JP2019048316A - Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鋳型表面温度の変動及びブレイクアウト予知システムの誤作動を防止するとともに、鋳片の表面欠陥の発生を抑制し、安定して高品質な鋳片を製造可能なＡｌ含有鋼の連続鋳造方法を提供する。【解決手段】Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼の連続鋳造方法であって、電磁ブレーキ強度を３０００Ｇ以上、鋳型振動のストロークを３ｍｍ以上８ｍｍ以下、吐出角度が下向き３０°以上４５°以下の浸漬ノズルを溶鋼表面から吐出孔上端までの距離が３００ｍｍ以上４５０ｍｍ以下で浸漬し、前記鋳型内の溶鋼に対してモールドフラックスは、質量比で、ＣａＯを２５％以上６０％以下、ＳｉＯ２を１５％以上４５％以下、アルカリ金属酸化物の一種以上を０％以上２０％以下、Ｆを５％以上２５％以下含有し、その他の成分の合計濃度が２％以上１０％以下とされ、ＣａＯのＳｉＯ２に対する質量濃度比が１．３以上、凝固点が１２３０℃以上とされている。【選択図】なし

Description

本発明は、Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼を連続鋳造するＡｌ含有鋼の連続鋳造方法に関するものである。

鋼の連続鋳造を行う際には、鋳型内の溶鋼湯面上に連続鋳造用モールドフラックス（以下、「モールドフラックス」と記載する場合がある）が添加される。このモールドフラックスは、鋳型内の溶鋼表面において溶融して鋳型壁と凝固殻との間に流入する。
そして、モールドフラックスは、鋳型壁と凝固殻との間でフラックスフィルムを形成し、鋳型と凝固殻の間で潤滑作用を奏する。
また、このフラックスフィルムによって鋳型内の溶鋼が緩冷却化されることになり、凝固により生成する凝固殻の厚みを均一に成長させることが可能となる。

上述のモールドフラックスは、一般的にＳｉＯ_２、ＣａＯ，アルカリ金属酸化物、Ｆを主成分とする複合酸弗化物であり、この組成中に生じる主な結晶相としてはｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）、あるいは、ｇｅｈｌｅｎｉｔｅ（Ｃａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７）等の鉱物相となる。なお、ｇｅｈｌｅｎｉｔｅ相は融点が高いため、フラックスフィルムの主体がｇｅｈｌｅｎｉｔｅ相となると、モールドフラックスの流入が阻害されてしまい、潤滑及び緩冷却化が不十分となる。

ここで、Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼を連続鋳造する際には、溶鋼中のＡｌがモールドフラックスの成分と反応し、モールドフラックスの特性が変化してしまい、上述のｇｅｈｌｅｎｉｔｅ相が形成され、潤滑作用及び緩冷却化が不十分となり、鋳片の表面に割れや凹み等の欠陥が生じるおそれがあった。
すなわち、溶鋼中のＡｌがＳｉＯ_２と反応することでＳｉＯ_２が消費されてしまい、フラックスフィルムが安定してｃｕｓｐｉｄｉｎｅ相とならず、鋳片の表面欠陥が生じることになる。

そこで、例えば、特許文献１，２には、Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼を連続鋳造する際に、鋳片の表面欠陥を抑制する技術が提案されている。
特許文献１においては、Ａｌ含有鋼を２．０ｍ／ｍｉｎ以上の鋳造速度で鋳造するためのモールドフラックスが提案されている。このモールドフラックスにおいては、ＭｇＯ濃度と塩基度を所定の範囲に規定することにより、高融点の結晶相であるｇｅｈｌｅｎｉｔｅ相の生成を回避して、鋳型内潤滑不良の抑制を図っている。
また、特許文献２においては、モールドフラックスの組成を規定するとともに、溶鋼を注湯する浸漬ノズルの吐出角度、鋳型振動の条件、鋳型内溶鋼撹拌の条件を適正化することにより、鋳型内の溶鋼表面変動や熱流束を制御して、不均一凝固及び鋳片の表面割れの抑制を図っている。

