JP4508086B2 - 鋼の連続鋳造用モールドパウダーおよび連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼の連続鋳造用モールドパウダーおよび連続鋳造方法に関し、さらに詳しくは、溶鋼を汚染することなく発熱剤の金属を安定して燃焼させ、高い保温効果を発揮するモールドパウダーおよびそのパウダーを用いた連続鋳造方法に関する。

連続鋳造においては、浸漬ノズルとモールドパウダーを用いたいわゆるパウダーキャスティングが広く普及している。パウダーキャスティングは、その発明によって鋼の連続鋳造の工業化が進んだとされるほど鋼の連続鋳造に最も適した方法である。

しかし、パウダーキャスティング技術には、鋳型内溶鋼の熱バランスの調整に難しさがある。すなわち、鋳型内が溶鋼を冷却し、凝固させる場所であるにもかかわらず、鋳型内の湯面（以下、「メニスカス」とも記す）には熱供給が必要であるという点である。メニスカスへの熱供給が滞ると、メニスカスの溶鋼が凝固し、非金属介在物や気泡の浮上除去が阻害され、また、モールドパウダーの滓化および溶融が滞る。それらの結果、鋳片品質や連続鋳造操業上のトラブルが引き起こされる。

上記のように、メニスカスへの熱供給は重要であるにもかかわらず、熱供給は浸漬ノズルからの吐出流に依存している。したがって、吐出する溶鋼の温度低下や浸漬ノズルの閉塞による溶鋼流動の変化といった操業条件の変動によって、メニスカスへの熱供給は不足しがちであり、それが様々なトラブルの原因となっている。

上記の観点から、モールドパウダーの有する多くの特性の中でも、保温性は最も重要な特性のひとつである。従来から、モールドパウダーの保温性を高める方法には大別して下記の２つの方法がある。すなわち、
（１）嵩密度を低下させることにより、空気断熱作用を高める。

（２）カーボンや金属などのように燃焼により発熱する原料を多量に配合する。

上記（１）に関する技術の開示例としては、下記に示すとおり、特許文献１、特許文献２などがあり、また、（２）に関する技術の開示例としては、特許文献３、特許文献４などがある。

前記特許文献１には、主成分がＣａＯ、ＳｉＯ₂およびＣａＦ₂であるパウダー中のＢ₂Ｏ₃濃度、１５７３Ｋにおける粘度および融点が規定され、（ＣａＯ＋ＣａＦ₂×０．７１８）／ＳｉＯ₂で定義される質量濃度比が０．９以上１．３未満、添加カーボン濃度が１．０ｍａｓｓ％以上、嵩密度が９００ｋｇ／ｍ³未満である連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。また、特許文献２には、過包晶中炭素鋼の溶鋼を連続鋳造する際に、塩基度、凝固温度、１３００℃における粘度が規定され、嵩比重が０．５〜０．９およびＣ含有量が２〜２０質量％であるモールドパウダを用いる溶鋼の連続鋳造方法が開示されている。

さらに、特許文献３には、ＳｉＯ₂、ＣａＯ、Ａｌ₂Ｏ₃を主成分とするパウダー基材に発熱材および助燃材を添加したモールドパウダーにおいて、助燃材として酸化ニッケルを用いる鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。そして、特許文献４には、連続鋳造用初期モールドパウダーであって、ＣａＯ、ＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃、Ｎａ₂ＯおよびＭｇＯを主成分とするプリメルト原料を６０〜９０質量％、金属発熱材としてＣａ−Ｓｉ、Ａｌ−ＭｇおよびＣａ−Ａｌ合金のうちの１種以上を５〜２０質量％、および助燃材として酸化鉄を含有するモールドパウダーが開示されている。

しかしながら、上記に開示されたモールドパウダーにおいては、嵩密度を低く保つことによる空気断熱作用が最適条件に維持され、また、保温性を確保するための高融点または高軟化点の原料が必ずしも優先的に配合されているとはいえない。Ｃａ−Ｓｉなどの発熱金属の燃焼に際して助燃剤として用いられる酸化鉄や酸化マンガンなどの低級酸化物が完全には分解せずに溶鋼中に残留し、溶鋼を汚染するといった問題もある。さらに、炭酸塩の分解反応による攪拌作用を有効に発揮させるためのモールドパウダーの焼結の抑制などについても十分な配慮がなされていない。

