JP6598443B2

JP6598443B2 - Ａｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスおよびＡｌ含有鋼の連続鋳造方法

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Publication number: JP6598443B2
Application number: JP2014190913A
Authority: JP
Inventors: 方史花尾; 宏樹石神
Original assignee: Nippon Steel Corp
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Priority date: 2014-09-19
Filing date: 2014-09-19
Publication date: 2019-10-30
Anticipated expiration: 2034-09-19
Also published as: JP2016059948A

Description

本発明は、鋳片表面に発生する縦割れを防止するための、Ａｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスおよびＡｌ含有鋼の連続鋳造方法に関する。

鋼の連続鋳造において、鋳片表面に縦割れが発生しやすい鋼に、Ｃ濃度が０．０８〜０．１８質量%である亜包晶鋼又は中炭素鋼がある。前記鋼は、鋳型内で溶鋼が凝固して形成する凝固殻の厚みが不均一になりやすく、このことに起因して、鋳片表面に縦割れが発生しやすい。

鋳片表面の縦割れ防止するには、鋳型内の凝固殻の厚みを均一にすること、即ち、凝固殻の先端部を緩やかに冷却すること（以下、緩冷却）が有効であり、この緩冷却の為に、モールドフラックスが利用されてきた。モールドフラックスは、鋳型内の溶鋼上へ供給され、溶鋼からの熱供給により溶融して、鋳型に沿って凝固殻との間隙を流入し、溶鋼成分を含み溶融フラックスからなるフィルムを形成する。このフィルムは、鋳造開始直後、鋳型による冷却によりガラス(非晶質)状に凝固するが、時間の経過とともにガラス（非晶質）中から結晶が析出する。このフィルムの結晶化を促進させると、フィルムの鋳型側表面の粗度が増大するため、鋳型とフィルムの界面熱抵抗が増大する。あるいはフィルム中の輻射伝熱も抑制されるため、これらの効果により、フィルムに接した溶鋼および凝固殻が緩冷却される。

フィルム中に析出する一般的な結晶の組成はＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２（ｃｕｓｐｉｄｉｎｅ：３ＣａＯ・２ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２）である。フィルムの結晶化を促進する手段としては、これまでに以下の方法が考えられている。

モールドフラックスの融体物性のコントロールとして、凝固点を高めることが結晶化の有効な促進方法である。特許文献１には、凝固点を１１５０〜１２５０℃に高めて、結晶性を強める方法が開示されている。ただし、１２５０℃以上に凝固点を高めると、潤滑性が阻害されてブレイクアウトが防止できない、という問題があるとされている。但し、特許文献１では、Ａｌ含有量が低い鋼（特許文献１、表３、Ａｌ=０．０２質量％）の場合のＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２を活用したフィルムの結晶化である。

また、モールドフラックス中の成分をコントロールすることにより結晶化を促進する方法として、モールドフラックス中の塩基度（ＣａＯとＳｉＯ_２の質量比）上昇やＭｇＯ含有率の低減が有効である。特許文献２には、主成分がＣａＯとＳｉＯ_２であり、塩基度を１．２〜１．６とし、ＭｇＯ含有率を１．５質量％以下である鋼の連続鋳造用パウダーが、フィルムの結晶化に有効であると開示されている。ただし、この発明に開示されているモールドフラックスの結晶生成温度は最も高い例でも１１４５℃程度と低く、これでは十分な緩冷却効果が得られない。

一方、特許文献３には、モールドフラックス中に鉄あるいは遷移金属の酸化物を添加することにより、フィルム中の輻射伝熱を抑制する方法が開示されている。しかしながら、特許文献３に開示された方法では、前記の酸化物を添加することにより、モールドフラックス中ＣａＯ、ＳｉＯ_２、ＣａＦ_２が希釈される。特に、この方法において、輻射伝熱の抑制効果を十分に得るためには、同文献中の実施例に示されるとおり、鉄あるいは遷移金属を合計で１０質量％以上も含有させる必要がある。また、塩基度が１．０付近の組成においては、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２が析出し難くなり、モールドフラックスの凝固点は低下する。同文献の実施例の表１に示された適用例によればモールドフラックスの凝固点は１０５０℃程度以下である。