特開２００５−１５２９７３号公報 特開２００８−０３００６２号公報

しかしながら、特許文献１に記載された方法では、単にモールドフラックスの組成を規定しているが、このモールドフラックスの組成では、鋳型内における凝固殻の生成状況を安定して制御することができず、鋳片の表面欠陥の発生を十分に抑制することができなかった。
また、特許文献２に記載された方法では、モールドフラックスの組成とともに、鋳型内の溶鋼の流動を制御しているが、このモールドフラックスの組成や鋳型内流動の制御のみでは、凝固殻を安定して均一に形成させることができず、不均一凝固及び鋳片の表面割れ
十分に抑制することはできなかった。

ところで、Ａｌ含有鋼を連続鋳造する際には、上述のようにフラックスフィルムが結晶化することにより、凝固殻（特にその先端部）が緩冷却され、均一に成長することになるが、凝固殻自体は薄くなる。この薄い凝固殻が、浸漬ノズルから供給される溶鋼の吐出流の衝突により、更に薄くなる場合がある。これにより、鋳型表面温度の変動が大きくなることがあった。
さらに、Ａｌ含有鋼は、高温延性が比較的高いため、その凝固殻が溶鋼の静圧を受けてフラックスフィルムを押圧するため、鋳型とフラックスフィルムとが強く接触することになり、わずかな状態変化によって鋳型温度がさらに変動しやすくなる。

通常、鋳型には熱電対が埋設されており、鋳型表面温度が連続的に計測されている。この温度変化が大きく、あるいは、不安定な挙動を示す場合には、凝固殻の破断や溶鋼の漏れ（ブレイクアウト）等のトラブルを未然に防止するために、鋳造速度を低下させる制御システム（以下、ブレイクアウト予知システム）が導入されている。
このため、緩冷却化のために結晶化しやすいモールドフラックスを用いてＡｌ含有鋼を連続鋳造した場合には、上述の鋳型表面温度の変動に起因して、実際には凝固殻が破断していないのに、ブレイクアウト予知システムによって自動的に鋳造速度が低下し、鋳造を効率良く行うことができないといった問題があった。

本発明は、前述した状況に鑑みてなされたものであって、鋳型表面温度の変動及びブレイクアウト予知システムの誤作動を防止するとともに、鋳片の表面欠陥の発生を抑制し、安定して高品質な鋳片を製造可能なＡｌ含有鋼の連続鋳造方法を提供することを目的としている。

上記課題を解決するために、本発明に係るＡｌ含有鋼の連続鋳造方法は、Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼を連続鋳造するＡｌ含有鋼の連続鋳造方法であって、鋳型内の溶鋼に作用させる電磁ブレーキ強度を３０００Ｇ以上とし、鋳型振動のストロークを３ｍｍ以上８ｍｍ以下の範囲内とし、吐出角度が下向き３０°以上４５°以下の浸漬ノズルを、溶鋼表面から吐出孔上端までの距離が３００ｍｍ以上４５０ｍｍ以下の範囲内で浸漬し、当該浸漬ノズルから前記鋳型内に溶鋼を供給するとともに、前記鋳型内の溶鋼に対してモールドフラックスを供給する構成とされており、前記モールドフラックスは、質量比で、ＣａＯを２５％以上６０％以下の範囲内、ＳｉＯ_２を１５％以上４５％以下の範囲内、アルカリ金属酸化物の一種以上を０％以上２０％以下の範囲内、Ｆを５％以上２５％以下の範囲内で含有し、その他の成分の合計濃度が２％以上１０％以下の範囲内とされ、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比が１．３以上とされた組成を有し、凝固点が１２３０℃以上とされていること特徴としている。