特許第２９８５６３３号公報（特開平７−１９５１６２号公報）（特許請求の範囲、段落［００１６］および［００１７］） 特開２００４−９８０９２号公報（特許請求の範囲、段落［００１５］および［００１６］） 特開平８−５２５５０号公報（特許請求の範囲、段落［０００８］および［０００９］） 特開平１０−３４３０１号公報（特許請求の範囲および段落［００１６］）

前述のとおり、従来のモールドパウダーには、溶鋼を汚染することなく良好な保温性を発揮する上で下記の問題があった。すなわち、（ａ）鋳型内において、助燃剤の発熱金属として用いられる酸化鉄や酸化マンガンなどの低級酸化物が完全に還元されずに溶鋼中に残留するため、溶鋼が汚染される、および（ｂ）モールドパウダーの焼結が十分に抑制できないため、嵩密度の低下による空気断熱作用、および炭酸塩の分解反応による攪拌作用を活用した十分な保温効果が発揮できない、などである。

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、下記の（１）〜（３）を満足するモールドパウダー、およびそのモールドパウダーを用いた連続鋳造方法を提供することにある。すなわち、（１）パウダー中の助燃剤としての低級酸化物による溶鋼の汚染を防止しつつ、発熱剤の金属を安定して燃焼させる、（２）パウダーの焼結を抑制することにより、嵩密度を低く維持して空気断熱作用を高める、および（３）炭酸塩の分解反応による攪拌を有効に作用させて優れた保温効果を発揮する、である。

本発明者らは、上述の課題を解決するために、従来の問題点を踏まえてモールドパウダーによる溶鋼の汚染防止および保温性の向上について研究開発を進め、下記の（ａ）〜（ｃ）の知見を得て、本発明を完成された。

（ａ）カーボンに比べて燃焼温度が高く溶鋼湯面の保温効果が高いＣａ−Ｓｉ合金や金属Ｓｉを酸化鉄や酸化マンガンといった低級酸化物を助燃剤（酸素源）に用いて燃焼させる場合に、硝酸ソーダ（ＮａＮＯ₃）の分解による酸素供給と炭酸塩の分解により発生するＣＯやＣＯ₂の攪拌作用とを併用することにより、低級酸化物が完全に還元され、溶鋼が汚染されることなく、Ｃａ−Ｓｉ合金または金属Ｓｉを安定して燃焼させることができる。

（ｂ）炭酸塩の分解反応による攪拌を有効に作用させるには、モールドパウダーの粒子形状を粉末状とした上で、その焼結を抑制することが重要である。焼結を抑制するためには、バインダーとなる低融点のアルカリ金属フッ化物や氷晶石を含有しないことが好ましい。

（ｃ）上記（ａ）または（ｂ）の保温性の良好なモールドパウダーを、Ｐｂ快削鋼または極低炭素鋼の鋳造時に使用すると、鋳片表層部におけるピンホールや非金属介在物に起因する欠陥を低減させることができるので、好ましい。

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）および（２）に示される鋼の連続鋳造用モールドパウダー、並びに（３）に示される鋼の連続鋳造方法にある。

（１）ＣａＯおよびＳｉＯ₂を主成分とし、全Ｃａ濃度をＣａＯ含有率として、また全Ｓｉ濃度をＳｉＯ₂含有率として各質量％で換算するとき、該ＣａＯ含有率を該ＳｉＯ₂含有率で除した比であるＣａＯ／ＳｉＯ₂の値が１．０〜１．９であり、質量％で、Ａｌ₂Ｏ₃含有率が２〜１８％、Ｎａ₂Ｏ、Ｌｉ₂ＯおよびＦの合計含有率が２〜２５％であり、炭酸塩が炭素換算含有率０．８〜３．５％で、硝酸ソーダが含有率１〜５％で、炭素が含有率０．１〜１０％で、Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉが含有率２〜１０％でそれぞれ配合され、質量％で、炭酸塩濃度の炭素換算含有率をＡ（％）、Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率をＭ（％）、硝酸ソーダ含有率をＮ（％）とするとき、これらＡ、ＭおよびＮが、下記の（１）式および（２）式により表される関係を満たし、酸化鉄濃度がＦｅ₂Ｏ₃換算含有率で２％未満および酸化マンガン濃度がＭｎＯ換算含有率で３％未満であり、凝固温度が１０５０〜１２５０℃であり、そして１３００℃における粘度が０．０４〜０．８Ｐａ・ｓ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（以下、「第１発明」とも記す）。

０．２Ｍ＜Ａ＜１．２Ｍ ・・・（１）
０．３Ｍ＜Ｎ＜１．５Ｍ ・・・（２）
（２）粒子形態が粉末状であり、アルカリ金属フッ化物および氷晶石をいずれも含有しないことを特徴とする前記（１）に記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダー（以下、「第２発明」とも記す）。