亜包晶鋼の縦割れを防止するのに効果的なモールドフラックスの凝固点が、前記の特許文献１に記載されるとおり、１１５０〜１２５０℃程度であることを考慮すると、特許文献３に記載された凝固点は、亜包晶鋼の縦割れを防止するのに効果的なモールドフラックスの凝固点より１００℃以上も低い。つまり、同文献に示された実施例の結果は、フィルムの結晶化が阻害される結果、鋳型とフィルムとの界面における熱抵抗の増大が阻害され、結晶化による緩冷却効果が損なわれていることを示している。また、同文献には、Ａｌ含有の示唆・開示がないので、フラックスの融体が溶鋼中Ａｌによる酸化反応によってＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２のフィルム中での晶出が抑制される示唆もない。

本発明者の特許文献４には、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の析出しやすいモールドフラックスの組成範囲ＣａＯ-ＳｉＯ_２-ＣａＦ_２-ＮａＦの四元系において開示されている。この組成範囲は、その後の報告（例えば、非特許文献１）によるＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の初晶領域と実質的に一致するものである。特許文献４の（００２４）に記載の通り、同文献のモールドパウダ（モールドパウダは本発明のモールドフラックスと同様に鋳型内の溶鋼上に供給するもの）は、アルカリ金属とＦとの親和性を考慮した上で、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２を活用してフィルムを結晶化して緩冷却効果を得る。この効果によって、特許文献４のモールドパウダは、Ｃ含有率が０．０６５〜０，１８質量％である鋼を、生産性向上の為に、２ｍ／分以上の高速鋳造を行っても、鋳片表面の縦割れを完全に防止することが出来る。しかしながら、同文献の表１に記載の通り、鋼中のＡｌ含有量が少なく、０．０３５〜０．０４５％であるので、鋳型内の溶鋼上に供給されたモールドフラックスの融体が溶鋼中Ａｌにより酸化反応を受けて、フィルム中でＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化阻害は無視することができた。

本発明者の特許文献５には、特許文献４の範囲内に調整された基本組成に対して、遷移金属酸化物を添加することにより、緩冷却効果を損なうことなく凝固点を低下させる方法が開示されている。同文献の課題は、溶鋼中のＭｎ濃度（質量％）が高い場合に、Ｍｎの酸化反応によりフィルム中のＭｎＯ濃度が高くなるためにＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化が阻害され、十分な緩冷却効果が得られないことである。この課題を解決するために、必要な濃度のＭｎＯを鋳型に供給前のフラックスに予め配合しておき、その酸化反応を抑制した上で、凝固点を望ましいレベルに高めておくというものである。この発明により、Ｍｎ濃度の高い高強度鋼の縦割れを防止することが可能になった。特許文献５の発明もＡｌ含有量は、同文献の表３に示すように０．０２質量％で少なく、特許文献４と同様に、鋳型内の溶鋼上に供給されたモールドフラックスの溶鋼中Ａｌによる酸化反応に基づく、フィルム中でＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化の阻害は無視することができた。

一方、鋼の高強度化、高耐食性などの性能向上の観点から、近年、Ａｌを０．１質量％以上含有するＡｌ含有鋼が求められている。しかしながら、このＡｌ含有鋼を連続鋳造する場合には、溶鋼中のＡｌによってモールドフラックスの融体がフィルム内で酸化反応を受け、生じたＡｌ_２Ｏ_３によりＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２が希釈されるので、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化が阻害されるために、十分な緩冷却効果が得られなくなり、連続鋳造鋳片の表面に縦割れが発生するという問題が生じている。