この構成のＡｌ含有鋼の連続鋳造方法によれば、鋳型内の溶鋼に作用させる電磁ブレーキ強度を３０００Ｇ以上、吐出角度が下向き３０°以上４５°以下の浸漬ノズルを溶鋼表面から吐出孔上端までの距離が３００ｍｍ以上４５０ｍｍ以下の範囲内で浸漬し、当該浸漬ノズルから前記鋳型内に溶鋼を供給する構成とされていることから、浸漬ノズルからの溶鋼吐出流の流速が電磁ブレーキによって抑えられることになり、鋳型表面に形成された凝固殻に強く衝突することを抑制でき、凝固殻の厚さ変動を抑制することができる。
また、鋳型振動のストロークを３ｍｍ以上としているので、モールドフラックスの流入を促進でき、緩冷却化を図ることができる。さらに、鋳型振動のストロークを８ｍｍ以下としているので、オシレーションマークが深くならず、表面割れの発生を抑制することができる。

そして、モールドフラックスとして、質量比で、ＣａＯを２５％以上６０％以下の範囲内、ＳｉＯ_２を１５％以上４５％以下の範囲内、アルカリ金属酸化物の一種以上を０％以上２０％以下の範囲内、Ｆを５％以上２５％以下の範囲内で含有し、その他の成分の合計濃度が２％以上１０％以下の範囲内とされ、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比が１．３以上とされた組成を有し、さらに凝固点が１２３０℃以上とされたものを用いているので、フラックスフィルムがｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）の結晶相が主体となりやすく、鋳型内を緩冷却でき、凝固殻を均一した厚さで安定して形成することが可能となる。

したがって、鋳片表面欠陥の発生を抑制し、高品質な鋳片を製造することができる。また、鋳型表面温度の変動が抑制され、ブレイクアウト予知システムの誤作動を防止でき、安定して効率的にＡｌ含有鋼の鋳片を連続鋳造することができる。

ここで、本発明のＡｌ含有鋼の連続鋳造方法においては、前記モールドフラックスは、前記モールドフラックスに含まれる各元素又は各化合物Ｍの含有量（質量％）をＷ_Ｍと表記した場合において、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、アルカリ金属酸化物、Ｆの含有量が、以下の（１）〜（３）式を満足することが好ましい。
（１）式：０．９≦ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ≦１．９
（２）式：０．１≦ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝≦０．４
（３）式：０≦ｆ（３）＝｛（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝≦０．４
ここで、
（ＳｉＯ_２）_ｈ＝Ｗ_ＳｉＯ２
（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３}
（ＣａＦ_２）_ｈ＝（Ｗ_Ｆ−Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．２７−Ｗ_Ｎａ２Ｏ×０．６１３−Ｗ_Ｋ２Ｏ×０．４０３）×２．０５
（ＣａＯ）_ｈ＝（Ｗ_ＣａＯ−（ＣａＦ_２）_ｈ×０．７１８）
（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３

この構成のＡｌ含有鋼の連続鋳造方法によれば、前記モールドフラックスが、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、アルカリ金属酸化物、Ｆを主成分としており、これらの含有量が、上述の（１）〜（３）式を満足しているので、主にｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）からなる結晶相からなるフラックスフィルムを安定して形成することができ、均一な厚みの凝固殻を安定して成長させることが可能となる。よって、鋳片表面欠陥の発生を抑制し、高品質な鋳片を製造することができる。また、鋳型表面温度の変動が抑制され、ブレイクアウト予知システムの誤作動を防止でき、安定して効率的にＡｌ含有鋼の鋳片を連続鋳造することができる。

上述のように、本発明によれば、鋳型表面温度の変動及びブレイクアウト予知システムの誤作動を防止するとともに、鋳片の表面欠陥の発生を抑制し、安定して高品質な鋳片を製造可能なＡｌ含有鋼の連続鋳造方法を提供することが可能となる。

以下に、本発明の実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。

本実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法においては、Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼からなる鋳片を連続鋳造するものである。

そして、本実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法においては、鋳型内の溶鋼に作用させる電磁ブレーキ強度を３０００Ｇ以上、鋳型振動のストロークを３ｍｍ以上８ｍｍ以下の範囲内に設定している。
また、浸漬ノズルとして吐出角度が下向き３０°以上４５°以下のものを使用し、この浸漬ノズルを、溶鋼表面から吐出孔上端までの距離が３００ｍｍ以上４５０ｍｍ以下の範囲内となるように、鋳型内の溶鋼中に浸漬し、当該浸漬ノズルから鋳型内に溶鋼を供給する構成としている。
さらに、鋳型内の溶鋼に対してモールドフラックスを供給し、鋳型壁と凝固殻との間でフラックスフィルムを形成させている。

ここで、本実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法に用いられるモールドフラックスについて説明する。
このモールドフラックスは、質量比で、ＣａＯを２５％以上６０％以下の範囲内、ＳｉＯ_２を１５％以上４５％以下の範囲内、アルカリ金属酸化物の一種以上を０％以上２０％以下の範囲内、Ｆを５％以上２５％以下の範囲内で含有し、その他の成分の合計濃度が２％以上１０％以下の範囲内とされ、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比が１．３以上とされた組成を有し、凝固点が１２３０℃以上とされている。すなわち、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、アルカリ金属酸化物、Ｆを主成分とするものである。なお、本実施形態におけるモールドフラックスにおいては、溶融速度を調整するために。骨材としてＣ（炭素）が配合されることもある。
ここで、「その他の成分」とは、配合成分に含まれるＦｅ_２Ｏ_３等の不純物であり、上述のように意図的に添加する「Ｃ」等は含まないものである。

さらに、このモールドフラックスは、モールドフラックスに含まれる各元素又は各化合物Ｍの含有量（質量％）をＷ_Ｍと表記した場合において、主成分であるＳｉＯ_２、ＣａＯ、アルカリ金属酸化物、Ｆの含有量が、以下の（１）〜（３）式を満足する。
（１）式：０．９≦ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ≦１．９
（２）式：０．１≦ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝≦０．４
（３）式：０≦ｆ（３）＝｛（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝≦０．４
ここで、
（ＳｉＯ_２）ｈ＝Ｗ_ＳｉＯ２
（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３}
（ＣａＦ_２）_ｈ＝（Ｗ_Ｆ−Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．２７−Ｗ_Ｎａ２Ｏ×０．６１３−Ｗ_Ｋ２Ｏ×０．４０３）×２．０５
（ＣａＯ）_ｈ＝（Ｗ_ＣａＯ−（ＣａＦ_２）_ｈ×０．７１８）
（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３

ここで、上述の（１）式は、モールドフラックスの組成におけるＣａＯ／ＳｉＯ_２の濃度比を、ｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）における質量濃度比に近似するように規定したものである。 すなわち、ｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）の組成におけるＣａＯ／ＳｉＯ_２の質量濃度比が（５６×３）／（６０×２）＝１．４であることから、モールドフラックスの組成におけるＣａＯ／ＳｉＯ_２の濃度比を、１．４を中央値とした上記範囲内に規定しているのである。
（２）式及び（３）式についても、（１）式と同様に、モールドフラックスの組成が、ｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）の組成に近似するようにそれぞれ規定したものである。

なお、上述の（１）〜（３）式で用いられる（ＣａＯ）_ｈ，（アルカリ金属の弗化物）_ｈ及び（ＣａＦ_２）_ｈについて、Ｌｉ_２Ｏ，Ｎａ_２Ｏ，Ｋ_２Ｏの質量濃度を用いて規定している理由を以下に示す。
モールドフラックスが溶融した状態の構造は、一般的にイオンの集合体であると考えられる。すなわち、ＣａＦ_２やＣａＯ等の化合物原料を配合してモールドフラックスを製造しても、溶融状態では、Ｃａ^２＋，Ｆ⁻，Ｏ^２−の各イオンになっていると考えられる。

イオン集合体の状態におけるイオン間の親和性を考慮すると、Ｆイオンは、Ｃａイオンよりも、Ｌｉイオン、Ｎａイオン及びＫイオンに対して、より強い親和性を有しているため、モールドフラックスが溶融した状態では、ＣａＦ_２とＬｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ及びＫ_２Ｏとが反応し、ＣａＯが生成することになる。
したがって、弗化物の状態を定量的に把握する場合には、以下の２点を考慮することで精度が向上することになる。
＜１＞ モールドフラックス中のＦは、Ｌｉ，Ｎａ，Ｋと優先的に化合する。
＜２＞ Ｌｉ，Ｎａ，Ｋと化合した後に残存したＦがＣａと化合する。
以上のことから、上述の（１）〜（３）式においては、Ｌｉ_２Ｏ，Ｎａ_２Ｏ，Ｋ_２Ｏの質量濃度を用いて、それぞれの化合物の質量濃度を規定している。