（３）前記（１）または（２）に記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダーを用いて、鉛快削鋼または極低炭素鋼を鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法（以下、「第３発明」とも記す）。

本発明において、「ＣａＯおよびＳｉＯ₂を主成分とする」とは、滓化溶融後のＣａＯおよびＳｉＯ₂の合計含有率が６０質量％以上を占めることを意味する。

「全Ｃａ濃度をＣａＯ含有率として換算する」とは、Ｃａを含む全ての原料（ＣａＯ、ＣａＦ₂、ＣａＣＯ₃、Ｃａ−Ｓｉ合金など）中のＣａ濃度をＣａＯ含有率に換算することを意味し、同様に、「全Ｓｉ濃度をＳｉＯ₂含有率換算する」とは、Ｓｉを含む全ての原料（ＳｉＯ₂、Ｃａ−Ｓｉ合金など）中のＳｉ濃度をＳｉＯ₂含有率に換算すること意味する。

「炭酸塩」とは、炭酸ソーダ（ソーダ灰）、炭酸カルシウム、炭酸マグネシウムおよび炭酸リチウムのうちから選ばれた１種以上を意味する。

また、「粒子形態が粉末状」とは、粒子形態が顆粒状および中空球状のいずれでもなく、粉末状であることを意味する。

さらに、「鉛快削鋼」とは、鉛（Ｐｂ）の含有率が０．１５〜０．４０質量％である炭素鋼または低合金鋼を意味し、また、「極低炭素鋼」とは、自動車用鋼板などに多く用いられているＣ含有率が１０〜４０ｐｐｍの極低炭素鋼を意味する。

なお、以下の説明において、「％」の表記は「質量％」を意味し、「ｐｐｍ」の表記は質量基準のｐｐｍ（分率）を意味する。

本発明の連続鋳造用モールドパウダーは、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値、Ａｌ₂Ｏ₃含有率、Ｎａ₂Ｏ、Ｌｉ₂ＯおよびＦの合計含有率、ならびに炭酸塩中の換算炭素、硝酸ソーダ、炭素、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ、酸化鉄および酸化マンガンの各含有率、ならびに凝固温度および粘度が適正範囲に調整されているので、パウダー中の低級酸化物による溶鋼の汚染を防止しつつ、発熱剤の金属を安定して燃焼させ、また、パウダーの焼結を抑制することにより、嵩密度を低く維持して空気断熱作用を高めるとともに、炭酸塩の分解反応による攪拌を有効に作用させ、優れた保温効果を発揮する。また、本発明のモールドパウダーを用いて鉛快削鋼または極低炭素鋼を連続鋳造することにより、鋳片表層部におけるピンホールなどの欠陥を低減した良好な品質の鋳片を製造することができる。

モールドパウダーは、一般に、３ＣａＯ・ＳｉＯ₂や２ＣａＯ・ＳｉＯ₂など、ＣａＯとＳｉＯ₂を主な成分とする主原料に、塩基度調整のための主としてＳｉＯ₂からなるシリカ源、ＦやＮａなどのアルカリ金属を多く含有するフラックス成分、炭酸塩、滓化調整用カーボンを加えて構成されている。また、助燃剤であるＦｅ₂Ｏ₃やミルスケールなどの酸化鉄とともに、発熱金属としてＣａ−Ｓｉ合金や金属Ｓｉを加える場合もある。以下、本発明の詳細について説明する。

（１）第１発明
前記のとおり、第１発明は、ＣａＯおよびＳｉＯ₂を主成分とし、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値が１．０〜１．９であり、Ａｌ₂Ｏ₃含有率が２〜１８％、Ｎａ₂Ｏ、Ｌｉ₂ＯおよびＦの合計含有率が２〜２５％であり、炭酸塩が炭素換算含有率０．８〜３．５％で、硝酸ソーダが含有率１〜５％で、炭素が含有率０．１〜１０％で、Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉが含有率２〜１０％でそれぞれ配合され、炭酸塩濃度の炭素換算含有率をＡ（％）、Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率をＭ（％）、硝酸ソーダ含有率をＮ（％）とするとき、これらＡ、ＭおよびＮが、前記（１）式および（２）式により表される関係を満たし、酸化鉄濃度がＦｅ₂Ｏ₃換算含有率で２％未満および酸化マンガン濃度がＭｎＯ換算含有率で３％未満であり、凝固温度が１０５０〜１２５０℃であり、そして１３００℃における粘度が０．０４〜０．８Ｐａ・ｓである鋼の連続鋳造用モールドパウダーである。

第１発明の範囲を上記のとおり規定した理由、および好ましい範囲について、下記に説明する。

ＣａＯ／ＳｉＯ₂の範囲を１．０〜１．９としたのは、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値が１．０未満では、ＳｉＯ₂の活量が上昇し、ＳｉＯ₂による溶鋼の汚染の問題が生じるからであり、一方、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値が１．９を超えて高くなると、モールドパウダーの凝固温度が過度に上昇し、滓化が遅れるなどの問題を生じるからである。なお、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の好ましい範囲は１．１〜１．８である。

主成分であるＣａＯおよびＳｉＯ₂は、パウダーの滓化溶融後の合計含有率で６０％以上を占める。また、ＣａＯおよびＳｉＯ₂の合計含有率の好ましい範囲は、８５％以下である。その他は、パウダーの物性を調整するための成分または不純物であるＡｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＴｉＯ₂、ＺｒＯ₂、Ｆｅ₂Ｏ₃、ＭｎＯ、Ｎａ₂Ｏ、Ｌｉ₂Ｏ、Ｆ、Ｂ₂Ｏ₃、Ｐ₂Ｏ₅、Ｓなどの成分が占める。

Ａｌ₂Ｏ₃は、パウダーの凝固温度および粘度を調整するために含有させる。その含有率の範囲を２〜１８％としたのは、Ａｌ₂Ｏ₃含有率が２％未満では、パウダーの凝固温度が上昇しすぎて凝固温度の調整が難しくなり、一方、その含有率が１８％を超えて高くなると、溶融パウダーの粘度が上昇して粘度の調整が難しくなるからである。なお、Ａｌ₂Ｏ₃含有率の好ましい範囲は３〜１５％である。

Ｎａ₂Ｆ、Ｌｉ₂ＯおよびＦもパウダーの凝固温度および粘度を調整するために含有させる。それらの合計含有率は２〜２５％の範囲とした。これらの成分の合計含有率が２％未満では、パウダーの凝固温度が高くなりすぎるからである。一方、これらの成分の合計含有率が２５％を超えて高くなると、パウダーの凝固温度が低下しすぎ、鋳型内のパウダーフィルムを介した熱流束が過大となって、鋳造鋼種によっては鋳片の割れ性欠陥が発生するからであり、また、浸漬ノズルの溶損も顕著となるからである。なお、Ｎａ₂Ｆ、Ｌｉ₂ＯおよびＦの合計含有率の好ましい範囲は５〜２０％である。

炭酸塩の濃度は、炭素換算含有率で０．８〜３．５％の範囲とした。炭酸塩濃度が０．８％未満では、炭酸塩の分解反応に伴う攪拌作用が弱すぎて、Ｃａ−Ｓｉ合金の燃焼が滞るからであり、一方、炭酸塩の濃度が３．５％を超えて高くなると、炭酸塩の分解反応が過大となり、粉塵の増加や分解反応に伴う吸熱によりパウダーの保温性が悪化するからである。炭酸塩の炭素換算含有率の好ましい範囲は１．０〜３．０％である。

硝酸ソーダの含有率を１〜５％としたのは、その含有率が１％未満では、Ｃａ−Ｓｉ合金などの燃焼が不完全になり、また、その含有率が５％を超えて高くなると、硝酸ソーダの分解に伴う酸素放出量が過剰となり、カーボンの燃焼が過度に進行して滓化の制御が難しくなるからである。

炭素含有率は０．１〜１０％の範囲とした。ここでいう炭素含有率とは、炭酸塩の含有炭素分を除く、カーボンブラックやコークス粉あるいは黒鉛といった炭素質原料に含まれる炭素の含有率を示す。炭素含有率が０．１％未満では、パウダーの滓化速度を制御することが難しくなって溶融層の厚みが過大となるからであり、一方、その含有率が１０％を超えて高くなると、滓化が遅くなって溶融層の厚みが不足し、また、溶鋼中への浸炭が顕著になるからである。炭素含有率の好ましい範囲は０．３〜６％である。

Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率は２〜１０％の範囲とした。これらの含有率が２％未満では、燃焼による発熱量が小さく、保温性の向上に十分な効果を発揮しないからであり、一方、含有率が１０％を超えて高くなると、安定して完全燃焼させることが難しくなるからである。Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率の好ましい範囲は、３〜７％である。

