JP6398299B2

JP6398299B2 - 鋼の連続鋳造パウダー及び連続鋳造方法

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Description

本発明は、フェライト単相鋼や、主にフェライト粒組織の鋼、特に、Ｃｒ系ステンレス鋼を連続鋳造する際に用いる連続鋳造パウダーと、該パウダーを用いる連続鋳造方法に関する。

通常、溶鋼を連続鋳造した鋳片においては、図１に示すように、鋳片１の表層部に、短辺側表層２及び長辺側表層３から鋳片内部に向かう柱状晶４が発達する。鋳造条件によっては、鋳片内部に等軸晶が生成する場合もあるが、鋳造組織の大部分は柱状晶である。柱状晶の大きさは、鋼の特性に大きく影響し、δ相（フェライト粒）とγ相（ガンマ粒）の相分率で変化する。

例えば、γ相が無いフェライト単相鋼の場合や、γ相分率が低い場合には、凝固直後の高温からδ相（フェライト粒）が成長し続けて粗大化する傾向がある。δ／γ変態が生じれば、変態時に多数のガンマ粒が生成したり、また、ガンマ粒がフェライト粒をピンニングしてフェライト粒の粗大化が抑制される。

一方、フェライト単相鋼と呼ばれるδ／γ変態が生じない鋼、例えば、Ｃｒ系ステンレス鋼、又は、γ相分率が低い鋼では、ガンマ粒のピンニング作用がないので、鋳片のフェライト粒は粗大化し易く、鋳片の柱状晶の幅は数ｍｍに及ぶ。

短辺側に、フェライト粒が粗大化して幅が広い柱状晶が成長した鋳片を圧延すると、短辺側にエッジシームと呼ぶ疵が生じることがある。エッジシームとは、エッジ近傍に発生する圧延方向のかぶさり状の疵である。

鋳片を圧延して製造した鋼板にエッジシームが発生すると、通常、鋼板のエッジをトリムしてエッジシームを取り除くが、そのために、トリム工程が必要となり、生産性が低下し、また、歩留が低下する。

エッジシームの原因は、鋳片の短辺側の粗大粒である。粗圧延時に、鋳片（主にスラブ）の短辺側のフェライト粒毎の変形挙動の差に起因して、図２に示すように、鋳片１の短辺側端部に凹凸（しわ）５が発生する。その後の圧延時のメタルフローで、凹凸（しわ）５が、圧延後の板の表裏面に回り込んでエッジシームが形成される。

鋳片の短辺側の結晶粒径が小さくなるほど、エッジシームの幅（エッジシーム発生領域の鋼板エッジからの距離）は低減するので、これまで、鋳片の少なくとも短辺側の結晶粒径を小さくする方法が幾つか提案されている。

従来から、低温鋳造や、鋳型内電磁撹拌で、結晶粒を等軸晶化することが試みられている。しかし、低温鋳造は、ノズル詰まりによる操業性の悪化や、鋳型内の介在物浮上性の悪化の問題を抱えていて、安定して操業することが困難である。また、鋳型内電磁撹拌は、鋳片内部を比較的容易に等軸晶化することができるが、鋳片表層部（１０ｍｍ程度）まで等軸晶化することが困難である。

γ相がフェライト粒をピンニングしてフェライト粒の粗大化を抑制する方法においては、γ変態量が多い鋼ほど結晶粒径が減少し、その結果、エッジシーム幅が減少する。特許文献１には、鋳片短辺部のＮ濃度を上げて、γ相分率を高めることが開示されている。また、特許文献２には、鋳片短辺部のＣ濃度を上げて、γ相分率を高めることが開示されている。

しかし、Ｃ、Ｎは、鋼板の加工性を低下させる（硬くなる）ので、Ｃ、Ｎ濃度の増加は鋳片短辺部に限定する必要があるが、鋳片短辺部のＣ、Ｎ濃度を増加するのに伴って、Ｃ、Ｎが鋳型内溶鋼中で拡散するので、鋳片内部のＣ、Ｎ濃度も増加してしまい、鋼板全体の加工性が低下するという問題点がある。

また、Ｃ、Ｎ濃化層の厚みを厚くするために、Ｃ、Ｎ添加量を増加すると、短辺表層部のＣ、Ｎ濃度が非常に増加し、エッジシームは防止できるが、鋳片短辺部が非常に硬くなって、圧延時に耳割れが生じることがある。耳割れが生じると、エッジをトリムしなければならず、結局、生産性が低下するとともに、歩留が低下する。