特開平８−１９７２１４号公報特開平８−１４１７１３号公報特開平７−１８５７５５号公報特開２００１−１７９４０８号公報特開２００６−２８９３８３号公報

ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ、ｖｏｌ.４２（２００２）Ｎｏ.５ｐ４８９〜４９７

本発明の目的は前記問題を解決し、Ａｌを０．１質量％以上含有するＡｌ含有鋼の製造過程において、連続鋳造鋳片の表面縦割れを防止するための技術を提供することである。

請求項１記載の発明は、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋの１種又は２種以上からなるアルカリ金属の酸化物およびフッ化合物を基本成分とし、連続鋳造の鋳型内へ添加される前のフラックス初期組成が下記（１）、（２）および（３）式を満足したＡｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスを用い、鋳造中の鋳型内の０．１質量％以上のＡｌを含有する溶鋼上に供給された後、該溶鋼と反応した後のフィルム組成において、下記（４）、（５）および（６）式を満足し、溶鋼表層のフィルムに縦割れが発生しないように当該溶鋼フィルム中にＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２が単独で結晶化させることを特徴とするＡｌ含有鋼の連続鋳造方法である。
０．９≦ｆ（１）≦１．９０・・・（１）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（２）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（３）
１．３０≦ｆ（１）≦３．５０・・・（４）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（５）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（６）
ここで、ｆ（１）およびｆ（２）、ｆ（３）は
ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ・・・(イ)
ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝・・・(ロ)
ｆ（３）＝｛（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／
｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_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）
（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ
＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３・・・（Ｄ）
（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３} ・・・（Ｅ）
Ｗ_iは、添字iに示されるモールドフラックス中の成分（ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｆ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏ、Ａｌ_２Ｏ_３）の質量濃度（質量％）を示す。
また請求項２の発明は、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋの１種又は２種以上からなるアルカリ金属の酸化物およびフッ化合物を基本成分とし、連続鋳造の鋳型内へ添加される前のフラックス初期組成が下記（１）、（２）および（３）式を満足したＡｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスを用い、鋳造中の鋳型内の０．１質量％以上のＡｌを含有する溶鋼上に供給された後、該溶鋼と反応した後のフィルム組成において、下記（４）、（５）および（６）式を満足し、溶鋼表層のフィルムに縦割れが発生しないように当該溶鋼フィルム中にＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２およびＣａ_２Ａｌ_２Ｓｉが結晶化させることを特徴とするＡｌ含有鋼の連続鋳造方法である。
０．９≦ｆ（１）≦１．９０・・・（１）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（２）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（３）
１．３０≦ｆ（１）≦３．５０・・・（４）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（５）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（６）
ここで、ｆ（１）およびｆ（２）、ｆ（３）は
ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ・・・(イ)
ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝・・・(ロ)
ｆ（３）＝｛（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／
｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_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）
（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ
＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３・・・（Ｄ）
（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３} ・・・（Ｅ）
Ｗ_iは、添字iに示されるモールドフラックス中の成分（ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｆ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏ、Ａｌ_２Ｏ_３）の質量濃度（質量％）を示す。
また、請求項３記載の発明のように、前記の溶鋼は、亜包晶鋼とすることが好ましい。

本発明では、、Ａｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスにおいて、初期組成を上記（１）〜（３）式の範囲内に調整した上で、鋳造中の鋳型内に形成されるフィルムの組成が上記（４）〜（６）式を満たすようにすることにより、Ａｌ含有量が０．１%以上のＡｌ含有鋼との反応によりフィルム組成が変化しても、フィルム中にＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化が維持される。

ここで、本来は、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２が単一相として結晶化することが望ましいことはいうまでも無いが、本発明者らは、溶鋼中のＡｌの反応により、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の初晶範囲が高塩基度側に外れて、Ｃａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７の結晶化が生じ始める組成となっても、実際には、鋳型内における冷却が不安定になることなく、緩冷却が維持されることを新しく見出して本発明を成し遂げた。これは、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２およびＣａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７の両方がフィルム中で結晶化し得る組成のフラックスを、溶融状態から急冷却した場合、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の方が結晶化速度がより大きいために、連続鋳造中の鋳型内で形成されたフィルム中では、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の方が優位に結晶化して、鋳型内の冷却状態が安定化することによるものである。

鋳造中の鋳型内において、供給されたモールドフラックスが、Ａｌを０．１質量％以上含有するＡｌ含有溶鋼中のＡｌによる反応により、前記のフィルム組成が変化しても、（４）〜（６）式の範囲を満たすことができる。これにより、フィルム中においてＣａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７の結晶化を許容しながらＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化を維持し、総合的に緩冷却の効果を得ることを可能にした。

このため、本発明によれば、Ａｌ含有鋼又はＡｌ含有亜包晶鋼の連続鋳造鋳片の表面縦割れを確実に防止することが出来る。

モールドフラックスの塩基度とＸ線回折強度との関係を示す図である。

以下に本発明の好ましい実施形態を示す。
本発明のＡｌ含有鋼は、鋼中にＡｌを０．１質量％以上含有するものである。特に含有範囲の上限はないが、前記の性能向上では、３．０質量％まで含有する可能性がある。また、前記のフィルム中でのＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２およびＣａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７の２つの結晶相の晶出は、鋼中のＡｌ含有量が３．０質量％でも起きると本発明者らは考えている。

ｆ（１）は、ＣａＯとＳｉＯ_２との質量比であるが、通常の塩基度でなく、ＣａＦ２の生成を考慮した（ＣａＯ）_ｈを分子とする修正塩基度であり、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化を促進するための重要な指標である。溶鋼中Ａｌ（［Ａｌ］≧０．１質量％）との反応により、ＳｉＯ_２が還元されて減少するため、溶鋼中のＡｌ濃度に応じて予めｆ（１）を低くしておき、上記の溶鋼中Ａｌとの反応後、適正な値になるように設定することが望ましい。従って、（１）式は、溶鋼中Ａｌ濃度を反映させたｆ（１）の適正範囲である。ｆ（１）の望ましい範囲は、溶鋼との反応前で０．９〜１．９、反応後で１．３〜３．５である。反応後のｆ（１）が１．３より小さいと、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶相が必要なだけ得られず、３．５より大きいと、鋳型内の冷却が不安定になり、鋳型銅板温度の変動が大きくなる等の問題が生じ始める。

ｆ（２）はＣａＦ_２の濃度比であり、これもＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化を促進するために適正な範囲に調整することが必要である。ｆ（２）の望ましい範囲は、０．１８〜０．４であり、この範囲よりも小さくても大きくても、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化が十分に得られない。

ｆ（３）は、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２に対する溶剤的な成分の比率を示す。特に、溶鋼中Ａｌ（［Ａｌ］≧０．１質量％）の酸化によりＡｌ_２Ｏ_３濃度が上昇するため、ｆ（３）は増大するが、この増大はＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化を阻害するため、初期組成での（３）式とフィルム組成での（６）式の両方とも０.２１以上、０．４０以下に抑える必要がある。０．４０より大きいと、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化が十分に得られない。

本発明のモールドフラックスの凝固点は１１５０〜１４００℃が望ましい。この温度範囲よりも低いとＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の結晶化が十分に得られない場合があり得る。また、１４００℃以上に高めることは実質的に困難である。該フラックスの凝固点は、回転式や振動片式の粘度測定装置により測定すればよい。

本発明のモールドフラックスの粘度は、１３００℃において２ｐｏｉｓｅ以下が望ましい。２ｐｏｉｓｅよりも高いと、結晶化速度が低下し、効果的な緩冷却効果が得られない可能性があり好ましくない。鋳型内の溶鋼との反応によるフィルム組成の変化に伴い、鋳造中の粘度は初期の状態よりも高くなるので、添加前の粘度として、２ｐｏｉｓｅ以下が望ましい。粘度は、凝固点と同様、粘度測定装置により測定することができる。

アルカリ金属はＦなどのハロゲン化物との親和性が強い。ＣａＯ、ＳｉＯ_２およびフッ素化合物を基本成分とするモールドフラックス中に、Ｌｉ、Ｎａ，Ｋから選択されたアルカリ金属の酸化物、例えば、Ｎａ_２Ｏ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏが存在する場合には、溶融状態で、特許文献４の段落（００１９）の（い）（ろ）（は）式で表される反応が起きると考えることが出来る。従って、例えば、ＣａＯ、ＳｉＯ_２およびフッ素化合物を基本成分とし、Ｎａ_２Ｏを配合したモールドフラックスの場合には、溶融状態におけるＣａＦ_２及びＮａ_２Ｏは、前記（ろ）式の反応を考慮して、ＣａＯ及びＮａ_２Ｆとして扱いうべきである。Ｌｉ_２ＯやＫ_２Ｏを含む場合も同様に扱うべきである。アルカリ金属としては、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂ、Ｃｓ、Ｆｒがあるが、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋの１種又は２種以上が、現時点では該金属酸化物を入手し易いので好ましい。