酸化鉄濃度は、Ｆｅ₂Ｏ₃換算含有率で２％未満とし、また、酸化マンガン濃度は、ＭｎＯ換算含有率で３％未満とした。これら低級酸化物濃度が上記含有率を超えて高くなると、溶鋼を汚染するという悪影響が顕在化するからである。これらの低級酸化物は、不可避的不純分の範囲に止めることが好ましいことは言うまでもない。ただし、ＭｎＯに関しては、鋼中のＭｎがパウダー溶融層中へＭｎＯとして移行することがあるので、その移行による濃度上昇範囲内で、かつ第１発明で規定する範囲内に納まるのであれば、添加により含有させても実質的な悪影響は生じない。

パウダーの凝固温度は１０５０〜１２５０℃の範囲とした。凝固温度が１０５０℃未満では、鋳型内のパウダーフィルムを介した熱流束が過大となり、鋳造鋼種によっては鋳片の割れ性欠陥が発生するからである。また、凝固温度が１２５０℃を超えて高くなると、鋳型内の潤滑性が悪化し、ブレークアウトなどのトラブルが発生しやすくなるからである。

１３００℃における粘度は、０．０４〜０．８Ｐａ・ｓの範囲とした。左記粘度が０．８Ｐａ・ｓを超えて高くなると、鋳型内の潤滑性が悪化するからである。また、左記粘度が０．０４Ｐａ・ｓ未満では、パウダーの溶融層内に対流が生じて溶鋼からの放熱量が増加してパウダーの保温性が悪化するからであり、また、現実には０．０４Ｐａ・ｓ未満の粘度を得ることは難しいからである。

炭酸塩の炭素換算含有率（Ａ）が、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率（Ｍ）に対して、前記（１）式により規定されるＡの範囲以下であると、炭酸塩による攪拌作用が不足し、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉの燃焼が不完全となりやすいので好ましくない。一方、炭酸塩の炭素換算含有率（Ａ）が、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率（Ｍ）に対して、前記（１）式により規定されるＡの範囲以上に高い場合には、炭酸塩による攪拌作用が過大となり、いたずらに多くの粉塵を発生し、また、分解反応に伴う吸熱により保温性が悪化するので、好ましくない。

なお、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率（Ｍ）に対して、炭酸塩の炭素換算含有率（Ａ）のより好ましい範囲は、下記（３）式により表される範囲となる。

０．３Ｍ＜Ａ＜１．０Ｍ ・・・（３）
硝酸ソーダ含有率（Ｎ）が、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率（Ｍ）に対して、前記（２）式により規定されるＡの範囲以下であると、硝酸ソーダの分解反応に伴う酸素の放出量が不足し、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉの燃焼が不完全となりやすいので、好ましくない。逆に、硝酸ソーダ含有率（Ｎ）が、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率（Ｍ）に対して、前記（２）式により規定されるＡの範囲以上に高い場合には、硝酸ソーダの分解に伴う酸素放出量が過剰となり、炭素の燃焼が過度に進行して滓化の制御が難しくなるので、好ましくない。

（２）第２発明
第２発明は、第１発明において、粒子形態が粉末状であり、アルカリ金属フッ化物および氷晶石をいずれも含有しない鋼の連続鋳造用モールドパウダーである。

第２発明において、アルカリ金属フッ化物および氷晶石を含有しないこととしたのは、これらのバインダーとなる低融点原料を排除することによって、パウダーの焼結が防止され、低嵩密度の維持および攪拌効果の有効活用により保温効果を高めることができるからである。さらに、パウダーの粒子形状を粉末状とすることによって、炭酸塩の分解反応による攪拌作用が強化され、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉの燃焼が安定する。なお、ここでいう「焼結」とは、鋳型内のパウダー溶融層の上部において溶融途上のパウダーが凝集し固化する現象である。

（３）第３発明
第３発明は、第１発明または第２発明の連続鋳造用モールドパウダーを用いて、鉛快削鋼または極低炭素鋼を鋳造する鋼の連続鋳造方法である。

第３発明における鉛快削鋼とは、前記のとおり、Ｐｂ含有率が０．１５〜０．４０％である炭素鋼または低合金鋼を意味する。また、極低炭素鋼とは、近年、自動車用鋼板などとして多く使用されているＣ含有率が１０〜４０ｐｐｍの極低炭素鋼を意味する。

鉛（Ｐｂ）は蒸気圧が高いことから、鉛快削鋼の連続鋳造においては、鋳型内溶鋼表面からＰｂが蒸発して気化熱を奪うので、溶鋼表面温度が低下しやすい。これに伴って、溶鋼内における気泡などの浮上が妨げられ、鋳片表層部にピンホールが発生しやすい。このような鋼種の連続鋳造において、前記第１発明または第２発明の保温性に優れたモールドパウダーを適用すると、モールドパウダーによる保温効果が大きく発揮され、鋳片表層部のピンホールが顕著に減少する。

また、極低炭素鋼では固相線温度が高いので、鋳型内の溶鋼表面温度が低下すると、溶鋼表面に固相率の高い強固な皮張り（デッケル）が生じたり、メニスカスにおいて初期凝固シェルが爪状に深く発達しやすい。これらの皮張りや深い爪状の初期凝固シェルは、鋳型内で浮上して溶鋼表面近傍に達した気泡などを捕捉するので、それに起因して鋳片表層部にピンホールが発生しやすい。このような極低炭素鋼の連続鋳造において、第１発明または第２発明の保温性の良好なモールドパウダーを適用すると、その優れた保温効果が発揮され、ピンホールが顕著に低減する。

本発明の連続鋳造用モールドパウダーの効果を確認するため、下記のとおりの連続鋳造試験を行って、その結果を評価した。

（試験方法）
試験には、容量２０〜３５トン（ｔ）のタンディッシュを備え、鋳型サイズが３００ｍｍ×４００ｍｍ、２５０ｍｍ×１２５０ｍｍまたは２５０ｍｍ×１８００ｍｍであって、鋳型内電磁攪拌装置を有しない連続鋳造装置を用いた。６０〜７５ｍｍ角の吐出孔を有する内径６０〜８０ｍｍφの浸漬ノズルを、湯面から吐出孔上端までの距離が１００〜２００ｍｍとなるよう浸漬し、浸漬ノズル内には０〜５Ｌ／ｍｉｎのＡｒガスを吹き込みつつ、下記の鋼種を鋳造した。

（ａ）Ｐｂ快削鋼（鋼の成分組成がＣ：０．０６〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．０２％、Ｍｎ：０．８〜１．３％、Ｓ：０．２０〜０．４０％、Ｐｂ：０．２〜０．４％であるＳｉ−Ｍｎキルド普通鋼）、
（ｂ）亜包晶鋼（鋼の成分組成がＣ：０．１０〜０．１３％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．６〜１．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０３％であるＡｌ−Ｓｉキルド普通鋼）、
（ｃ）極低炭素鋼（鋼の成分組成がＣ：２０〜３０ｐｐｍ、Ｓｉ：０．０１〜０．０４％、Ｍｎ：０．２〜０．７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０５％であるＡｌキルド普通鋼）
本発明例および比較例についての試験条件および試験結果を表１および表２に示した。

結果の評価は、下記のとおり、鋳造鋼種毎の鋳片品質の相対品質評価とした。すなわち、Ｐｂ快削鋼の鋳造試験については、同表におけるＰｂ快削鋼鋳造の比較例である試験番号１２におけるピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率を基準（ベース）として相対評価した。同様に、亜包晶鋼の鋳造試験については、同表における亜包晶鋼鋳造の比較例である試験番号１０におけるピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率を基準として相対評価し、また、極低炭素鋼の鋳造試験については、極低炭素鋼鋳造の比較例である試験番号１４におけるピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率を基準として相対評価した。

ここで、ピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率は、鋳片の単位長さ（１ｍ）当たりの表層部における直径５００μｍ以上のピンホールおよび粒径１００μｍ以上の非金属介在物の個数とした。これに基づいて、ベースの試験に対して欠陥発生率が３５％以上低減した場合を相対品質評価Ａとして、ベースの試験に対して欠陥発生率が２５％以上３５％未満低減した場合を相対品質評価Ｂとして、そしてベースの試験に対して欠陥発生率が１５％以上２５％未満の低減に止まった場合を相対品質評価Ｃとして、それぞれ区分した。

（試験結果）
前記表１および表２において、試験番号１〜５は、本発明の範囲を満たす本発明例についての試験であり、試験番号６〜１７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または参考例についての試験である。

本発明例のうちで、試験番号１〜４で用いた連続鋳造用モールドパウダーは、第１発明および第２発明で規定する全ての条件を満足する本発明例のモールドパウダーである。これらの本発明例のモールドパウダーは、第１発明および第２発明で規定する全条件を満たしているので、添加したＣａ−Ｓｉ合金が円滑に燃焼し、極めて良好な保温性を発揮した。また、溶鋼の汚染も僅かであり、鋳造後の鋳片の品質は非常に良好であり、相対品質評価はＡであった。

