JP4708055B2 - 鋼の連続鋳造用モールドパウダー - Google Patents

Description

本発明は、鋼の連続鋳造において、鋳型内溶鋼表面上に供給される鋼の連続鋳造用モールドパウダーに関する。

鋼の連続鋳造において、鋳型内の溶鋼表面上には、モールドパウダーが添加される。モールドパウダーは、溶鋼から熱を受けて滓化溶融し、溶融スラグ層を形成する。そして、そのように形成された溶融スラグが順次鋳型と凝固シェルとの隙間に流入し消費される。この間のモールドパウダーの主な役割としては、(1)鋳型と凝固シェル間の潤滑、(2)溶鋼から浮上する介在物の吸収、(3)溶鋼の再酸化防止と保温、(4)凝固シェルから鋳型への抜熱速度コントロールなどである。

一般的な鋼の連続鋳造用モールドパウダーの化学組成は、ＳｉＯ_２：２０〜５０質量％、ＣａＯ：２０〜５０質量％、Ａｌ_２Ｏ_３：０．５〜１５質量％、ＭｇＯ：０．５〜１０質量％、Ｎａ_２Ｏ：１〜１５質量％、Ｆ：２〜１５質量％、Ｃ：１〜１０質量％で構成され、必要に応じて、さらに、Ｌｉ_２Ｏ、ＭｎＯ、Ｂ_２Ｏ_３、ＢａＯ、ＳｒＯ等の各種成分が添加されている。

また、物性としては、１３００℃における粘度が０．４〜１０ｐｏｉｓｅ、軟化点が８００〜１２００℃、結晶化温度が１２５０℃以下の範囲にあるものが、鋼の連続鋳造用モールドパウダーとして使用されている。特に、表面割れ感受性が高い鋼種には、１１００℃以上の結晶化温度を有するモールドパウダーが使用されている。

ところで、近年、鋼の品質に対する要求が一段と厳しくなっており、例えば、鋼中のＣ濃度が０．０８〜０．２５質量％の中炭素鋼では、鋳片の表面割れが発生しやすく、鋳片表面割れを防止するために種々の鋳造技術が提案され、また種々の連続鋳造用モールドパウダーの改良がなされてきている。

例えば、特許文献１には、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＳｉＯ_２を主成分とし、ＣａＯ／ＳｉＯ_２が１．１〜１．８でＣａＯ／Ｆが９〜４０である鋼の連続鋳造用鋳型添加剤が開示されている。また、特許文献２には、主成分がＣａＯ、ＳｉＯ_２でＣａＯ／ＳｉＯ_２（ｗｔ％塩基度）が１．２〜１．６であって、ＭｇＯ含有量が１．５ｗｔ％以下である鋼の連続鋳造用パウダーが開示されている。

特許文献３には、ＣａＯ／ＳｉＯ_２が０．６〜１．８の範囲であり、２〜１０ｗｔ％のフッ素、およびＡｌ_２Ｏ_３を含有する珪酸カルシウムの製造用原料と、アルカリ金属、アルカリ土類金属の炭酸塩とを、１２００〜１７００℃の範囲内で溶融し、炭酸ガスを分解除去した後、急冷し水砕し、そして粉砕することによって調整されたモールドパウダー主原料が７０〜９５ｗｔ％の割合で配合され、炭素分以外の原料中から混入する炭酸等のイグニッションロスの量が７ｗｔ％以下である鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。

特許文献４には、ＣａＯ、ＳｉＯ_２がおよびフッ素化合物を基本成分として、下記（Ｘ）式で表されるＣａＯ′／ＳｉＯ_２が０．９〜２．８であり、下記（Ｙ）式で表されるＣａＦ_２含有率が、下記条件（Ａ）または条件（Ｂ）を満足し、さらにＮａ_２Ｏを０〜２５重量％、Ｃを０〜１０重量％含有する鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。
（Ａ）ＣａＯ′／ＳｉＯ_２が０．９以上、１．９以下のときＣａＦ_２含有率が１５〜６０重量％
（Ｂ）ＣａＯ′／ＳｉＯ_２が１．９を超えて２．８以下のときＣａＦ_２含有率が５〜６０重量％
ＣａＯ′＝Ｔ．ＣａＯ−Ｆ×（５６／３８） ‥‥（Ｘ）
ＣａＦ_２＝Ｆ×（７３／３８） ‥‥（Ｙ）
Ｔ．ＣａＯ：パウダー中の全ＣａＯ含有率のＣａＯ換算量（重量％）
Ｆ：パウダー中の全Ｆ含有率（重量％）

特許文献５には、中炭素鋼の連続鋳造に用いられる連続鋳造用モールドパウダーであって、塩基度（ＣａＯ^＊／ＳｉＯ_２）が１．６〜２．５の範囲内にあり、周期律表ＩＡ族に属する元素の酸化物を二種類以上、以下の（１）式の範囲内で含有し、かつＦを５〜１５重量％の範囲で含有し、鋳型側に固着した際にその固着層が周期律表ＩＡ族に属する元素の酸化物を含む結晶を有する連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。
０．１３＜（ＩＡ族酸化物の合計のモル数）／（Ｃａのモル数）＜０．６ （１）
ただし、塩基度のＣａＯ^＊はパウダー中のＣａのモル数からＣａＯに換算した値である。

特許文献６には、ＣａＯ、ＳｉＯ_２およびフッ素化合物を基本成分とし、０〜１０質量％のＺｒＯ_２を含み、かつ、下記（ａ）、（ｂ）および（ｃ）式を満足する鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。
０．９≦ｆ（１）≦１．９ ‥‥（ａ）
０≦ｆ（２）≦０．４ ‥‥（ｂ）
０．０５≦ｆ（３）≦０．２５ ‥‥（ｃ）
ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ ‥‥（イ）
ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／（（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ） ‥‥（ロ）
ｆ（３）＝（アルカリ金属の弗化物）_ｈ／（（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属の弗化物）_ｈ） ‥‥（ハ）
（ＣａＯ）_ｈ＝（Ｗ_ＣａＯ−（ＣａＦ_２）_ｈ×０．７１８） ‥‥（Ａ）
（ＳｉＯ_２）_ｈ＝Ｗ_ＳｉＯ２ ‥‥（Ｂ）
（ＣａＦ_２）_ｈ＝（Ｗ_Ｆ−Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．２７−Ｗ_Ｎａ２Ｏ×０．６１３−Ｗ_Ｋ２Ｏ×０．４０３）×２．０５ ‥‥（Ｃ）
（アルカリ金属の酸化物）_ｈ＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３ ‥‥（Ｄ）
ここで、Ｗ_ＣａＯ、Ｗ_ＳｉＯ２、Ｗ_Ｆ、Ｗ_Ｌｉ２Ｏ、Ｗ_Ｎａ２ＯおよびＷ_Ｋ２Ｏ：モールドパウダー中のＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｆ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏの含有率（質量％）。

特許文献７には、パウダー中の炭酸塩濃度がＣＯ_２濃度に換算して４〜１５ｍａｓｓ％であって、１５７３Ｋにおける粘度が０．１Ｐａ・ｓ未満、融点が１２７３Ｋ以上であり、下記の質量濃度比が０．９〜１．３である鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。
質量濃度比＝（ＣａＯ＋ＣａＦ_２×０．７１８）／ＳｉＯ_２

特許文献８には、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３およびフッ素化合物を基本成分とし、下記（Ａ）式で表される（ＣａＯ）_ｈ含有率［重量％］とＳｉＯ_２含有率［重量％］との比（ＣａＯ）_ｈ／ＳｉＯ_２が０．９〜１．９であり、下記（Ｂ）式で表されるＣａＦ_２を５〜６０重量％含み、かつＡｌ_２Ｏ_３を３〜４０重量％、Ｎａ_２Ｏを０〜１０重量％、ＭｇＯを０〜１５重量％含有し、１３００℃における粘度が１．５ｐｏｉｓｅ以上である鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。
（ＣａＯ）_ｈ＝Ｔ．ＣａＯ−Ｆ×（５６／３８） ‥‥（Ａ）
ＣａＦ_２＝Ｆ×（７８／３８） ‥‥（Ｂ）
Ｔ．ＣａＯ：パウダー中の全Ｃａ含有率のＣａＯ換算量［重量％］
Ｆ：パウダー中の全Ｆ含有率［重量％］

特許文献９には、ＣａＯ、ＳｉＯ_２およびフッ素化合物を基本成分とし、下記（Ａ）式で表される（ＣａＯ）_ｈ含有率［重量％］とＳｉＯ_２含有率［重量％］との比（ＣａＯ）_ｈ／ＳｉＯ_２が０．９〜１．９であり、下記（Ｂ）式で表されるＣａＦ_２を１５〜６０重量％含み、かつＮａ_２Ｏを０〜１５重量％、ＭｇＯを１〜２０重量％含有する鋼の連続鋳造用モールドパウダーが開示されている。
（ＣａＯ）_ｈ＝Ｔ．ＣａＯ−Ｆ×（５６／３８） ‥‥（Ａ）
ＣａＦ_２＝Ｆ×（７８／３８） ‥‥（Ｂ）
Ｔ．ＣａＯ：パウダー中の全Ｃａ含有率のＣａＯ換算量［重量％］
Ｆ：パウダー中の全Ｆ含有率［重量％］

特許文献１０には、ＣａＯ、ＳｉＯ_２およびフッ素化合物を基本成分とするモールドパウダーであって、Ｔ．ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量％の比Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２にが１．３〜２．５であり、Ｆを４〜２０質量％およびアルカリ金属の酸化物を合計で４〜１２質量％含有し、アルカリ金属の酸化物の合計質量％に対するＦの質量％の比が０．６〜２．５であり、１３００℃における粘度が２ｐｏｉｓｅ以下、凝固点が１１８０℃以上である連続鋳造用モールドパウダー（請求項１）、および上記モールドパウダーにおいて、Ａｒ雰囲気下において１４００℃で溶融させた後、１〜５０℃／分の速度で室温まで冷却した場合、凝固組織中に最も多く析出する結晶が３ＣａＯ・２ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２の組成である連続鋳造用モールドパウダー（請求項２）が開示されている。

特許文献１１には、塩基度（ＣａＯ^＊／ＳｉＯ_２）が１．６〜２．５の範囲で、周期律ＩＡ族に属する元素の酸化物（Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏ、Ｒｂ_２Ｏ、Ｃｓ_２Ｏ）を２種類以上で、０．１３＜（ＩＡ族酸化物の合計モル数）／（Ｃａのモル数）＜０．６を満足して、鋳型側に固着した際にその固着層が周期律ＩＡ族に属する元素の酸化物を含む結晶を揺するモールドパウダーが開示されている。

これらに示すように、鋳片表面割れの発生しやすい中炭素鋼などを鋳造する場合、従来技術では、モールドパウダーの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）を高くし、Ｆ（ＣａＦ_２）量を増やすことにより、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２）の晶出を促進させて結晶化温度（凝固温度）を高くしていた。

結晶化温度の高いモールドパウダーは、モールドと凝固シェル間へ流入したスラグフィルム中に結晶が発達する。結晶化したスラグフィルムは結晶化しないでガラスのままのスラグフィルムを形成するものよりも伝熱抵抗が大きく、凝固シェルからモールドへの抜熱を低下させる働きがある。

上記特許文献に係る技術は、このように抜熱を低下させることで、凝固シェルを均一に冷却することをねらっており、これによりメニスカス部に形成される初期凝固シェル厚みを幅方向で均一として、鋳片表面割れの発生を防止しようとするものである。
特開平５−２６９５６０号公報 特開平８−１４１７１３号公報 特許第３１１９９９９号公報 特開平１１−３２００５８号公報 特許第３１７９３５８号公報 特開２００１−１７９４０８号公報 特許第２６７１６４４号公報 特開２０００−２１８３４８号公報 特開２０００−１５８１０５号公報 特開２０００−２３９６９３号公報 特許第３１７９３５８号公報

しかし、上記従来技術による結晶化温度（凝固温度）を高めたモールドパウダーでも依然として鋳片表面割れ欠陥が発生しており、このような欠陥を皆無にすることは困難である。また、最近では生産性向上のため鋳造速度の高速化が指向されているが、鋳造速度を高速化すると鋳片割れ欠陥の増加の問題が生じるため、十分に鋳造速度を高速化できずに生産性を阻害する原因となっている。

鋳片表面割れをさらに抑制するため、結晶化温度（凝固温度）をさらに高くして、モールドパウダーの結晶性を強くすることは可能であるが、過度に結晶化温度を高くすると、モールド壁面にスラグベアーという半溶融物の塊が付着しやすくなる。大きなスラグベアーはモールドと凝固シェルとの間への溶融スラグの流入路を塞ぎ、溶融スラグの流入を阻害して鋳片の潤滑を悪化させ、鋳片が拘束される場合があり、ブレークアウトなどの重大事故が発生する原因となる。したがって、上記従来技術によるモールドパウダーの結晶化温度の高温化には限界がある。

さらに、上記従来技術では、溶鋼通過量６ｔｏｎ／ｍｉｎ／ｓｔｒ以上の高速鋳造領域では、凝固シェルの厚みを十分に確保することができず、モールド以降で、凝固シェルがバルジングしたり、ブレークアウトが発生するという問題がある。

このように、中炭素鋼の高速鋳造下で割れを抑制しつつ安定した操業を確保することは、緩冷却を指向した上述のモールドパウダーを用いた操業では困難である。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、溶鋼通過量６ｔｏｎ／ｍｉｎ／ｓｔｒ以上の高速鋳造下で鋳造する場合でも、鋳片表面割れを抑制することができ、かつ凝固シェル厚みを確保してブレークアウトの発生も抑制することができ、鋼の高品質化と生産性の向上とを両立させることが可能な鋼の連続鋳造用モールドパウダーを提供することを目的とする。また、これに加えて、鋼の鋳片上に生成したスケールの剥離性に優れた鋼の連続鋳造用モールドパウダーを提供することを目的とする。

鋳片表面割れを抑制するためには、鋳片からモールドへの抜熱を均一にし、均一な初期凝固シェルを形成しなければならない。従来技術では抜熱を低下かつ均一化するために、結晶化温度もしくは凝固温度（点）を高くしてスラグフィルム中の結晶層厚みを増加させたり、スラグフィルムとモールド間の界面熱抵抗を増大させて、モールド内の抜熱量（抜熱速度）を低下させることが有効とされ、この手法に依存してきた。

しかしながら、この手法でも、結晶成長が不均一であれば、フィルム中に局所的に結晶層が薄い部分が発生する場合があり、その部分の熱流速が大きくなり、凝固シェル厚みを不均一にして、鋳片表面割れの基点となると考えられる。さらに、溶鋼通過量６ｔｏｎ／ｍｉｎ／ｓｔｒ以上の高速鋳造条件下では、モールド内で緩冷却化すると、凝固シェル厚が薄くなるため、安定操業を保持する凝固シェル厚みが確保されず、ブレークアウトも発生していた。

安定操業を達成可能な凝固シェル厚みを確保する観点からは、モールドパウダーの結晶化温度を従来技術よりも低くしなければならないが、結晶化温度を低くすると、モールド内のメニスカス部で緩冷却とならないため、界面熱抵抗が減少し、凝固シェルが均一生成されず、鋳片表面割れの基点が生じる。

本発明者らは、高速鋳造下で、鋳片表面割れの抑制と凝固シェル厚みの確保とを両立させるために検討を重ねた結果、凝固シェル厚みを確保するためにモールドパウダーの結晶化温度を低下させても、モールド内のメニスカス部において緻密で均一な結晶を析出させることができれば、鋳片表面割れが生じ難く、これらの両立を達成可能であることを見出した。

このような緻密で均一な結晶の析出を評価する実験方法としては、１３００℃のスラグを水冷の銅樋に流す実験方法が適切であることが見出された。緻密で均一な結晶が析出されているか否かは、流れたスラグの破断面の結晶部とガラス部の境界状態から評価した。つまり、結晶部とガラス部の境界が一直線に近いほど均一結晶性を持つと判定し、結晶部とガラス部の境界が凸凹な場合は不均一であると判定した。このような手法を用いて均一結晶性に対するモールドパウダー組成の影響を調査した結果、従来技術のモールドパウダーの場合には、結晶層とガラス層の界面が凸凹で不均一であるのに対して、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比を１．５〜２．５とカスピダインが析出しやすい比率とし、かつＭｇＯを１質量％未満とした上で、カスピダインの析出を妨げるＮａ_２Ｏを２質量％未満としてカスピダインの核生成の数を増やし、緻密かつ均一に結晶を形成するとともに、結晶化速度を増加させれば、モールドパウダーの結晶化温度を低下させてモールド内を強冷却としてもメニスカス部では緩冷却となって鋳片表面割れを抑制できることを見出した。

また、上述したように、モールド内の抜熱量を増加させて十分な凝固シェル厚を確保すべくモールドパウダーの結晶化温度を上昇させるためには、Ｌｉ_２Ｏの添加が有効であることを見出した。特に、結晶化温度を１１００℃未満にすれば、モールド内の抜熱量を十分に高く設定することができ、高速鋳造下でより安定した凝固シェル厚みを確保することができる。

さらに、結晶化温度を１１００℃未満にすることで、モールド内抜熱速度を高く設定することができ、高速鋳造下でより安定した凝固シェル厚みを確保することができることを見出した。

さらにまた、結晶化温度を１１００℃未満とした上で、軟化点（℃）／（ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比＋Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）の値を特定の範囲にすることにより、鋳片上のスケールの生成が厚くなり、その剥離性も向上することも見出した。すなわち、鋳片表面に生成した割れが、スケールとともに除去され、鋳片表面が無害化される。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、以下の（１）〜（３）を提供するものである。

（１）鋼中のＣ濃度が０．０８〜０．２５質量％の中炭素鋼を連続鋳造する際に用いられる鋼の連続鋳造用モールドパウダーであって、ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分とし、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．５〜２．５の範囲にあり、ＭｇＯが１質量％未満、Ｎａ_２Ｏが２質量％未満、ＬｉＯ_２が１質量％以上で、Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比が０〜０．４の範囲にあり、結晶化温度が１１００℃未満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。

（２）上記（１）において、軟化点（℃）／（ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比＋Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）の値が３４５〜７５０の範囲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。

（３）上記（１）または（２）において、ＢａＯ、ＳｒＯ、ＭｎＯ、Ｂ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２のうち１種または２種以上を合計で６質量％未満含有することを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドパウダー。

なお、特開２００２−３４６７０８号公報には、本発明と類似した、ＣａＯ＝４９．４％、ＳｉＯ_２＝３２．０％、Ｌｉ_２Ｏ＝４．０％、Ｆ＝１０．０％、Ｎａ_２Ｏ＝０．２％、Ａｌ_２Ｏ_３＝２．９％、凝固温度１１２８℃、粘度０．０７Ｐａ・ｓのモールドパウダーＡが開示されている。しかし、この公報に記載されたモールドパウダーは、高アルミ鋼用モールドパウダーであり、高アルミ鋼を鋳造する際に、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化することによる、ブレークアウトの発生および鋳片品質の悪化を防止することを目的とするものであり、鋳片割れの発生しやすい中炭素鋼などにおける鋳片表面割れを抑制する本発明とは用途および目的が全く異なる。また、高アルミ鋼では鋳造中の組成変動が大きく、この公報にも記載されているように、鋳造中のモールドパウダーのＡｌ_２Ｏ_３含有率が２２．３％まで大きく上昇するが、この公報に記載されたモールドパウダーは、このようなＡｌ_２Ｏ_３含有率の変動を考慮して品質設計したものであり、組成変動後の極めて多いＡｌ_２Ｏ_３含有率になって、はじめてモールドパウダーとしての機能を発揮し、安定した鋳造を可能とするものである。しかし、このような組成では、中炭素鋼用のモールドパウダーとして必要なスラグフィルム中の結晶が晶出せずにメニスカス部において強冷却となり、鋳片割れが発生しやすくなるから、この公報に記載されたモールドパウダーは、本発明のモールドパウダーとは本質的に異なるものである。また、この公報に記載されたモールドパウダーはスケールの生成やその剥離性には全く着目しておらず、その点からも本発明のモールドパウダーとは異なっている。さらに、この公報に記載されたモールドパウダーは、凝固温度が高く、本発明が指向している高速鋳造には適用することができない。

本発明によれば、溶鋼通過量６ｔｏｎ／ｍｉｎ／ｓｔｒ以上の高速鋳造下において、鋳片割れが発生し難く、かつ凝固シェル厚みを確保してブレークアウトの発生も抑制することができ、鋼の高品質化と生産性の向上とを両立させることができる鋼の連続鋳造用モールドパウダーが提供される。

以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の鋼の連続鋳造用パウダーの化学組成は、ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分とし、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．５〜２．５の範囲にあり、ＭｇＯが１質量％未満、Ｎａ_２Ｏが２質量％未満、ＬｉＯ_２が１質量％以上で、Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比が０〜０．４の範囲にある。

ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比は、均一なカスピダイン結晶を生成するために重要である。この値が１．５未満の場合にはガラス相が生成するため結晶の均一性が損なわれてしまう。一方、この値が２．５を超えるとモールド壁に形成されるスラグフィルム結晶鉱物相が複数化され、均一な結晶層が得られない。なお、このような結晶鉱物相が複数となる場合に不均一結晶層が形成されることは上記特許文献５（特許第３１７９３５８号公報）に記載されている。ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比は１．６〜２．５％が好ましく、１．７〜２．５がより好ましい。

本発明では、均一な結晶を得るために、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比を上記範囲にする他、ＭｇＯ量を１質量％未満とする。ＭｇＯ量が１質量％以上になると、上記ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比にかかわらず結晶の均一性は損なわれる。

Ｎａ_２Ｏは、含有されないことが好ましいが、モールドパウダーを構成する原料に不可避的に含まれている不純物である。しかし、Ｎａ_２Ｏが２質量％以上含まれている場合には、カスピダインの析出が阻害されて結晶化が遅れ、またスラグフィルムの結晶相が多岐にわたるため、モールドの結晶化温度を低下させた場合にモールド内のメニスカス部を十分に緩冷却することが困難となる。したがって、Ｎａ_２Ｏの含有量は２質量％未満とする。

Ｌｉ_２Ｏは結晶化温度を低下させる機能を有し、このような機能を発揮させるため、１質量％以上添加する。Ｌｉ_２Ｏが１質量％未満の場合には、このような機能が有効に発揮されないばかりか、後述する軟化点（℃）／（ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比＋Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）の値の範囲を満たそうとすると、モールドパウダーの軟化点が高くなってしまい、安定した溶融層厚が得られず、さらに鋳片上のスケールの生成量が十分でなく、その剥離性も悪化するため、好ましくない。Ｌｉ_２Ｏの含有量は２質量％以上が好ましく、より好ましくは３質量％以上１０質量％以下である。モールドパウダーの結晶化温度を１１００℃未満にする観点からは４質量％以上が好ましい。

Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比は０〜０．４とするが、これは、Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比が０．４を超えると、均一な結晶層が得られず、また、鋳片からのスケールの剥離性が悪化し、鋳片表面の割れや疵が残留しやすくなるためである。

結晶化温度は１１００℃未満が好ましい。結晶化温度が１１００℃以上になるとモールド内抜熱速度が低くなる傾向にあり、凝固シェル厚みが十分なものとならず、高速鋳造域でのブレークアウトを十分に抑制することができないおそれがある。

また、軟化点は１１１０℃以下が好ましい。軟化点が１１１０℃を超えると、モールドパウダーが軟化溶融し難く、よって、モールド内で安定した溶融層厚みを確保することが困難となる。軟化点のさらに好ましい範囲は１１００℃以下である。

さらに、結晶化温度１１００℃以下を満たした上で、以下に示すように、軟化点（℃）と（ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比＋Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）との比であるＡ値が３４５〜７５０の範囲を満たすことが好ましい。
Ａ値＝軟化点（℃）／（ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比＋Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）
Ａ値が上記範囲を満足しない場合には、スケール生成量が低下し、かつ連続鋳造設備での２次冷却によるスケールの剥離性が悪化するため好ましくない。なお、軟化点が１１１０℃を超えた場合もスケールの生成量が低下し、かつその剥離性も悪化する。

本発明のモールドパウダーはＡｌ_２Ｏ_３を含有してもよいが、１０質量％以下が好ましい。１０質量％を超えると溶融スラグが分離する現象が発現するためにモールドと凝固シェル間に均一に流入し難くなる。より好ましくは１〜８質量％であり、さらに好ましくは２〜８質量％である。

本発明のモールドパウダーにおけるＦ量は１５質量％以下でかつＦ×（Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）が０〜７が好ましい。１５質量％を超えてもカスピダインの晶出を促進させる効果が飽和し、逆にＣａＦ_２の結晶が晶出しやすくなり不適当である。一方、Ｆ×（Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）が７を超えるとスケール生成量が低下し、同時に均一で緻密な結晶層が得られないために好ましくない。Ｆ×（Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）のより好ましい範囲は０〜６の範囲内である。また、Ｆ量が５質量％未満ではスラグフィルム中にカスピダインが晶出しにくく好ましくないため、５質量％以上が好ましい。