結晶粒を等軸晶化するため、連続鋳造パウダー（モールドフラックス）に、炭窒化物を添加する方法も提案されている。

特許文献１の方法においては、鋳片短辺部のＮ濃度を増加するための窒素源として、窒素化合物を連続鋳造パウダーに添加している。特許文献１には、窒化物として、窒化クロムＣｒ₂Ｎ、窒化マンガンＭｎＮ₉、窒化ケイ素Ｓｉ₃Ｎ₄、窒化鉄Ｆｅ₄Ｎ₉、窒化リチウムＬｉ₃Ｎが開示されている。

特許文献３には、連続鋳造パウダーに、溶鋼温度より高い融点を有する固相粒子、窒化物及び炭化物のうち少なくとも１種類を混入、分散させることが開示されている。

特許文献３の実施例では、ＡｌＮ、ＳｉＣが例示されている。溶融パウダー中に分散した固相粒子のうち、溶融パウダー／溶鋼間の界面に分布した固相粒子が溶鋼と接触し、固相粒子上で鋼の凝固核が生成する。この結果、溶融パウダー／溶鋼界面で多数の凝固核が発生し、凝固シェルの厚みが均一化されて、鋳片における縦割れ等の欠陥が防止される。

特許文献４には、特に極低炭素鋼の連続鋳造のためのモールド被覆パウダーが開示されている。パウダー溶融速度低減材として、通常添加する炭素の代わりに窒化物を添加し、極低炭素鋼溶鋼の炭素濃度の上昇を防止している。

特許文献５には、１３００℃で二液相又は固液共存相を有する連続鋳造用パウダーに、窒化物及び炭化物のうち１種以上を添加することを特徴とする連続鋳造用パウダーが開示されている。

連続鋳造用パウダーを二液相又は固液共存相とすることで、粘度が剪断速度に依存する非ニュートン流体となり、溶鋼中へのパウダー巻込みが減少する。窒化物及び炭化物は、溶融速度調整剤、及び、溶融パウダーを擬塑性化、非ニュートン流体化するために懸濁させる高融点微粒子として添加されている。

特許文献１、及び、３〜５の方法においては、いずれも、連続鋳造用パウダーに炭窒化物を混合しているが、溶鋼中に炭窒化物を分散させることを目的としていない。連続鋳造用パウダーに炭窒化物粒子を混合しただけでは、鋳造中の溶融パウダーと溶鋼との界面に粒子が集積し、溶鋼中に移動し難い。これは、固相（炭窒化物粒子）と、液相（溶鋼）とは濡れ難いためである。

したがって、いずれの方法においても、溶融パウダーから溶鋼中に炭窒化物粒子が移動し難く、溶鋼中に均一分散することが困難である。鋳片短辺の結晶粒を微細化するためには、溶融パウダーから溶鋼中に安定して粒子を移動させ、短辺近傍の溶鋼中に均一分散させる手段が必要である。

また、連続鋳造パウダーに、金属元素を添加する方法も提案されている。特許文献６には、連続鋳造用パウダー粒内に、溶鋼中に添加する元素の合金粉又は金属分を含有する連続鋳造用パウダーが開示されている。特に、含有させる元素の酸化物の標準生成自由エネルギーが、Ｓｉ、Ｂよりも大きい元素の合金粉・金属粉を含有させている。

特許文献６には、具体例として、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｎが開示されている。これらの金属元素は、合金元素そのものであり、パウダー中に添加する理由は、鋳片表層に効率的に合金添加して、効率的に複層鋳片を製造するためである。

特開平１０−１９３０３９号公報特開平１１−１５６５１０号公報特開平０６−２９７１１９号公報特表平０９−５１０９２３号公報特開２００１−３４７３５０号公報特開２００１−２６９７５４号公報

特許文献３の方法によれば、溶融パウダー／溶鋼界面で多数の凝固核が生成する。それ故、鋳片の「最表層」の結晶粒は細粒化する。しかし、特許文献３の方法では、溶融パウダーに添加した固相粒子が溶融パウダー中にとどまってしまい、鋳片内部（表層から少なくとも５〜１０ｍｍ）の結晶粒を微細化する効果は発現しない。

即ち、溶融パウダーに添加した固相粒子は、溶鋼中に移動することが困難なため、鋳片内部（表層から５〜１０ｍｍ深さまで）の結晶粒の成長を抑制する効果が発現しない。したがって、鋳片内部の結晶粒は粗大化し、特に、フェライト単相鋼の場合は、結晶粒が急速に粗大化して、エッジシームが発生する。

鋳片の短辺側において、エッジシームの発生を防止するためには、鋳片最表層だけでなく、鋳片表層から少なくとも５〜１０ｍｍ深さまでの結晶粒径を小さくすることが必要である。

そこで、本発明は、鋼の連続鋳造において、鋳片表層から少なくとも５〜１０ｍｍ深さまでの結晶粒径を小さくすることを課題とし、該課題を解決する連続鋳造パウダーと、該パウダーを用いる連続鋳造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、連続鋳造パウダーに、鋳型内溶鋼温度より融点が高い炭窒硫化物粒子と、界面活性元素を添加すると、界面活性元素が、溶鋼中でピンニング粒子や凝固接種核として機能する炭窒硫化物粒子を連続鋳造パウダーから溶鋼中に移動させて均一に分散させる作用をなすことを見いだした。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）鋼を連続鋳造する際に用いる連続鋳造パウダーにおいて、パウダーマトリックス中に、
（ｉ-1）鋳型内溶鋼温度より高い融点を有する炭化物、窒化物、炭窒化物、及び、硫化物の１種又は２種以上の化合物粒子：３〜３０質量％と、
（ｉ-2）Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上からなる金属粒子：１〜３０質量％
を含有し、
（ii-1）化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の合計が５０質量％以下で、かつ、
（ii-2）化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の比、化合物粒子の含有量（質量％）／金属粒子の含有量（質量％）が３以下である
ことを特徴とする連続鋳造パウダー。

（２）前記化合物粒子の最大粒径が５〜２００μｍであることを特徴とする前記（１）に記載の連続鋳造パウダー。

（３）前記金属粒子の最大粒径が５μｍ以上、５ｍｍ以下であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の連続鋳造パウダー。

（４）鋼の連続鋳造方法において、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の連続鋳造パウダーを、鋳型短辺×１００ｍｍ（鋳辺幅方向）の領域の１０％以上の面積に添加することを特徴とする連続鋳造方法。

（５）前記鋼が、フェライト単相鋼、又は、Ｃｒ系ステンレス鋼であることを特徴とする前記（４）に記載の連続鋳造方法。

本発明によれば、鋳片内部（鋳片表層から少なくとも５〜１０ｍｍ深さ）の結晶粒成長を抑制して、鋳片短辺部の結晶粒を微細化することができるので、効果的にエッジシームの発生を防止することができる。

鋳片の表層部に、短辺側表層及び長辺側表層から鋳片内部に向かう柱状晶が発達する態様を示す図である。圧延途中で鋳片（圧延材）の短辺側端部に凹凸（しわ）５が発生した態様を示す図である。

本発明について説明する。

本発明の連続鋳造パウダー（以下「本発明パウダー」ということがある。）は、鋼を連続鋳造する際に用いる連続鋳造パウダーにおいて、パウダーマトリックス中に、
（ｉ-1）鋳型内溶鋼温度より高い融点を有する炭化物、窒化物、炭窒化物、及び、硫化物の１種又は２種以上の化合物粒子：３〜３０質量％と、
（ｉ-2）Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上からなる金属粒子：１〜３０質量％
を含有し、
（ii-1）化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の合計が５０質量％以下で、かつ、
（ii-2）化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の比、化合物粒子の含有量（質量％）／金属粒子の含有量（質量％）が３以下である
ことを特徴とする。

また、本発明の連続鋳造方法（以下「本発明方法」という。）は、鋼の連続鋳造方法において、本発明パウダーを、鋳型短辺×１００ｍｍ（鋳辺幅方向）の領域の１０％以上の面積に添加することを特徴とする。

まず、本発明パウダーについて説明する。

鋳型内溶鋼温度より融点が高い炭化物、窒化物、炭窒化物、及び、硫化物の１種又は２種以上の化合物粒子又は化合物粉末（以下「化合物粒子」ということがある。）と、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上からなる金属粒子又は金属粉末が共存する連続鋳造パウダーを、連続鋳造の際、連続鋳造パウダー層の最表層に添加すると、融解した金属粒子又は金属粉末から、溶鋼中に金属元素（Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上）が添加され、界面活性元素として機能し、溶鋼中でピンニング粒子や凝固接種核として機能する化合物粒子又は化合物粉末が、連続鋳造パウダーから溶鋼中に移動して均一に分散することを、本発明者らは見いだした。この知見が、本発明パウダーの基礎をなす知見である。

パウダーマトリックスは、鋳型内溶鋼温度より高い融点を有する化合物粒子と、金属粒子を除いたものである。即ち、パウダーマトリックスは、本発明パウダーの残部を構成する。パウダーマトリックスの種類、性状、特性に、特に制限はなく、通常のパウダーマトリックスを使用することができる。

パウダーマトリックスは、主として、ＳｉＯ₂、ＣａＯ、Ａｌ₂Ｏ₃等（酸化物）の粒子で構成されるものであるが、本発明パウダーの性状、特性を阻害しない範囲で、他の粒子（例えば、ＣａＦ₂等のフッ化物粒子や、パウダー保温用の炭素粒子等）を含んでいてもよい。

化合物粒子は、鋳型内溶鋼温度より高い融点、好ましくは１６００℃以上の融点を有する炭化物、窒化物、炭窒化物、及び、硫化物の１種又は２種以上の化合物である。炭化物としては、ＳｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣ、ＴａＣ、ＷＣ等が望ましい。窒化物としては、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＡｌＮ、ＢＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、Ｓｉ₃Ｎ_４等が望ましい。硫化物としては、ＣａＳ、ＬａＳ、ＭｇＳ、ＴｉＳ等が望ましい。

上記化合物は、鋳型内溶鋼温度より融点が高いので、溶融パウダー中、及び、溶鋼中で溶融せず固体粒子として存在する。それに対し、パウダーマトリックスは主に酸化物からなるので溶融し易い。

化合物粒子の最大粒径は、特に制限はないが、鋳型と凝固シェル間への溶融パウダーの流入を阻害しない程度の粒径が好ましい。例えば、５〜２００μｍの粒径が好ましい。

本発明パウダーにおける化合物粒子の最大粒径は、通常の篩法によって測定した粒径（即ち、最大粒径）である。化合物粒子の最大粒径が５μｍ未満であると、パウダーマトリックスに添加した際、化合物粒子がパウダーマトリックスの粒子間を降下して、均一に混合し難いので、化合物粒子の最大粒径は５μｍ以上が好ましい。より好ましくは１０μｍ以上である。

一方、最大粒径が２００μｍを超えると、化合物粒子が、溶融パウダーの鋳型と凝固シェル間への流入を阻害するので、２００μｍ以下が好ましい。より好ましくは１５０μｍ以下である。

化合物粒子の含有量は、下記式、
［化合物粒子の質量／（パウダーマトリックス＋化合物粒子＋金属粒子）の質量］
×１００
で算出し、３〜３０質量％が好ましい。

含有量が３質量％未満であると、溶鋼中へ移動する化合物粒子の濃度が低く、化合物粒子による効果が発現しないので、３質量％以上が好ましい。より好ましくは１０質量％以上である。一方、含有量が３０質量％を超えると、溶融パウダーの粘度が増加し、鋳型と凝固シェル間への流入性が悪化するので、３０質量％以下が好ましい。より好ましくは２５質量％以下である。

パウダーマトリックスへの化合物粒子の混合方法は、特に制限されない。例えば、パウダーマトリックス粉末に混合する、又は、マトリックスパウダー粉末に混合したものをプリメルトした後粉砕する方法を用いることができる。また、化合物粒子を含まないパウダーマトリックスを鋳型内に添加する際に、化合物粒子を同時に添加することも可能である。ただし、この方法では、化合物粒子の均一混合性が劣る。

金属粒子は、界面活性元素であるＢｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上からなる金属粒子である。

Ｎｂを除く元素は低融点であり、連続鋳造パウダーの溶融に伴い融解する。このため、鋳型と凝固シェル間への溶融パウダーの流入を物理的に阻害しないので、パウダーマトリックスに混合した後の金属粒子の形態は規定する必要はない。ただし、パウダーマトリックス中に均一に混合させるために、最大粒径は５μｍ以上、５ｍｍ以下が好ましい。

金属粒子の最大粒径が５μｍ未満であると、パウダーマトリックスに混合した際、金属粒子がパウダーマトリックスの粒子間を降下して、均一に混合し難いので、金属粒子の最大粒径は５μｍ以上が好ましい。より好ましくは１０μｍ以上である。一方、最大粒径が５ｍｍを超えると、化合物粒子がパウダーマトリックス中に均一に混合し難いので、５ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは１ｍｍ以下である。

Ｎｂは、融点が高いので、溶融パウダーの鋳型と凝固シェル間への流入性を確保するため、マトリックスパウダーへの混合後の形態は２００μｍ以下が好ましい。より好ましくは１５０μｍ以下である。