試験番号５は、第１発明で規定する条件を満たす本発明例についての試験である。試験番号５で用いたモールドパウダーは、フッ化ソーダを含有していることから、試験番号１〜４に比較してモールドパウダーの焼結が進みがちであり、炭酸塩の分解による攪拌が有効に作用しにくく、そのためＣａ−Ｓｉ合金の燃焼がやや不十分であった。その結果、試験番号５のモールドパウダーは、試験番号１〜４で用いたモールドパウダーに比較すると、保温性においてやや劣った結果となった。

試験番号６および７は、第１発明で規定する前記（１）式および（２）式により表される関係を満たさない参考例についての試験である。試験番号６および７で使用したモールドパウダーは、フッ化ソーダを含有し、やや焼結が進行しがちなのに加えて、炭酸塩および硝酸ソーダの含有率が、ともに第１発明で規定する前記（１）式および（２）式により規定された好ましい範囲の下限を下回ったので、攪拌作用が弱く、また酸素供給量も十分ではなかった。その結果、試験番号６のモールドパウダーは、試験番号５のモールドパウダーに比べてさらにＣａ−Ｓｉ合金の燃焼が不十分となり、試験番号１〜４に比べて保温性がやや劣る結果となった。

これらに対して、本発明で規定するＣａＯ／ＳｉＯ₂の値および酸化鉄含有率の範囲を満たさず、また、硝酸ソーダを含有しない比較例の試験番号８、および酸化鉄含有率の範囲を満たさない比較例の試験番号９は、Ｃａ−Ｓｉ合金を酸化鉄や酸化マンガンという低級酸化物からの酸素の供給によって燃焼させる従来タイプの発熱モールドパウダーである。良好な保温性が発揮される反面、低級酸化物が還元されずに溶融層中に残留して溶鋼を汚染する場合があり、本発明例である試験番号１〜５、並びに参考例である試験番号６および７の試験に比べて、鋳片品質の変動がやや大きくなる結果となった。

本発明で規定するＣａＯ／ＳｉＯ₂の範囲を満たさず、また、Ｃａ−Ｓｉ合金および硝酸ソーダを含有しない比較例の試験番号１０および１２、ならびにＣａ−Ｓｉ合金および硝酸ソーダを含有しない比較例の試験番号１１は、発熱金属を含まない通常のモールドパウダーである。これらの試験番号１０〜１２に用いたモールドパウダーは、保温性が他のモールドパウダーに比して劣り、鋳片表層部のピンホールを十分に抑制できなかった。

試験番号１３は、本発明で規定するＡｌ₂Ｏ₃含有率の範囲を満たさず、また、硝酸ソーダを含有しない比較例であり、粘度が高すぎることから鋳造に適さないと判断し、鋳造試験を行わなかったものである。

次に、本発明の連続鋳造方法の効果について、上記のモールドパウダーを用いた各鋼種毎の鋳造試験結果に基づき説明する。

本発明例である試験番号１および２ならびに比較例である試験番号９および１０では、それぞれ上記の試験番号のモールドパウダーを用い、表１および表２に示したとおり、鋳型サイズが３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳型を使用し、鋳造速度を０．５ｍ／ｍｉｎとして、Ｐｂ快削鋼を鋳造した。

得られた鋳片の品質のうち、ピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率を、前記の方法により試験番号１０をベースとして比較すると、試験番号９はやや改善されて評価Ｃとなり、本発明例である試験番号１および２では、十分な改善効果が得られ、評価Ａとなった。試験番号９が評価Ｃに止まった理由は、試験番号９ではＣａ−Ｓｉ合金の燃焼により保温性が向上し、試験番号１０に比べて鋳片品質が改善はされたものの、低級酸化物による溶鋼の汚染が存在し、本発明例の試験番号１および２ほどには鋳片品質の改善効果が得られなかったためと考えられる。

上記の試験番号１および２は、本発明例のモールドパウダーを用いてＰｂ快削鋼を連続鋳造する第３発明における本発明例である。

本発明例の試験番号３および比較例の試験番号８では、試験番号３および８のそれぞれのモールドパウダーを用い、表１および表２に示したとおり、鋳型サイズが２５０ｍｍ×１２５０ｍｍの鋳型を使用して、鋳造速度１．４ｍ／ｍｉｎで、亜包晶鋼を鋳造した。得られた鋳片のピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率を、前記の方法により試験番号８をベースとして比較すると、試験番号３では十分な改善効果が得られ、評価Ａとなった。

本発明例の試験番号４および５、参考例の試験番号６ならびに比較例の試験番号１１および１２では、それぞれ上記の試験番号のモールドパウダーを用い、鋳型サイズが２５０ｍｍ×１８００ｍｍの鋳型を使用し、鋳造速度１．６ｍ／ｍｉｎにて、極低炭素鋼を鋳造した。

得られた鋳片のピンホールおよび非金属介在物に起因する欠陥発生率を、前記と同様の方法により試験番号１２をベースとして比較すると、比較例の試験番号１１はやや改善されて評価Ｃとなり、また、本発明例の試験番号５および参考例の試験番号６ではさらに改善されて評価Ｂとなり、本発明例の試験番号４では十分な改善効果が現れて評価Ａが得られた。これら鋳造試験結果の効果の差は、前述したＣａ−Ｓｉ合金の燃焼の円滑さの相違に起因すると考えられる。また、比較例の試験番号１２と試験番号１１との差は、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値の相違による溶鋼の汚染程度の相違に起因すると考えられる。

これら試験番号４および５は、本発明のパウダーを使用して極低炭素鋼を連続鋳造する第３発明における本発明例である。

なお、上記の実施例においては記載を省略したが、発熱金属としてＣａ−Ｓｉ合金に替えてＳｉやＣａ−Ａｌなど他の金属を燃焼させた場合においても、同様の保温性向上効果が得られることはいうまでもない。

本発明の連続鋳造用モールドパウダーは、ＣａＯ／ＳｉＯ₂の値、Ａｌ₂Ｏ₃含有率、Ｎａ₂Ｏ、Ｌｉ₂ＯおよびＦの合計含有率、ならびに炭酸塩中の換算炭素、硝酸ソーダ、炭素、Ｃａ-Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ、酸化鉄および酸化マンガンの各含有率、ならびに凝固温度および粘度が適正範囲に調整されているので、パウダー中の低級酸化物による溶鋼の汚染を防止しつつ、発熱剤の金属を安定して燃焼させ、また、パウダーの焼結を抑制することにより、嵩密度を低く維持して空気断熱作用を高めるとともに、炭酸塩の分解反応による攪拌を有効に作用させ、優れた保温効果を発揮する。また、本発明のモールドパウダーを用いて鉛快削鋼または極低炭素鋼を連続鋳造することにより、鋳片表層部におけるピンホールなどの欠陥を低減した良好な品質の鋳片を製造することができる。

したがって、本発明のモールドパウダーおよび連続鋳造方法は、鋼の高い清浄度および良好な表面性状を必要とするＰｂ快削鋼および極低炭素鋼の連続鋳造工程において広範に適用できる技術である。

Claims (3)

1. ＣａＯおよびＳｉＯ ₂ を主成分とし、全Ｃａ濃度をＣａＯ含有率として、また全Ｓｉ濃度をＳｉＯ ₂ 含有率として各質量％で換算するとき、該ＣａＯ含有率を該ＳｉＯ ₂ 含有率で除した比であるＣａＯ／ＳｉＯ ₂ の値が１．０〜１．９であり、
   質量％で、Ａｌ ₂ Ｏ ₃ 含有率が２〜１８％、Ｎａ ₂ Ｏ、Ｌｉ ₂ ＯおよびＦの合計含有率が２〜２５％であり、炭酸塩が炭素換算含有率０．８〜３．５％で、硝酸ソーダが含有率１〜５％で、炭素が含有率０．１〜１０％で、Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉが含有率２〜１０％でそれぞれ配合され、
   質量％で、炭酸塩濃度の炭素換算含有率をＡ（％）、Ｃａ−Ｓｉ合金および／または金属Ｓｉ含有率をＭ（％）、硝酸ソーダ含有率をＮ（％）とするとき、これらＡ、ＭおよびＮが、下記の（１）式および（２）式により表される関係を満たし、
   酸化鉄濃度がＦｅ ₂ Ｏ ₃ 換算含有率で２％未満および酸化マンガン濃度がＭｎＯ換算含有率で３％未満であり、凝固温度が１０５０〜１２５０℃であり、そして１３００℃における粘度が０．０４〜０．８Ｐａ・ｓ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。
   ０．２Ｍ＜Ａ＜１．２Ｍ ・・・（１）
   ０．３Ｍ＜Ｎ＜１．５Ｍ ・・・（２）
2. 粒子形態が粉末状であり、アルカリ金属フッ化物および氷晶石をいずれも含有しないことを特徴とする請求項１に記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダー。
3. 請求項１または２に記載の鋼の連続鋳造用モールドパウダーを用いて、鉛快削鋼または極低炭素鋼を鋳造することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。