以上のような構成とされた本実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法によれば、鋳型内の溶鋼に作用させる電磁ブレーキ強度を３０００Ｇ以上とし、吐出角度が下向き３０°以上４５°以下の浸漬ノズルを溶鋼表面から吐出孔上端までの距離が３００ｍｍ以上４５０ｍｍ以下の範囲内で浸漬し、当該浸漬ノズルから前記鋳型内に溶鋼を供給する構成とされていることから、浸漬ノズルからの溶鋼吐出流の流速が電磁ブレーキによって抑えられることになり、鋳型表面に形成された凝固殻に強く衝突することを抑制でき、凝固殻の厚さ変動を抑制することができる。
なお、吐出流の衝突を確実に抑制するためには、電磁ブレーキ強度を３５００Ｇ以上とすることが好ましく、浸漬ノズルの吐出角度を下向き３５°以上４５°以下の範囲内とすることが好ましく、溶鋼表面から吐出孔上端までの距離を３００ｍｍ以上４００ｍｍ以下とすることが好ましい。

また、鋳型振動のストロークを３ｍｍ以上としているので、モールドフラックスの流入を促進でき、緩冷却化を図ることができる。さらに、鋳型振動のストロークを８ｍｍ以下としているので、オシレーションマークが深くならず、表面割れの発生を抑制することができる。
なお、モールドフラックスの流入をさらに促進するためには、鋳型振動のストロークの下限を４ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、オシレーションマークの深さをさらに浅くするためには、鋳型振動のストロークの上限を７ｍｍ以下とすることが好ましい。

また、本実施形態では、モールドフラックスとして、質量比で、ＣａＯを２５％以上６０％以下の範囲内、ＳｉＯ_２を１５％以上４５％以下の範囲内、アルカリ金属酸化物の一種以上を０％以上２０％以下の範囲内、Ｆを５％以上２５％以下の範囲内で含有し、その他の成分の合計濃度が２％以上１０％以下の範囲内とされ、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比が１．３以上とされた組成を有し、さらに凝固点が１２３０℃以上とされたものを用いているので、フラックスフィルムはｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）の結晶相が主体となり、鋳型内を安定して緩冷却でき、凝固殻を均一した厚さで安定して形成することが可能となる。
なお、ＣａＯの含有量は４５％以上５５％以下の範囲内とすることが好ましく、ＳｉＯ_２の含有量は２０％以上３５％以下の範囲内とすることが好ましく、アルカリ金属酸化物の一種以上の含有量を合計で０．１％以上１０％以下の範囲内とすることが好ましく、Ｆの含有量を５％以上１５％以下の範囲内とすることが好ましい。また、凝固点は１２３０℃以上であることが好ましい。

さらに、本実施形態では、モールドフラックスが、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、アルカリ金属酸化物、Ｆを主成分としており、これらの含有量が、上述の（１）〜（３）式を満足しているので、主にｃｕｓｐｉｄｉｎｅ（Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２）からなる結晶相からなるフラックスフィルムを安定して形成することができ、均一な厚みの凝固殻を安定して成長させることが可能となる。
なお、モールドフラックスの組成をさらにｃｕｓｐｉｄｉｎｅの組成に近似させるためには、ｆ（１）が、１．１≦ｆ（１）≦１．７の範囲であることが好ましく、ｆ（２）が、０．１５≦ｆ（２）≦０．３０の範囲であることが好ましく、ｆ（３）が、０．０２≦ｆ（３）≦０．２０の範囲であることが好ましい。

したがって、本実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法によれば、鋳片表面欠陥の発生を抑制し、高品質な鋳片を製造することができる。また、鋳型表面温度の変動が抑制され、ブレイクアウト予知システムの誤作動を防止でき、安定して効率的にＡｌ含有鋼の鋳片を連続鋳造することができる。

以上、本発明の実施形態であるＡｌ含有鋼の連続鋳造方法について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。

以下に、本発明の効果を確認すべく実施した実験結果について説明する。
表１に示す組成のＡｌ含有鋼を、垂直曲げ型連続鋳造機（以下、連鋳機）により鋳造して、熱間圧延用素材のスラブを製造した。連鋳機は２つのストランドから構成され、各ストランドの鋳型を厚み２５０ｍｍおよび、幅１６００ｍｍ、長さ１１００ｍｍとした。鋳型には、電磁ブレーキを適用した。電磁ブレーキのためのコイル鉄芯の中心を幅中央および、溶鋼表面の高さから下方６００ｍｍの高さに配置した。この電磁ブレーキの強度を、表３に示すように２５００〜４０００Ｇの範囲で変化させた。

溶鋼を鋳型内へ供給する浸漬ノズルには、円筒二孔型を用いて、その二孔の吐出角度を表３に示すように−６０〜−１５°の範囲で変化させた。また、溶鋼表面から吐出孔上端までの距離を表３に示すように２６０〜５００ｍｍの範囲で変化させた。
引き抜き時の潤滑性を得るために鋳型を振動させており、鋳型振動のストロークを表３に示すように２〜１０ｍｍの範囲で変化させた。
鋳造中、溶鋼表面の高さを鋳型上端から８０ｍｍの位置に一定に制御しながら溶鋼を供給し、鋳造速度は１．３ｍ／ｍｉｎとした。
そして、モールドフラックスとして、表２に示すモールドフラックスＡ，モールドフラックスＢの２種類を用いた。

１回の鋳造あたりに取鍋１杯２５０ｔｏｎの溶鋼を供して、長さ７０００ｍｍのスラブを各ストランドから５本、合計１０本鋳造した。そして、ストランドごとに、電磁ブレーキの強度、浸漬ノズルの吐出角度や深さ、鋳型振動のストローク、モールドフラックスを変更し、鋳造結果を比較した。鋳造条件を表３に示す。

スラブ品質は、スラブの表面割れの個数によって評価した。スラブの表面割れは、スラブの両短辺面および両長辺面に生じる個数を目視により計測した。１０本のスラブで割れ個数を計測し、スラブ当たりの割れ個数を算出した。
スラブ品質の評価として、割れ個数が０．５個／スラブ以下のものを「◎」、割れ個数が０．５個／スラブを超え、１．０個／スラブ以下のものを「○」、割れ個数が１．０個／スラブを超えるものを「×」と評価した。評価結果を表４に示す。

また、鋳型の溶鋼表面から下方３００ｍｍの位置において、両短辺面の各１か所および、両長辺面の各３か所、全８個所において鋳型銅板中に埋設した熱電対により、鋳造中の鋳型温度を計測し、８個所全部の平均値及び変動幅の最大値を評価した。評価結果を表４に示す。
さらに、温度の計測結果によりブレイクアウト予知システムが作動した場合、その作動した回数を数えた。評価結果を表４に示す。

本発明の実施例１〜９はいずれも、ブレイクアウト予知システムの作動がなく、鋳造は終始安定していた。また、実施例２〜７では一本当たりの割れ個数が０．５個以下であり、実施例１，８，９でも一本当たりの割れ個数が１．０個以下であった。
モールドフラックスを比較すると、モールドフラックスＢを用いた場合と比較して、モールドフラックスＡを用いた場合の方が、鋳造中の鋳型温度が低く、緩冷却効果があり、その変動幅は小さく、安定した冷却挙動を示した。その結果、モールドフラックスＡを用いた場合の方が、スラブの表面割れが少なく、スラブ表面性状も良好であった。

これに対して、比較例１では、スラブ表面性状は良好であったものの、電磁ブレーキ強度が低いために、短辺面への溶鋼吐出流の衝突強度が大きくなることがあり、鋳造の終盤において２回、ブレイクアウトの予知システムが作動した。
比較例２では、浸漬ノズルの浸漬深さが浅く、浸漬ノズルと電磁ブレーキとの距離が離れたため、吐出流に働く制動力が弱くなり、吐出流の衝突強度の上昇により、ブレイクアウト予知システムの作動および、スラブの表面割れが発生した。

比較例３では、浸漬ノズルの浸漬深さが深く、ブレイクアウト予知システムは作動しなかったものの、溶鋼表面の温度が低くなったため、スラブ表面に割れが生じた。
比較例４では、鋳型振動のストロークが小さくオシレーションマークが浅いスラブ表面となったが、部分的に潤滑不良な状態が生じ、表面に割れが生じ、鋳造中にもブレイクアウト予知システムが作動した。
比較例５では、ブレイクアウト予知システムは作動しなかったものの、鋳型振動のストロークが大きくオシレーションマークが全体に深くなり、特に深い部分に沿った割れが生じた。

比較例６では、浸漬ノズルからの吐出流が、本発明の実施例に比べて上を向いていたため、短辺面への衝突強度が大きくなり、鋳型温度の変動が大きくなったため、ブレイクアウト予知システムが作動した他、スラブ表面には、短辺面に割れが生じた。
比較例７では、鋳型温度の変動は小さかったものの、浸漬ノズルからの吐出流が下方へ潜り込み、溶鋼表面への熱供給が不足したため、スラブ表面に割れが生じた。

以上のことから、本発明の実施例によれば、鋳型表面温度の変動及びブレイクアウト予知システムの誤作動を防止するとともに、スラブの表面欠陥の発生を抑制し、安定して高品質なスラブを製造可能であることが確認された。

Claims (2)

1. Ａｌを質量比で０．１％以上含有するＡｌ含有鋼を連続鋳造するＡｌ含有鋼の連続鋳造方法であって、
   鋳型内の溶鋼に作用させる電磁ブレーキ強度を３０００Ｇ以上とし、鋳型振動のストロークを３ｍｍ以上８ｍｍ以下の範囲内とし、
   吐出角度が下向き３０°以上４５°以下の浸漬ノズルを、溶鋼表面から吐出孔上端までの距離が３００ｍｍ以上４５０ｍｍ以下の範囲内で浸漬し、当該浸漬ノズルから前記鋳型内に溶鋼を供給するとともに、前記鋳型内の溶鋼に対してモールドフラックスを供給する構成とされており、
   前記モールドフラックスは、質量比で、ＣａＯを２５％以上６０％以下の範囲内、ＳｉＯ_２を１５％以上４５％以下の範囲内、アルカリ金属酸化物の一種以上を０％以上２０％以下の範囲内、Ｆを５％以上２５％以下の範囲内で含有し、その他の成分の合計濃度が２％以上１０％以下の範囲内とされ、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量濃度比が１．３以上とされた組成を有し、凝固点が１２３０℃以上とされていることを特徴とするＡｌ含有鋼の連続鋳造方法。
2. 前記モールドフラックスは、前記モールドフラックスに含まれる各元素又は各化合物Ｍの含有量（質量％）をＷ_Ｍと表記した場合において、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、アルカリ金属酸化物、Ｆの含有量が、以下の（１）〜（３）式を満足することを特徴とする請求項１に記載のＡｌ含有鋼の連続鋳造方法。
   （１）式：０．９≦ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ≦１．９
   （２）式：０．１≦ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝≦０．４
   （３）式：０≦ｆ（３）＝｛（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属の弗化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝≦０．４
   ここで、
   （ＳｉＯ_２）_ｈ＝Ｗ_ＳｉＯ２
   （Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３}
   （ＣａＦ_２）_ｈ＝（Ｗ_Ｆ−Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．２７−Ｗ_Ｎａ２Ｏ×０．６１３−Ｗ_Ｋ２Ｏ×０．４０３）×２．０５
   （ＣａＯ）_ｈ＝（Ｗ_ＣａＯ−（ＣａＦ_２）_ｈ×０．７１８）
   （アルカリ金属の弗化物）_ｈ＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３