」に該当する場合の評価を◎とした；
結晶化率、結晶化温度、粘度全ての項目にて、「結晶化率：２０％以上」、「結晶化温度：１０５０〜１２３０℃」、「粘度：１．５ポイズ以下」に該当する場合の評価を○とした；
結晶化率、結晶化温度、粘度いずれかの項目にて、「結晶化率：２０％以上」、「結晶化温度：１０５０〜１２３０℃」、「粘度：１．５ポイズ以下」を外れる項目が１つ以上存在する場合評価を×とした。

表１および２から、本発明品は、いずれもモールドパウダーに求められる特性を満たしているため、高い鋳片縦割れ抑制効果を持ち、拘束性ブレイクアウトのリスクの低いモールドパウダーであることが判る。
一方、比較品１は、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が本発明範囲より低いため、結晶化温度が低く、結晶化率が低い結果となった。ＳｉＯ_２はガラスを形成する成分であることから、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が低くなると、カスピダインが生成しにくくガラス化しやすい組成となり、結晶化温度が低く、結晶化率が低くなったものと考えられる。
比較品２は、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が本発明範囲より高いため、結晶化温度が高い結果となった。ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が高くなるとカスピダインの代わりに、Ｃａ_２ＳｉＯ_４等の結晶が析出する組成となるため、結晶化温度が高くなったものと考えられる。
比較品３は、Ｂ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲より少ない、結晶化温度が高い結果となった。Ｂ_２Ｏ_３はガラスを形成する成分であるため、Ｂ_２Ｏ_３含有量が少ないと、カスピダインを形成しやすくなり、結晶化温度が高くなったものと考えられる。
比較品４は、Ｂ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲より多いため、結晶化温度が低く結晶化率が低い結果となった。Ｂ_２Ｏ_３はガラスを形成する成分であるため、Ｂ_２Ｏ_３が過剰に存在すると、ガラス化しやすくなり、結晶化温度が低く、結晶化率が低くなったものと考えられる。
比較品５は、Ｆ含有量が本発明範囲より少ないため、結晶化温度が高い結果となった。Ｆはカスピダイン（３ＣａＯ・ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２）とＣａＦ_２を形成する成分であり、Ｆ含有量が少ないことにより、カスピダインが生成しやすい組成となり、結晶化温度が高くなったものと考えられる。
比較品６は、Ｆ含有量が本発明範囲より多いため、結晶化温度が高い結果となった。Ｆはカスピダイン（３ＣａＯ・ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２）とＣａＦ_２を形成する成分であり、Ｆ含有量が多いことにより、ＣａＦ_２が生成しやすい組成となり、結晶化温度が高くなったものと考えられる。
比較品７は、Ｎａ_２Ｏ含有量が本発明範囲より多いため、結晶化温度が低い結果となった。Ｎａ_２Ｏは結晶化温度を下げる成分であるため、過剰に含有することにより結晶化温度は低くなったものと考えられる。
比較品８は、ＭｇＯ含有量が本発明範囲より多いため、結晶化率が低い結果となった。ＭｇＯはカスピダインの生成を抑制するため、結晶化率が低下したものと考えられる。
比較品９は、Ａｌ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲より多いため、結晶化率が低い結果となった。Ａｌ_２Ｏ_３はガラスを形成する成分であり、粘度も上昇させることから、カスピダインの生成を抑制したものと考えられる。

評価結果の確認として、Ｃ量０．１４重量％の中炭素鋼、厚み２２０ｍｍ、幅２１００ｍｍのサイズのモールド、１．２／分の鋳造速度条件にて、本発明品５、９、２１及び
比較品１、７、８のモールドパウダーを用いて連続鋳造を行なった。
その結果、本発明品５、９，２１を用いた鋳造では、鋳片割れ及びＢＯ予知は発生せず、中炭素鋼用モールドパウダーとして問題のないことが確認できた。
一方、比較品はいずれも鋳片表面上に縦割れが生じており、鋳片縦割れ発生率（鋳造長さに対する鋳片縦割れの長さ）は比較品１が９．３％、比較品７が５．５％、比較品８が５．１％と、中炭素鋼用モールドパウダーとして問題のあるものであった。

1：パウダースラグ２：水冷銅樋３：ガラス４：結晶Ａ：結晶となった層の厚さＢ：凝固したパウダースラグ断面の厚さ

Claims

鋼の連続鋳造用モールドパウダーにおいて、１３００℃に加熱、溶融時のパウダースラグのＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．４〜４．０、Ｌｉ_２Ｏが２．０質量％以下（ゼロを含む）、Ｂ_２Ｏ_３が２．０〜９．０質量％、Ｆが１０．０〜２０．０質量％、Ｎａ_２Ｏが１０．０質量％以下（ゼロを含む）、ＭｇＯが２．０質量％以下（ゼロを含む）、Ａｌ_２Ｏ_３が５．０質量％未満（ゼロを含む）であることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドパウダー。
結晶化率が２０％超である、請求項１記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダー。
結晶化温度が、１０５０〜１２３０℃の範囲内である、請求項１または２記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダー。
１３００℃での粘度が、１．５ポイズ以下である、請求項１ないし３のいずれか１項記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダー。