JP4462255B2 - 中炭素鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、一般に中炭素鋼と称される炭素含有率が０．０８〜０．１６質量％の鋼を連続鋳造法により鋳造する際に、鋳片のブレークアウトの発生を防止し、安定して鋳造操業を行うことのできる連続鋳造方法に関する。

近年の鉄鋼業における生産性の向上は著しく、連続鋳造分野では高速鋳造時における安定操業の確保が重要な課題となっている。とりわけ炭素含有率が０．０８〜０．１６質量％（以下、「質量％」を単に「％」とも記す）である中炭素鋼（亜包晶鋼）では、δ鉄相からγ鉄相への変態に起因する大幅な体積収縮により、鋳片の凝固が不均一となる。特に、鋳型内での初期凝固時における上記の現象は、凝固シェルの凹凸を形成し、例えば鋳型出口におけるスプレー冷却や、鋳造中の幅替えなどにより発生する応力が凝固シェルの薄い不均一部分に集中して凝固シェルの割れや破断を引き起こし、鋳片の短辺面（鋳片の幅方向側面）からのブレークアウトを発生する可能性が高い。連続鋳造鋳片のブレークアウトは、操業停止に至る重大事故であって、連続鋳造プロセスにおける安定稼動の大きな阻害要因であり、その発生は是非とも回避する必要がある。

このような鋳片の割れにともなうブレークアウトの発生を防止するためには、鋳型内における鋳片の不均一凝固を抑制することが効果的であることが知られており、その対策としてモールドフラックスの特性や溶鋼過熱度などを調整する方法が提案されている。

上記の不均一凝固を抑制する方法として、特許文献１には、ＣａＯ、ＳｉＯ₂、Ｎａ₂Ｏ、Ａｌ₂Ｏ₃、Ｆ、Ｃを含有し、かつ０．７＜ＣａＯ／ＳｉＯ₂＜１．８、１３００℃における粘度が１〜４ｐｏｉｓｅ、凝固温度が９００〜１３００℃であって、鋳型と凝固シェルとの間にパウダーが流入したときに、鋳型に接する側が結晶相を晶出する連続鋳造用パウダーが、また、特許文献２には、鋳片の縦割れ防止用、鋳片の内部欠陥防止用、ブレークアウト防止用の１または２以上の特性を有するパウダーを造り分け、鋳造時に選択使用する連続鋳造法が開示されている。これらは、いずれもモールドフラックスの物性または成分組成を調整することにより、鋳型内における初期凝固殻の不均一生成を抑制することを目的とした方法である。

また、特許文献３には、中炭素鋼を鋳造するに当たり、１３００℃における粘度が０．１〜５．０ｐｏｉｓｅで、ＣａＯ／ＳｉＯ₂が１．２以上のモールドパウダーを用い、モールドパウダーの消費量が所定値以下になるようにオシレーション条件を調整し、鋳造速度１．６ｍ／ｍｉｎ以下で縦割れを防止して安定高速鋳造を行う鋳造方法が開示されており、特許文献４には、中炭素鋼を、鋳造速度２．０ｍ／ｍｉｎ以上の高速で連続鋳造するに当たり、抜熱量を４．０〜９．０ＭＪ／ｔに制御する高速鋳造方法が開示されている。

しかし、凝固シェルの不均一部位を起点とした割れや破断によるブレークアウトの発生を防止するためには、鋳型内面と凝固シェルとの間の条件を規定し、凝固シェル外面からその不均一性を抑制する技術のみでは十分ではなく、浸漬ノズルからの溶鋼の吐出流による凝固シェル内面からの再溶解現象をも配慮した対策が必要である。

溶鋼の過熱度の調整も凝固シェルの不均一形成を抑制するための方法の一つである。例えば、特許文献５には、鋳型内の溶融金属の温度測定結果に基づいて、鋳造速度を変更して連続鋳造鋳片のブレークアウトの防止を図るとともに、鋳込み後に鋳片の表面欠陥および内質欠陥の手入れを行う連続鋳造方法が開示されている。しかしながら、ここで開示された方法では、測定装置の設置により設備コストが上昇し、また、鋳型内の溶鋼に測定装置を継続的に浸漬させることから、浸漬部分の溶断などに起因する操業トラブルや鋳片の品質不良が発生するおそれがある。同特許文献には、鋳造速度や溶鋼過熱度との関係が明確には示されておらず、例えばブレークアウトを防止するために、鋳造速度を必要以上に減速する場合も発生し、生産能力の低下を招きかねない。

さらに、特許文献６には、鋳造速度２．０ｍ／ｍｉｎ以上の高速連続鋳造によって炭素鋼スラブを製造するに際して、溶鋼のＣ含有率に応じて、溶鋼過熱度を鋳造速度との関連で所定の範囲内に制御する連続鋳造方法が開示されている。しかし、同特許文献には、鋳造速度が２．０ｍ／ｍｉｎ以下の範囲についての技術開示がない。また、鋳型の短辺厚さ（鋳片厚さ）は２４０ｍｍ以下の範囲が望ましく、上記の厚さを超えると鋳片短辺のバルジングに起因したブレークアウトの問題が発生するとの記載がある。したがって、鋳型の短辺厚さが２４０ｍｍを超える場合には同方法の好的な適用範囲を外れることとなり、ブレークアウトを完全に防止することができない。

そして、特許文献７には、鋳型短辺を強制的に変形させるマルチテーパ鋳型を用い、鋳型に埋設した測定素子により短辺内面と鋳片表面との間隙を測定してその間隙が０．０５ｍｍ以上で、かつ鋳込み方向の間隙の偏差が０．２ｍｍ未満となるように短辺テーパを制御する方法が開示されている。この方法は、短辺の縦割れおよびブレークアウトを防止することのできる優れた方法である。しかしながら、高温となる鋳型内面に設置する測定素子の耐用期間が短く、また、鋳型短辺駆動装置の機械的ギャップに起因して位置合わせの精度が低下するおそれがあり、その場合には同特許文献に記載された短辺テーパの精度良い制御を行うことは困難となる。

特開２００３−９４１５０号公報（特許請求の範囲および段落［００１３］〜［００１７］） 特開平９−１９２８０５号公報（特許請求の範囲および段落［０００４］） 特開２００３−１７０２５９号公報（特許請求の範囲、段落［０００６］および［０００７］） 特開２００３−３３４６３５号公報（特許請求の範囲および段落［００１０］〜［００１３］） 特開平６−１７０５１１号公報（特許請求の範囲および段落［００１６］〜［００１９］） 特開２００５−２１１９１６号公報（特許請求の範囲、段落［０００９］および［００１５］） 特許第２６６１３８０号公報（特許請求の範囲および段落［０００９］）

前記のとおり、従来の中炭素鋼の連続鋳造技術には下記の問題が残されていた。すなわち、(1)凝固シェルの不均一部位を起点とした割れや破断によるブレークアウトの発生を防止するには、凝固シェルの外面からの不均一抑制対策のみでは不十分であり、浸漬ノズルからの吐出流による凝固シェルの再溶解をも抑制する必要がある。(2)上記(1)への対応として、溶鋼の過熱度および鋳造速度を調整する鋳造方法が提案されているが、溶鋼過熱度、鋳造速度などを含めた適正操業条件が明確ではなく、また設備上のトラブルも懸念され、安定操業を実現するための鋳造方法として、なお改善の余地がある。

本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、中炭素鋼の鋳造時に発生が懸念される鋳片短辺部の不均一凝固に起因する割れ性ブレークアウトを完全に防止するため、モールドフラックスの性状、電磁力による溶鋼の流動制御、溶鋼の過熱度、鋳造速度などを総合し、中炭素鋼を安定して鋳造することのできる連続鋳造方法を提供することにある。

本発明者らは、上述の課題を解決するために、鋳片短辺部のバルジング応力によりブレークアウトしやすい厚さ２４０ｍｍを超える中炭素鋼鋳片を、鋳型出側での凝固シェル厚を確保しにくい、鋳型長さが１．１ｍ以下の鋳型を用いて、湾曲型または垂直曲げ型連続鋳造機により、安定して鋳造できる連続鋳造方法について研究を重ね、下記の（ａ）〜（ｄ）の知見を得て、本発明を完成させた。

（ａ）鋳片短辺表面とホワイトラインの生成位置との間隔を用いて下記（１）式により求められる鋳片の不均一凝固指数（Ａ）が０．７未満となるように鋳造することにより、鋳片短辺部のブレークアウトを防止することができる。

Ａ＝１−２ｂ／（ａ＋ｃ） ・・・・（１）
ここで、ａ、ｂおよびｃは、それぞれ、後述するとおり、鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間隔（ｍｍ）を意味する。また、「ホワイトライン」とは、鋳型内の溶鋼流動により凝固シェル前面のデンドライト樹枝間において偏析成分の濃化した溶鋼が洗い流されて形成された負偏析線を意味する。

（ｂ）連続鋳造に使用するモールドフラックスの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）の適正範囲は１．２〜２．５であり、凝固温度の適正範囲は１２００〜１２８０℃である。塩基度または凝固温度が低過ぎる場合には、溶融フラックスの凝固過程における結晶相の析出量が少なく、鋳型と凝固シェルとの間における抜熱量が増大し、緩冷却が得られない。逆に、塩基度または凝固温度が高過ぎる場合には、鋳型と凝固シェルとの間の潤滑が阻害され、鋳型への凝固シェルの焼付きによる拘束性ブレークアウトが発生しやすくなる。

（ｃ）電磁流動制御装置などの磁場印加装置を用いて、鋳型厚さ方向中心部での磁場の強度が０．１５テスラ（Ｔ）以上の静磁場を鋳型内溶鋼に印加して溶鋼流に制動力を作用させ、溶鋼流速を減速することにより、前記不均一凝固指数（Ａ）を低減することができる。

（ｄ）タンディッシュ内における溶鋼の過熱度（ΔＴ（℃））と鋳造速度（Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ））とが下記（２）式で表される関係を満足するように鋳造することにより、鋳片短辺部のブレークアウトを防止することができ、また、下記（３）式で表される関係を満足するように鋳造することにより、ブレークアウトのみならず、短辺部割れの発生をも防止することができる。

−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧３．０ ・・・（２）
−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧４．０ ・・・（３）
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記の（１）〜（４）に示す中炭素鋼の連続鋳造方法にある。

（１）Ｃ含有率が０．０８〜０．１６質量％の中炭素鋼を、鋳型厚さが２４０ｍｍを超え、鋳型長さが１．１ｍ以下の鋳型を備えた湾曲型または垂直曲げ型連続鋳造機により、ノズルの吐出孔が水平方向よりも下方を向いた浸漬ノズルを用いて鋳造するに際し、ＣａＯとＳｉＯ₂の質量含有率の比である塩基度が１．２〜２．５であり、凝固温度が１２００〜１２８０℃であるモールドフラックスを使用し、浸漬ノズルの吐出孔よりも下方に設置された磁場印加装置を用いて鋳型厚さ方向中心部における磁場の強度が０．１５Ｔ以上の静磁場を鋳型内溶鋼に印加し、鋳造速度を１．３〜２．０ｍ／ｍｉｎとして、下記（１）式により表される鋳片の不均一凝固指数（Ａ）が０．７未満となるように鋳造することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法（以下、「第１発明」とも記す）。

Ａ＝１−２ｂ／（ａ＋ｃ） ・・・・（１）
ここで、ａ、ｂおよびｃは、鋳片短辺部における鋳片厚さの１／２の位置での縦断面における鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間隔（ｍｍ）を意味し、ｂは上記の間隔の最小値を示し、ａおよびｃは、上記最小値を示す位置から鋳造方向に前後１０ｍｍの位置における鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間隔（ｍｍ）を示す。

（２）前記（１）に記載の連続鋳造方法において、前記（１）式により表される鋳片の不均一凝固指数（Ａ）が０．４未満となるように鋳造することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法（以下、「第２発明」とも記す）。

（３）前記（１）または（２）に記載の連続鋳造方法において、さらに下記（２）式により表される関係を満足するようにタンディッシュ内における溶鋼の過熱度（ΔＴ（℃））および鋳造速度（Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ））を調整することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法（以下、「第３発明」とも記す）。

−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧３．０ ・・・（２）
（４）前記（１）または（２）に記載の連続鋳造方法において、さらに下記（３）式により表される関係を満足するようにタンディッシュ内における溶鋼の過熱度（ΔＴ（℃））および鋳造速度（Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ））を調整することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法（以下、「第４発明」とも記す）。