金属粒子の含有量は、下記式、
［金属粒子の質量／（パウダーマトリックス＋化合物粒子＋金属粒子）の質量］
×１００
で算出し、１〜３０質量％が好ましい。

含有量が１質量％未満では、金属粒子の作用効果が発現せず、化合物粒子が溶鋼中に移動しないので、含有量は１質量％以上が好ましい。より好ましくは５質量％以上である。

一方、含有量が３０質量％を超えると、溶融パウダーと溶鋼の界面近傍における金属粒子の濃度が高くなり過ぎて、界面活性作用が過剰になり、溶融パウダー自体が溶鋼中に巻込まれて欠陥を形成するので、含有量は３０質量％以下が好ましい。より好ましくは２５質量％以下である。

化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の合計は５０質量％以下が好ましい。パウダーマトリックスルの量が５０％未満になると、鋳型と凝固シェル間への溶融パウダーの流入性が阻害されて、潤滑性を確保することできなくなる。化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の合計は４０％以下がより好ましい。

また、化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の比、化合物粒子の含有量（質量％）／金属粒子の含有量（質量％）は３以下が好ましい。この比が３を超えると、化合物粒子が十分に溶鋼中に移動しなくなり、結晶粒微細化効果が得られない。より好ましくは１．５以下である。

パウダーマトリックスへの金属粒子の添加、混合方法は、特に制限されない。通常、あらかじめパウダーマトリックス粉末に混合したものを鋳型内に添加するが、金属粒子を含まないパウダーマトリックスを鋳型内に添加する際に、化合物粒子とともに添加することも可能である。ただし、この方法では、均一混合性が劣る。

なお、マトリックスパウダー粉末に金属粒子を混合したものをプリメルトした後粉砕する方法では、低融点金属の液相が合体して均一に混合することができないので、好ましくない。

次に、本発明方法について説明する。

本発明方法は、本発明パウダーを、鋳型短辺から１００ｍｍ以内の領域に添加する。添加方法は、通常の添加方法（手動、自動供給）でよいが、パウダーマトリックスと、化合物粒子及び金属粒子を、溶鋼湯面上に別系統で添加してもよい。ただし、均一混合性が劣る場合があるので、注意を要する。

本発明パウダーを、鋳型短辺から少なくとも１００ｍｍ以内の領域に添加するのが好ましいが、湯面の全領域に添加してもよい。

前記領域に本発明パウダーを添加する際、添加する領域面積は、下記式で算出して、鋳片厚み（ｍｍ）×１００（ｍｍ）の１０％以上が好ましい。より好ましくは２０％以上である。本発明方法において、上記領域面積は、常に１０％以上を確保するものとする。このようにすることで、エッジシーム疵を低減することができる。

［（鋳型短辺から０〜１００ｍｍの範囲における本発明パウダーの添加面積）／（鋳片
厚み（ｍｍ）×１００ｍｍ）］×１００（％）
なお、本発明パウダーを添加する領域面積は、溶鋼面上のパウダー層の最表層に添加する際の面積であり、外部から目視やモニター等で確認することができる。

通常、溶鋼面上のパウダーは、数ｍｍ以上の厚みで溶鋼面を被覆している。最表層に添加された連続鋳造パウダーは、時間の経過に伴い溶融しながら溶鋼との界面に向かって進行し、同時に、溶鋼の流動等によって徐々に面積が広がる。

本発明パウダーを、鋳型短辺から少なくとも１００ｍｍ以内の連続鋳造パウダー層の最表層に添加すれば、本発明パウダーは、溶融中、溶融面上を広がり、鋳型短辺と凝固シェル間に流入する。

通常のスラブ厚みは２００ｍｍ以上であり、上記１００ｍｍは、スラブ厚みのほぼ１／２に相当する。例えば、短辺から大きく離れた位置の鋳片１／２厚部相当の鋳型内溶鋼の湯面上に添加したパウダーが、溶融後、長辺側鋳型と凝固シェル間に流入することを考えると、パウダーの広がる距離がスラブ厚みのほぼ１／２に相当することは妥当である。

本発明パウダーの添加は、鋳型短辺に接する領域に添加するのが最も効果的だが、直接、鋳型短辺に接するように添加しなくても、短辺から１００ｍｍ以内の領域に添加すればよい。ただし、添加位置が鋳型短辺から離れるほど、鋳型長辺側に流入する割合が増えて、鋳型短辺側に流入する割合は減少する。

ここで、本発明パウダーを適用する鋼について説明する。

鋳造中の冷却過程でδ／γ変態がなく、鋳片の結晶粒が粗大化し易い鋼、例えば、フェライト単相鋼や、主にフェライト粒組織の鋼、室温におけるγ相率（体積分率）が２０％以下のフェライト組織が主相の鋼の連続鋳造に適用することができる。特に、Ｃｒ系ステンレス鋼の連続鋳造に適用するのが好ましい。