また、鋳型添加前のフラックスの初期組成として、基本成分以外に、Ａｌ_２Ｏ_３：０．１〜１０．０質量％、ＭｇＯ：０．１〜１０．０質量％、ＭｎＯ:０．１〜４．０質量％を含有するとしても、本発明の構成要件を満足する場合には、本発明を逸脱するものではない。

高強度鋼を得るには、Ａｌ含有鋼のＣ含有量が０．０８〜０．１８質量%である亜包晶鋼又は中炭素鋼にすることが好ましい。Ａｌ含有亜包晶鋼の連続鋳造鋳片の表面縦われについても、前記のＡｌ含有鋼と同様の作用によって、フィルム中の結晶化による緩冷却を活用して、表面縦割れを防止することが出来る。

鋼の組成としては、Ａｌ，Ｃ以外の組成に関しては、鋼の要求性能に応じて適宜含有しても、本発明の連続鋳造方法を逸脱するものではない。

Ａｌ含有鋼の溶鋼上にフラックスを供給した際の溶融フラックスの組成変更とその組成変更のフィルム中に晶出する結晶相に及ぼす影響を調査した。表1および表２に示す各組成からなるモールドフラックス８種類（Ｆ１〜Ｆ８）を作製し、各種類について、重量１kgを黒鉛坩堝内へ挿入し、Ａｒ雰囲気下、温度１４００℃で溶融させた後、２℃／ｍｉｎの速度で冷却した。冷却過程で粘度および凝固点を測定した後の凝固したモールドフラックスを乳鉢で粉砕し、Ｘ線回折試験に供して、結晶相を同定するとともに、その第一ピークの回折強度を評価した。

モールドフラックスの塩基度とＸ線回折強度との関係を図１に示す。Ｆ１では結晶相としてＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２(以下、結晶相Ａ)が同定され、その回折強度は８０００ｃｐｓ以上と高かった。Ｆ２〜Ｆ５では、塩基度の上昇とともに結晶相Ａの強度は低下していき、同時にＣａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７(以下、結晶相Ｂ)の強度が上昇していったが、両者を比較すると、結晶相Ａの強度の方が同等以上に高かった。Ｆ６およびＦ７では、結晶相Ａおよび結晶相Ｂの強度が互いに同等であった。また、Ｃａ_1２Ａｌ_１４Ｆ_２Ｏ_３２(以下、結晶相Ｃ)の強度が認められた。Ｆ８では、結晶相Ｃの強度が最大となった。尚、表１の塩基度は、ＣａＯ／ＳｉＯ_２の質量％の比であり、凝固点および１３００℃の粘度は、振動片式粘度計により測定した値である。Ｆ１のように、本来は、Ｃａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２が単一相として結晶化することが望ましが、Ｆ２〜Ｆ５のように本発明の要件を満足する場合には、溶鋼中のＡｌの反応によってＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２の初晶範囲が高塩基度側に外れて、Ｃａ_２Ａｌ_２ＳｉＯ_７の結晶化が生じ始める組成となっても、実際には、鋳型内における冷却が不安定になることなく、緩冷却が維持されることが確認された。

表３および表４に示すモールドフラックスＦ９を用いて、表５に組成を示す溶鋼２．５ｔｏｎを連続鋳造し、幅５００ｍｍおよび厚み８５ｍｍ、長さ７０００ｍｍのスラブを得た。鋳造試験は、試験番号Ｃ１〜Ｃ５の合計５回、溶鋼中のＡｌ濃度を変えて行った。鋳造試験の結果を表６、表７に示す。試験番号Ｃ１〜Ｃ４については、鋳型内で溶融層は組成変化したが、それらのｆ（１）及びｆ（２）、ｆ（３）は、いずれも本発明の範囲内を維持したが、Ｃ５については、ｆ（１）及びｆ（３）が本発明の範囲よりも高く外れた。試験番号Ｃ１〜Ｃ４については、鋳型内の熱流束は１．４６〜１．５３ＭＷ／ｍ^２の範囲内であり、鋳型銅板温度の変動は±５℃以内と安定した。試験番号Ｃ１〜Ｃ３では鋳片表面に縦割れの発生は無く、Ｃ４については長さ１０ｍｍの軽微な縦割れが1本発生した。これに対して、試験番号Ｃ５では、熱流速が１．７１ＭＷ／ｍ^２と試験番号Ｃ１〜Ｃ４と比較して高くなり、鋳型銅板温度の変動が±１５℃以上と大きく不安定な状態になった。この様に鋳型内の冷却が不安定な状態になったため、鋳片表面には長さ３０〜１００ｍｍの縦割れが合計１０個発生した。