本発明に係るモールドパウダーは、必要に応じて、ＢａＯ、ＳｒＯ、ＭｎＯ、Ｂ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２のうち１種または２種以上を合計で６質量％未満含有させてもよい。しかし、これらの合計量が６質量％以上になると、鋳片上のスケールの生成量が低下し、スケールの剥離性も悪化する傾向にあるため好ましくない。

本発明に係るモールドパウダーは、滓化調整剤としてカーボン原料を添加することができる。その添加量は１〜１８質量％が好ましく、特に高速鋳造を行う場合には溶鋼からの熱供給量が増大するので、溶融層が過大とならないようにするために１０〜１８質量％がさらに好ましい。

本発明に係るモールドパウダーは、上述したように、鋳片表面割れの発生しやすい溶鋼通過量６ｔｏｎ／ｍｉｎ／ｓｔｒ以上、さらには６．５ｔｏｎ／ｍｉｎ／ｓｔｒ以上の高速鋳造において大きな効果を発揮する。

なお、本発明の鋼の連続鋳造用パウダーは、その形状は限定されるものではなく、例えば、粉末、押し出し顆粒、中空スプレー顆粒、攪拌顆粒など、全ての形状について使用することができる。

また、原料の性状も特に限定されるものではないが、かさ比重は、粉末、顆粒とも１未満が好ましく、さらに好ましくは０．９５以下である。かさ比重が１を超えると、モールド内での溶融性が悪化するために好ましくない。

以下、本発明の実施例について比較例と対比しつつ説明する。
表１に示す組成のモールドパウダーを用いて、表１に示す条件の超高速鋳造を行った。溶鋼としてはＪＩＳ ＳＳ４００（Ｃ＝０．１６％、Ｓｉ＝０．１５％、Ｍｎ＝０．７０％、Ｐ＝０．０２０％、Ｓ＝０．０１０％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０３５％）を用いた。その際の抜熱速度、シェル厚、スケール剥離性、鋳片表面割れ、モールドパウダーの溶融性、ブレークアウト発生指数を求めた。抜熱速度は、モールド冷却水入側と出側の温度差と供給水量とから計算して求めた。シェル厚は、モールド直下で金鋲を打ち込み、シェル厚みを測定し、１０ｍｍ以下を薄いと判断した。スケール剥離性は、連続鋳造機の７セグメント位置でのスケール付着状況を目視観察して判断した。鋳片表面割れは、鋳片を観察して１ｍ^２あたりに割れが１個以下を良好とした。溶融性はモールド内を観察して判断した。ブレークアウト発生指数は、１年間使用して発生の有無を調査した。これらの結果を表１に併記する。なお、モールドパウダーのＮｏ．１〜８は本発明の範囲を満たす実施例であり、Ｎｏ．９〜１３は本発明の範囲から外れる比較例である。

表１に示すように、実施例であるＮｏ．１〜８のパウダーは、抜熱速度が大きいためシェル厚が厚く、ブレークアウトの発生を抑制することができ、さらに鋳片表面割れを抑制することができ、鋼の高品質化と生産性の向上とを両立させることが可能であった。また、これらはいずれもスケール剥離性も良好であり、溶融性も良好であった。

これに対して、比較例であるＮｏ．９〜１３のモールドパウダーは、抜熱速度が小さくシェル厚が薄いためブレークアウトが発生しやすいか、鋳片表面割れを抑制することができないため、鋼の高品質化と生産性の向上とを両立させることができなかった。

Claims (3)

1. 鋼中のＣ濃度が０．０８〜０．２５質量％の中炭素鋼を連続鋳造する際に用いられる鋼の連続鋳造用モールドパウダーであって、ＣａＯおよびＳｉＯ_２を主成分とし、ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比が１．５〜２．５の範囲にあり、ＭｇＯが１質量％未満、Ｎａ_２Ｏが２質量％未満、ＬｉＯ_２が１質量％以上で、Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比が０〜０．４の範囲にあり、結晶化温度が１１００℃未満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。
2. 軟化点（℃）／（ＣａＯ／ＳｉＯ_２質量比＋Ｎａ_２Ｏ／Ｌｉ_２Ｏ質量比）の値が３４５〜７５０の範囲である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. ＢａＯ、ＳｒＯ、ＭｎＯ、Ｂ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２のうち１種または２種以上を合計で６質量％未満含有す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用モールドパウダー。