フェライト単相鋼では、質量％で、
Ｓｉ：０．００５〜７．０％、
Ａｌ：０．００３〜１０．０％、
Ｃｒ：０．００５〜３．０％
を含有し、［％Ｓi］＋２．４［％Ａｌ］≧１．９を満たす鋼が好ましい。

Ｃｒ系ステンレス鋼では、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：１０．０〜２２．０％、
Ｎ：０．００１〜０．１０％
を含有し、下記式（１）で定義するＧが、式（２）を満たすＣｒ系ステンレス鋼が好ましい。

Ｇ＝４２０［％Ｃ］＋４７０［％Ｎ］＋２３［％Ｎｉ］＋９［％Ｃｕ］＋７［％Ｍｎ］
−１１．５（［％Ｃｒ］＋［％Ｓｉ］）−１２［％Ｍｏ］−５２［％Ａｌ］
−４７［％Ｎｂ］−４９［％Ｔｉ］＋１８９・・・（１）
Ｇ≦２０・・・（２）

Ｇは、ステンレス鋼を１１００℃に加熱した時に生成するオーステナイト量の最大値を示す指標であり、ステンレス鋼のみに適用できる指標である（例えば、特開２０１３−５３３６６号、参照）。各元素の含有量の係数は実験的に定められたものである。

Ｇが小さいほど、１１００℃付近のオーステナイト量が少ないことを意味し、鋳造中の冷却過程で結晶粒が粗大化し易い傾向を示す。そのため、Ｃｒ系ステンレス鋼のうち、Ｇが２０以下のものはエッジシームが顕著に発生する。

また、フェライト単相鋼では、質量％で、
Ｃ：０．０００３〜０．０６％
Ｓｉ：０．００５〜７．０％、
Ａｌ：０．００３〜１０．０％、
Ｃｒ：０．００５〜３．０％
を含有し、［％Ｓi］＋２．４［％Ａｌ］≧１．９
を満たすフェライト単相鋼が好ましい。

Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒはフェライト形成元素であり、特に、上記不等式を満たす成分組成では、鋳造中の冷却過程で生成するオーステナイト量が極めて少なく、結晶粒が粗大化し易い。

本発明パウダーを適用する鋼は、効果が十分に発現する点で、オーステナイト粒組織が極めて少ないフェライト粒組織の鋼が好ましいが、γ相率（体積分率）が２０％を超えると、本発明パウダーの効果が充分に発現しないので、フェライト組織が主相である鋼の室温におけるγ相率（体積分率）は２０％以下が好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
成分組成が、質量％で、２．７％Ｃ、４３．５％ＳｉＯ₂、６．５％Ａｌ₂Ｏ₃、３２．５％ＣａＯ、１１％Ｎａ₂Ｏ、３．８％Ｆの基本鋳造パウダー（パウダーマトリックス）に、表１に示す各種の化合物粒子（炭化物、窒化物、硫化物）の１種又は２種以上を混合し、かつ、最大粒径１ｍｍの金属Ｂｉを１〜３０質量％の範囲で混合したパウダー（パウダーＡ）を用いて、成分組成が、質量％で、０．０５％Ｃ、０．３％Ｓｉ、０．３％Ｍｎ、０．０２％Ｐ、０．００５％Ｓ、０．１％Ｎｉ、１６．５％Ｃｒ、０．００７％ＮのＣｒ系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造した。

連続鋳造中、パウダーＡを、鋳型全面、及び、鋳型両側短辺近傍（狙いは１００ｍｍ幅以内）に添加した。鋳型短辺近傍のみにパウダーＡを添加した場合、他の部位には、化合物粒子（炭化物、窒化物、硫化物）や金属Ｂｉを含まない基本組成のパウダーを添加した。

連続鋳造中のパウダーＡの使用量は、０．５〜１．０ｋｇ／ｔ−ｓｔｅｅｌであった。連続鋳造中、パウダーＡを鋳型全面に添加した場合と同等であった。

連続鋳造で、幅１０００ｍｍ、厚み２５０ｍｍのスラブを鋳造速度０．８〜１．３ｍ／分で鋳造した。スラブを、加熱後、常法で熱間圧延、冷間圧延し、１．５ｍｍ厚みの冷延板とした。

（スラブ短辺の結晶粒径の測定）
スラブのＣ断面を切断し、研磨し、ナイタールでエッチングして、結晶粒組織を検出し写真撮影した。スラブ短辺の表層から５ｍｍの位置で、線分法で結晶粒径を測定した。

（エッジシームの評価）
冷延板を通板検査し、エッジシームの最大幅を測定した。エッジシームは、◎＜幅５ｍｍ、５ｍｍ≦○＜１０ｍｍ幅、×≧１０ｍｍ幅と評価した。

（鋳片短辺割れの評価）
鋳片短辺を目視検査し、５ｍｍ超の割れがある場合を×、５ｍｍ以下であれば○と評価した。

（パウダー巻込み欠陥の評価）
冷延板を通板検査し、割れ、鋳造パウダー巻込みを評価した。１０ｍ当たりの平均個数密度が１個以下を合格（○）、１個超の場合を不合格（×）とした。

表１に、評価結果を併せて示す。

発明例では、操業に特に支障はなかった。鋳片段階で、短辺の表面割れやコーナー割れ等の欠陥も発生しなかった。パウダーＡを鋳型全面に添加した場合、鋳片全体の結晶粒が微細化して、エッジシームの発生が抑制された。パウダーＡを、鋳型短辺近傍（１００ｍｍ幅以内、好ましくは５０ｍｍ以内）に添加した場合、鋳片短辺の結晶粒が微細化し（長辺側は変化なく、結晶粒径が大）、エッジシームの発生が抑制された。

比較例Ｎｏ．３０では、ＳｉＣ粒子の添加率が３質量％未満であったため、また、比較例Ｎｏ．３１では、（化合物粒子）／（金属元素）が３を超えていて、ＳｉＣ粒子の溶鋼中への移動が不十分であったため、結晶粒が粗大化して、エッジシーム幅が１０ｍｍを超え、評価は×であった。

比較例Ｎｏ．３２では、ＴｉＮ粒子の添加率が３０質量％を超えたため、比較例Ｎo.３３では、化合物粒子と金属粒子の合計が５０質量％を超えたため、また、比較例Ｎｏ．３４では、ＣａＳ粒子の最大粒径が２００μｍを超えたため、いずれの比較例においても、鋳造時の溶融パウダー流入が阻害されて、５ｍｍ以上の鋳片短辺割れが生じ、評価は×であった。

（実施例２）
成分組成が、質量％で、０．５％Ｃ、３３％ＳｉＯ₂、５．５％Ａｌ₂Ｏ₃、４５％ＣａＯ、１２％Ｎａ₂Ｏ、４％Ｆで、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）＝１．３６の基本鋳造パウダーに、最大粒径１０μｍの化合物粒子（炭化物、窒化物、硫化物）を１０質量％混合し、さらに、表２に示す各種金属粒子を混合したパウダー（パウダーＢ）を用いて、成分組成が、質量％で、０．０２％Ｃ、０．４％Ｓｉ、０．２％Ｍｎ、０．０２％Ｐ、０．００５％Ｓ、０．３％Ｎｉ、１７．５％Ｃｒ、０．００７％ＮのＣｒ系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造した。

連続鋳造中、パウダーＢを、鋳型全面、及び、鋳型両側短辺近傍（狙いは１００ｍｍ幅以内）に添加した。

発明例では、操業に特に支障はなく、表面割れやコーナー割れ等の欠陥も発生しなかった。パウダーＢを鋳型全面に添加した場合、鋳片全体の結晶粒が微細化し、エッジシームの発生が抑制された。パウダーＢを、鋳型短辺近傍（１００ｍｍ幅以内、好ましくは５０ｍｍ以内）に添加した場合、鋳片短辺の結晶粒が微細化し（長辺側は変化なく結晶粒径は大）、エッジシームの発生が抑制された。

比較例Ｎｏ．１９では、金属Ｂｉの添加率が３０質量％を超えたため、連続鋳造パウダーが溶鋼中に巻込まれて鋳片内に残存して、冷延板のパウダー巻込み欠陥が１０ｍ当たり１個を超え、評価は×であった。評価結果を表２に併せて示す。

（実施例３）
Ｃｒ系ステンレス鋼の溶鋼の連続鋳造において、通常パウダーの供給と同様に、一般的なスクリューフィーダーで、実施例１と２の本発明パウダーを、表３に示すように、添加位置を変えて、連続鋳造パウダー層の最上層に供給した。表３に記載した部位以外の部位には、化合物粒子や金属粒子を添加しない基本組成パウダーを供給した。発明例Ｎｏ．７では、本発明パウダーを鋳型全面に供給した。

発明例Ｎo.１〜７では、鋳片短辺部の結晶粒が微細化し、エッジシーム幅を１０ｍｍ以下に低減することができた。発明例Ｎｏ．１では、鋳型短辺に接した部位である、鋳型短辺から０〜５０ｍｍの領域にて、短辺方向全長にわたって添加した。本発明パウダーが溶融後に鋳型短辺と溶鋼の間に流入したので、鋳片短辺部の結晶粒が微細化し、エッジシーム幅を１０ｍｍ未満に低減することができた。

発明例Ｎｏ．２では、鋳型短辺に接した部位である、鋳型短辺から０〜５０ｍｍの領域にて、短辺方向では中央部の一部で、スラブ厚×１００ｍｍに占める面積率が１０％の領域に、本発明パウダーを添加した。本発明パウダーは、溶融しながら、パウダー表層部から溶鋼面との界面に向かって進行していく間に広がり、鋳型短辺の全幅にわたり流入したので、鋳型短辺の全幅で結晶粒微細化効果が得られた。

発明例Ｎｏ．３〜４では、鋳型短辺に接した部位に本発明パウダーを添加せず、短辺から２０〜５０ｍｍ離れた領域で、鋳型短辺の全幅にわたり添加した。発明例Ｎｏ．３では、鋳型短辺方向の全長にわたって添加した。発明例Ｎｏ．４では、鋳型短辺方向の中央部の一部に、パウダー表層部における添加面積率（スラブ厚２５０ｍｍ×１００ｍｍに占める面積率）が１０％になるように添加した。

パウダー層表層部に添加された本発明パウダーは、溶融しながら溶鋼湯面との界面に向かって進行していく間に広がり、鋳型短辺の全幅に流入したので、鋳片短辺の全幅で結晶粒微細化効果が得られた。

発明例Ｎｏ．５では、本発明パウダーを、鋳型短辺から８０〜１３０ｍｍ離れた領域で、鋳型短辺の全幅にわたって添加した。この場合、パウダーの添加面積は、スラブ厚×１００ｍｍの２０％であった。本発明パウダーは、溶融後に鋳型短辺の全幅に流入し、鋳片短辺の全幅で結晶粒微細化効果が得られた。

発明例Ｎｏ．６では、本発明パウダーを、鋳型短辺に接した０〜１００ｍｍ全面に添加した。鋳型短辺の全幅で結晶粒微細化効果が得られた。発明例Ｎｏ．７では、本発明パウダーを、鋳型全面に添加したので、鋳片の短辺と長辺において結晶粒微細化効果が得られた。

比較例Ｎｏ．８では、本発明パウダーを、鋳型短辺から１１０ｍｍ未満の部位に添加せず、鋳型短辺から１１０〜１６０ｍｍ離れた領域に添加した。本発明パウダーは、溶融して広がったが、鋳型短辺には達しなかったので、結晶粒微細化効果は得られず、エッジシームは１６ｍｍとなった。評価は×である。

比較例Ｎｏ．９では、鋳型短辺から０〜５０ｍｍの領域に添加したが、スラブ厚×１００ｍｍに占める面積率が１０％未満であったため、結晶粒微細化効果が不十分であった。エッジシームは１４ｍｍで、１０ｍｍを超えたため、評価は×である。評価結果を、表３に併せて示す。

前述したように、本発明によれば、鋳片内部の結晶粒成長を抑制して、鋳片短辺部の結晶粒を微細化することができるので、効果的にエッジシームの発生を防止することができる。よって、本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高いものである。

１鋳片
２短辺側表層
３長辺側表層
４柱状晶

Claims

鋼を連続鋳造する際に用いる連続鋳造パウダーにおいて、パウダーマトリックス中に、
（ｉ-1）鋳型内溶鋼温度より高い融点を有する炭化物、窒化物、炭窒化物、及び、硫化物の１種又は２種以上の化合物粒子：３〜３０質量％と、
（ｉ-2）Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上からなる金属粒子：１〜３０質量％
を含有し、
（ii-1）化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の合計が５０質量％以下で、かつ、
（ii-2）化合物粒子の含有量と金属粒子の含有量の比、化合物粒子の含有量（質量％）／金属粒子の含有量（質量％）が３以下である
ことを特徴とする連続鋳造パウダー。
前記化合物粒子の最大粒径が５〜２００μｍであることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造パウダー。
前記金属粒子の最大粒径が５μｍ以上、５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の連続鋳造パウダー。
鋼の連続鋳造方法において、請求項１〜３のいずれか１項に記載の連続鋳造パウダーを、鋳型短辺×１００ｍｍ（鋳片幅方向）の領域の１０％以上の面積に添加することを特徴とする連続鋳造方法。
前記鋼が、フェライト単相鋼、又は、Ｃｒ系ステンレス鋼であることを特徴とする請求項４に記載の連続鋳造方法。