−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧４．０ ・・・（３）
本発明において、「鋳片短辺部における鋳片厚さの１／２の位置での縦断面」とは、鋳片幅方向端部（側面部）における厚さ中心位置での鋳片長辺面に平行な縦断面を意味し、以下の説明では、「鋳片短辺部（１／２）厚さ位置の縦断面」とも記す。

また、「ホワイトライン」とは、凝固シェル前面のデンドライト樹枝間において偏析成分の濃化した溶鋼が鋳型内の溶鋼の流動により洗い流されて形成された負偏析線を意味する。

そして、「溶鋼の過熱度（ΔＴ）」とは溶鋼温度から溶鋼の液相線温度を差し引いた値を意味する。

本発明によれば、モールドフラックスの性状、電磁力による溶鋼の流動制御、溶鋼過熱度、鋳造速度などを総合した最適条件で中炭素鋼を鋳造することにより、鋳片短辺部の不均一凝固に起因する割れ性ブレークアウトを完全に防止し、中炭素鋼を安定して連続鋳造できる。したがって、本発明の連続鋳造方法は、プロセスの安定稼動による生産性の向上および鋳片品質の向上の両面で、中炭素鋼の連続鋳造技術に大きく寄与できる。

本発明は、前記のとおり、Ｃ含有率が０．０８〜０．１６％の中炭素鋼を、厚さが２４０ｍｍを超え、長さが１．１ｍ以下の鋳型を備えた湾曲型または垂直曲げ型連続鋳造機により、吐出孔が水平方向よりも下方を向いた浸漬ノズルを用いて鋳造するに際し、塩基度が１．２〜２．５であり、凝固温度が１２００〜１２８０℃であるモールドフラックスを使用し、浸漬ノズルの吐出孔よりも下方に設置された磁場印加装置を用いて鋳型厚さ方向中心部における磁場の強度が０．１５Ｔ以上の静磁場を鋳型内溶鋼に印加し、鋳造速度を１．３〜２．０ｍ／ｍｉｎとして、前記（１）式により表される鋳片の不均一凝固指数（Ａ）が０．７未満となるように鋳造する中炭素鋼の連続鋳造方法である。以下に、本発明の方法についてさらに詳細に説明する。

（１）鋳型厚さおよび鋳型長さならびにモールドフラックスの性状
本発明は、鋳片短辺部のバルジング応力により鋳片がブレークアウトしやすい鋳型厚さ（鋳片厚さ）が２４０ｍｍを超え、鋳型長さが１．１ｍ以下の鋳型を備えた湾曲型または垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、中炭素鋼を鋳造する場合に適用される。鋳型長さが１．１ｍを超えて長い場合には、鋳片の鋳型内通過時間を長くすることができるので、鋳型出側における鋳片内凝固シェルの十分な厚さを確保でき、したがって、ブレークアウトの発生するおそれは大幅に低下する。そこで、本発明者らは、ブレークアウトが発生するおそれの高い鋳型長さが１．１ｍ以下の連続鋳造機を用いた場合に、ブレークアウトを防止することのできる中炭素鋼の最適な連続鋳造方法につき研究を重ねた。

本発明において用いるモールドフラックスの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）の適正範囲は１．２〜２．５であり、また、凝固温度の適正範囲は１２００〜１２８０℃である。塩基度が１．２未満または凝固温度が１２００℃未満では、溶融フラックスの凝固過程における結晶相の析出量が少なく、ガラス相の占める比率が高くなって、鋳型と凝固シェルとの間の熱伝達率が上昇するので、鋳片からの抜熱量が増加し、緩冷却が達成できないからである。

一方、塩基度が２．５を超えて高いか、または凝固温度が１２８０℃を超えて高い場合には、鋳型と凝固シェルとの間の潤滑が阻害され、鋳型への凝固シェルの焼付きによる拘束性ブレークアウトが発生する可能性が高くなる。

（２）鋳片の不均一凝固指数
（２）−１ 凝固シェルの調査に基づく不均一凝固指数の導出
ブレークアウトが発生すると鋳型内にその凝固シェルが残存する。その凝固シェルを観察調査することにより、鋳片内に発生した不均一凝固の程度を調査することができる。

表１に、ブレークアウトの発生した凝固シェルの調査結果を示し、また、図１には、鋳片のブレークアウト発生時の凝固シェルの外観の一例を示した。

図１において、灰色の部分は凝固シェルであり、図中に示したとおり、その上側が凝固シェルの内面であり、下側が鋳片短辺表面である。また、同図中の符号ｂ₁は凝固シェル厚さの最小値を表し、ａ₁およびｃ₁は、その最小値を示す位置から鋳造方向に前後１０ｍｍの位置における凝固シェルの厚さを表す。

表１において、Ａ₁の値は、前記の図１に示されたブレークアウト発生時の凝固シェルの厚さの分布に基づいて、下記の（４）式により指数化された凝固シェルの不均一凝固指数である。

Ａ₁＝１−２ｂ₁／（ａ₁＋ｃ₁） ・・・・（４）
ここで、ａ₁、ｂ₁およびｃ₁は、鋳片短辺部（１／２）厚さ位置の縦断面における凝固シェルの厚さ（ｍｍ）を意味し、図１中に示されたとおり、ｂ₁は上記の凝固シェル厚さの最小値を表し、ａ₁およびｃ₁は、上記最小値を示す位置から鋳造方向に前後１０ｍｍの位置における凝固シェルの厚さ（ｍｍ）を表す。

表１の結果から、ブレークアウトの発生したケース１〜ケース５の鋳片凝固シェルでは、いずれも鋳造条件に拘わらずに（４）式により計算される不均一凝固度Ａ₁の値が０．７０〜０．７５の範囲であることが確認された。また、Ａ₁の値が最大値を示す位置は、浸漬ノズルからの溶鋼の吐出流が凝固シェルに衝突する位置と一致することも判明した。

これらの結果は、浸漬ノズルからの溶鋼の吐出流により凝固シェルが再溶解して凝固シェル厚さの不均一が形成されたことを示している。また、表１に示された結果から、不均一凝固指数Ａ₁の値が０．７以上になると、ブレークアウトが発生することが明らかとなった。

（２）−２ 鋳片の不均一凝固指数とその適正範囲および静磁場流動制御条件
次に、鋳造が行われた鋳片の短辺部における凝固性状を調査した。図２は、鋳片の短辺部における凝固性状の調査方法を示す図である。同図に示すように、鋳片１の短辺部から鋳片短辺部（１／２）厚さ位置の縦断面試料２を切り出し、図中の斜線部で示した面にデンドライトエッチングを施した。当該位置では、鋳片短辺表面から数ｍｍ〜２０ｍｍ程度の範囲に、鋳造方向に沿ってホワイトラインが確認された。このホワイトラインは、鋳型内の溶鋼流動により凝固シェル前面のデンドライト樹枝間における偏析成分の濃化溶鋼が洗い流されて負偏析を形成することにより観察されるものであり、鋳型内における凝固シェルの形成状況を把握するための重要な手がかりとなる。

図３は、不均一凝固指数（Ａ）の定義方法を説明するための図である。図中に示したとおり、鋳片短辺表面から一定の間隔を隔てた鋳片の内側にホワイトラインが認められる。同図中の符号ｂは鋳片短辺表面とホワイトラインとの間隔の最小値を示し、符号ａおよびｃは、その最小値を示す位置から鋳造方向に前後１０ｍｍの位置における鋳片短辺表面とホワイトラインとの間隔を示す。

図３に示された鋳片短辺表面とホワイトラインとの間隔の分布に基づいて、下記（１）式により鋳片の不均一凝固指数（Ａ）を定義した。

Ａ＝１−２ｂ／（ａ＋ｃ） ・・・・（１）
さらに、種々の鋳造条件において、鋳片短辺部における上記Ａの値を測定し、不均一凝固指数（Ａ）の有用性を調査した。

図４は、鋳型への単位時間当たりの溶鋼供給量（以下、「スループット」とも称する）と不均一凝固指数（Ａ）との関係を示す図である。同図の結果から、鋳型内への単位時間当たりの溶鋼供給量、すなわちスループットが増加するにつれてＡの値は増加し、不均一凝固が進行することが確認された。

また、鋳型内静磁場流動制御装置などの静磁場印加装置を用いて、鋳型厚さ方向中心部において０．１５テスラ（Ｔ）以上の磁場強度の静磁場を印加すると、同一スループットにおいても前記Ａの値が低減することが見出された。下向きの吐出孔を有する浸漬ノズルを用いて鋳造する場合に、吐出溶鋼流に対して効果的に制動力を与えるには、静磁場印加装置は、磁場の最大値を示す位置が浸漬ノズルよりも下方に位置するように設置することが必要である。好ましくは、吐出溶鋼流の通過経路の位置に配置するのが一層効果的である。

図４の結果から、ブレークアウトを発生することなく鋳造を行うことができたいずれの条件の試験においても、Ａの値は０．７未満であることがわかる。したがって、前記（２）−１にて説明した凝固シェルの調査測定結果から得られた不均一凝固指数Ａ₁の値をそのままＡの値として適用できることが判明した。そこで、Ａの値の適正範囲を０．７未満とした。

また、図４の結果に示したとおり、Ａの値が０．４以上の領域において割れが発生していた。なお、同図では、鋳片短辺部（１／２）厚さ位置縦断面の試料において、表面に長さが５ｍｍ以上の割れが３個以上認められた場合を「割れ発生」とした。図５は、鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間の狭い領域に観察された割れの一例を示す図である。

上記のような割れは、ブレークアウトまでには至らないものの、鋳片の品質を悪化させるおそれがある。また、この割れは、以降の鋳造過程である鋳型出側でのスプレー冷却により発生する熱応力や、鋳造中の幅替により発生する機械的応力により、開孔する可能性がある。上記の理由から、ブレークアウトの発生のみならず、その起点となる割れの発生を完全に防止するためには、Ａの値を０．４未満とすることが好ましい。

したがって、図４の結果に見られるとおり、スループットが４ｔ／ｍｉｎを超える高速鋳造の場合においても、Ａの値を割れが発生しない０．４未満の好ましい範囲に制御するためには、静磁場の強度を０．２０Ｔ以上とすることが好ましい。

不均一凝固指数（Ａ）が本発明で規定する範囲内となるように鋳造するには、図４に示すように静磁場の印加強度および鋳造幅または鋳造速度のいずれを調整してもよい。しかしながら、鋳造幅や鋳造速度の変更はスループットの増減に影響し、生産速度を低下させる因子でもあることから、生産性の低下を防止する観点から、静磁場の印加強度を調整するのが好ましい。

（３）溶鋼の過熱度および鋳造速度
溶鋼過熱度とブレークアウトとの関係を定量化するために、溶鋼過熱度とホワイトラインの性状との関係を調査した。その結果、不均一凝固指数（Ａ）と溶鋼過熱度（ΔＴ）との間には明確な相関関係は認められず、不均一凝固部を除いた鋳片短辺表面とホワイトラインとの距離（Ｂ）、つまり凝固シェル厚さと溶鋼過熱度（ΔＴ）との間に相関関係が見出された。

図６は、タンディッシュ内における溶鋼の過熱度（ΔＴ）と、鋳片の短辺部表面とホワイトラインとの距離（Ｂ）との関係を示す図である。同図の結果から、タンディッシュ内の溶鋼過熱度が増加するにつれて鋳片の短辺表面とホワイトラインとの距離（Ｂ（ｍｍ））、つまり凝固シェル厚さは直線的に減少することがわかる。また、鋳造速度の増加とともにＢの値（ｍｍ）が減少することも確認された。

図６で得られた関係、および凝固シェル厚さは鋳造速度（Ｖｃ）の平方根に反比例する関係に基づいて、鋳片の短辺表面とホワイトラインとの距離（Ｂ（ｍｍ））と、鋳造速度およびタンディシュ内溶鋼過熱度との関係を回帰分析し、下記の（５）式を得た。

Ｂ＝−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９ ・・・・（５）
ここで、ΔＴはタンディッシュ内における溶鋼の過熱度（℃）を、Ｖｃは鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）をそれぞれ表す。

ブレークアウトを発生しなかった鋳片から試料を採取し、鋳片表面とホワイトラインとの距離が最小値を示す鋳片表面とホワイトラインとの間の間隔（ｂ_min）を調査した。図７は、鋳片表面とホワイトラインとの距離が最小値を示す鋳片表面とホワイトラインとの間の間隔（ｂ_min）およびタンディッシュ内の溶鋼過熱度がブレークアウトおよび割れの有無に及ぼす影響を示す図である。

同図の結果から、鋳片表面とホワイトラインとの距離が１．２ｍｍ以上であればブレークアウトの発生のおそれはなく、また、１．８ｍｍ以上であれば割れが発生するおそれがないことが判明した。

一方、ブレークアウトが発生しない不均一凝固指数（Ａ）の最大値である０．７、および、ブレークアウトが発生せず、かつ鋳片表面とホワイトラインとの間の最小部位に割れが発生しない不均一凝固指数（Ａ）の最大値である０．４の値を用いて、ブレークアウトの発生するおそれのない鋳片表面とホワイトラインとの間隔（ｂ_min）＝１．２ｍｍ、および割れの発生するおそれのない鋳片表面とホワイトラインとの間隔（ｂ_min）＝１．８ｍｍから、前記式（１）を用いて鋳片表面とホワイトラインとの間隔（ａとｃの平均値）を逆算した。その結果、ブレークアウトの発生するおそれのない鋳片表面とホワイトラインとの間隔は、それぞれ３．０ｍｍおよび４．０ｍｍとなった。

つまり、下記の（２）式の関係を満足するように鋳造することにより、ブレークアウトの発生を防止することができ、さらに、下記（３）式の関係を満たすように鋳造することにより、ブレークアウトの発生のみならず、割れの発生をも防止できることが判明した。

−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧３．０ ・・・（２）
−０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧４．０ ・・・（３）
したがって、ブレークアウトやその起点となる割れを防止するには、（２）式の関係を満足するように溶鋼過熱度および鋳造速度を調整して鋳造操業を行うことが好ましく、さらに、割れの発生をも防止するためには、（３）式の関係を満足するように溶鋼過熱度および鋳造速度を調整することが好ましい。

なお、本発明における（２）式および（３）式の適用可能範囲は、回帰分析に使用した試験データの範囲および回帰式の性質から、鋳造速度が１．３〜２．０ｍ／ｍｉｎの範囲である。

本発明の連続鋳造方法の効果を確認するため、下記の連続鋳造試験を行うとともに、得られた鋳片の縦断面を調査してその結果を評価した。

機長が４３ｍで、鋳型厚さが２７０ｍｍおよび鋳型長さが０．９ｍの鋳型を備えた垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、鋼の主要成分組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１１％およびＭｎ：１．０％の中炭素鋼を鋳造した。鋳造速度は１．３〜１．８ｍ／ｍｉｎの間で変化させ、タンディッシュ内における溶鋼の過熱度は１５〜４０℃の間で調整した。鋳造には、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）が１．８で、凝固温度が１２３５℃のモールドフラックスを使用し、浸漬ノズルはノズルの吐出孔が水平方向よりも３０°下方を向いたノズルを用いた。また、鋳型長辺面の外側で浸漬ノズルの吐出孔よりも下方に、静磁場流動制御装置を設置し、鋳型内の溶鋼に印加する静磁場の強度を調整することにより溶鋼の鋳型内流速を制御した。

鋳造試験中の鋳片のブレークアウトの有無を調査するとともに、鋳造により得られた鋳片から、前記図２に示したとおりの、鋳片短辺部（１／２）厚さ位置縦断面の試料を採取し、不均一凝固指数、短辺面の割れの有無などを調査した。

試験条件および試験結果を表２に示した。

同表中で、短辺面割れの有無については、鋳片短辺部（１／２）厚さ位置縦断面の試料において、表面に長さが５ｍｍ以上の割れが３個以上発生した場合を「割れ有り」と判定した。

試験番号１〜４の試験は、本発明（第１発明）で規定する条件を満足する本発明例についての試験であり、また、試験番号５〜８の試験は、本発明で規定する条件の少なくとも１つを満たさない比較例についての試験である。

試験番号１〜４の本発明例では、鋳片のブレークアウトは発生せず、中炭素鋼の安定鋳造操業が達成できた。特に、第１発明、第２発明、第３発明および第４発明で規定する全ての条件を満足する試験番号４の本発明例は、ブレークアウトのみならず、鋳片短辺面の割れも発生せず、安定鋳造操業および鋳片品質の向上の両面において、極めて良好な結果を示した。

また、第２発明、第３発明および第４発明で規定する条件を満たさない試験番号１の本発明例、第３発明および第４発明で規定する条件を満たさない試験番号２の本発明例、ならびに第２発明および第４発明で規定する条件を満たさない試験番号３は、いずれも鋳片短辺面に割れが発生したが、後工程での鋳片手入れや圧延後の製品段階での数十ｍｍ程度の幅トリムなどにより治癒できる程度のものであり、使用上問題はなかった。

これに対して、静磁場流動制御を行わず、かつＡの値が本発明（第１発明）で規定する条件を満たさない試験番号５の比較例、ならびに静磁場の強度およびＡの値が本発明で規定する条件を満たさない試験番号６〜８の比較例は、いずれもブレークアウトおよび短辺面の割れを発生し、劣った結果となった。

本発明によれば、モールドフラックスの性状、電磁力による溶鋼の流動制御、溶鋼過熱度、鋳造速度などを総合した最適条件で中炭素鋼を鋳造することにより、鋳片短辺部の不均一凝固に起因する割れ性ブレークアウトを完全に防止し、中炭素鋼を安定して連続鋳造することができる。したがって、本発明の連続鋳造方法は、プロセスの安定稼動および鋳片品質の向上を要求される中炭素鋼の連続鋳造工程に広範に適用できる。

鋳片のブレークアウト発生時の凝固シェルの外観の一例を示す図である。 鋳片の短辺部における凝固性状の調査方法を示す図である。 不均一凝固指数（Ａ）の定義方法を説明するための図である。 鋳型への単位時間当たりの溶鋼供給量（スループット）と不均一凝固指数（Ａ）との関係を示す図である。 鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間の狭い領域に観察された割れの一例を示す図である。 タンディッシュ内における溶鋼の過熱度と、鋳片の短辺部表面とホワイトラインとの距離（Ｂ）との関係を示す図である。 鋳片表面とホワイトラインとの距離が最小値を示す鋳片表面とホワイトラインとの間の間隔（ｂ_min）およびタンディッシュ内の溶鋼過熱度がブレークアウトおよび割れの有無に及ぼす影響を示す図である。

符号の説明

１：鋳片、 ２：鋳片短辺部（１／２）厚さ位置縦断面試料

Claims (4)

1. Ｃ含有率が０．０８〜０．１６質量％の中炭素鋼を、鋳型厚さが２４０ｍｍを超え、鋳型長さが１．１ｍ以下の鋳型を備えた湾曲型または垂直曲げ型連続鋳造機により、ノズルの吐出孔が水平方向よりも下方を向いた浸漬ノズルを用いて鋳造するに際し、ＣａＯとＳｉＯ₂の質量含有率の比である塩基度が１．２〜２．５であり、凝固温度が１２００〜１２８０℃であるモールドフラックスを使用し、浸漬ノズルの吐出孔よりも下方に設置された磁場印加装置を用いて鋳型厚さ方向中心部における磁場の強度が０．１５Ｔ以上の静磁場を鋳型内溶鋼に印加し、鋳造速度を１．３〜２．０ｍ／ｍｉｎとして、下記（１）式により表される鋳片の不均一凝固指数（Ａ）が０．７未満となるように鋳造することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法。
   Ａ＝１−２ｂ／（ａ＋ｃ） ・・・・（１）
   ここで、ａ、ｂおよびｃは、鋳片短辺部における鋳片厚さの１／２の位置での縦断面における鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間隔（ｍｍ）を意味し、ｂは上記の間隔の最小値を示し、ａおよびｃは、上記最小値を示す位置から鋳造方向に前後１０ｍｍの位置における鋳片の短辺表面とホワイトラインとの間隔（ｍｍ）を示す。
2. 請求項１に記載の連続鋳造方法において、前記（１）式により表される鋳片の不均一凝固指数（Ａ）が０．４未満となるように鋳造することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法。
3. 請求項１または２に記載の連続鋳造方法において、さらに下記（２）式により表される関係を満足するようにタンディッシュ内における溶鋼の過熱度（ΔＴ（℃））および鋳造速度（Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ））を調整することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法。
   −０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧３．０ ・・・（２）
4. 請求項１または２に記載の連続鋳造方法において、さらに下記（３）式により表される関係を満足するようにタンディッシュ内における溶鋼の過熱度（ΔＴ（℃））および鋳造速度（Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ））を調整することを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法。
   −０．０７９×ΔＴ＋２３．９４／Ｖｃ^1/2−１２．３９≧４．０ ・・・（３）

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