なお下記の各表に関し、表３の塩基度は、ＣａＯ／ＳｉＯ_２であり、各成分の質量比である。表３の凝固点は、振動片式粘度測定装置により測定した。表３の粘度は、１３００℃の粘度であり、振動片式粘度測定装置により測定した。表４のｆ(１)、ｆ(２)、ｆ(３)は、表３の成分濃度(質量％)の分析値から算出した。表５の溶鋼の成分は、鋳型内の溶鋼中に分析サンプラーを装入して、サンプリングした溶鋼を凝固させ発光分光分析で求めた。表６のフィルム成分は、鋳型内の溶鋼上に表１のモールドフラックスを供給し、鋳型と溶鋼の界面のフィルム部に分析サンプラーを装入して、サンプリングした溶鋼を凝固させ発光分光分析で求めた。表７のＸ線回折強度は、フィルム部からサンプリングした融体を２℃／minの速度で冷却して、凝固した試料を乳鉢で粉砕し、Ｘ線回折試験に供して、結晶相を同定するとともに、その第一ピークの回折強度を測定した。表７の鋳型内熱流束は、緩冷却を示す指標であり、鋳造中に計測した鋳型銅板および冷却水の温度から計算により求めた。また、表７の鋳型銅板温度は、銅板の背面の熱電対温度計の測定値の時間変化から求めた。表７のスラブ表面割れは、鋳片の幅５００ｍｍ、長さ７０００ｍｍの表裏面の全面を目視により確認した。１０ｍｍ以上の長さ方向の割れを縦割れとして、その長さと個数を記録した。但し、１０ｍｍの微小な割れが数個以内の場合は、縦割れは合格と評価した。

Claims

ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋの１種又は２種以上からなるアルカリ金属の酸化物およびフッ化合物を基本成分とし、連続鋳造の鋳型内へ添加される前のフラックス初期組成が下記（１）、（２）および（３）式を満足したＡｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスを用い、鋳造中の鋳型内の０．１質量％以上のＡｌを含有する溶鋼上に供給された後、該溶鋼と反応した後のフィルム組成において、下記（４）、（５）および（６）式を満足し、溶鋼表層のフィルムに縦割れが発生しないように当該溶鋼フィルム中にＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２が単独で結晶化させることを特徴とするＡｌ含有鋼の連続鋳造方法。
０．９≦ｆ（１）≦１．９０・・・（１）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（２）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（３）
１．３０≦ｆ（１）≦３．５０・・・（４）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（５）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（６）
ここで、ｆ（１）およびｆ（２）、ｆ（３）は
ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ・・・(イ)
ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝・・・(ロ)
ｆ（３）＝｛（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／
｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_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）
（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ
＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３
・・・（Ｄ）
（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３} ・・・（Ｅ）

Ｗ_iは、添字iに示されるモールドフラックス中の成分（ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｆ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏ、Ａｌ_２Ｏ_３）の質量濃度（質量％）を示す。
ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋの１種又は２種以上からなるアルカリ金属の酸化物およびフッ化合物を基本成分とし、連続鋳造の鋳型内へ添加される前のフラックス初期組成が下記（１）、（２）および（３）式を満足したＡｌ含有鋼の連続鋳造用モールドフラックスを用い、鋳造中の鋳型内の０．１質量％以上のＡｌを含有する溶鋼上に供給された後、該溶鋼と反応した後のフィルム組成において、下記（４）、（５）および（６）式を満足し、溶鋼表層のフィルムに縦割れが発生しないように当該溶鋼フィルム中にＣａ_４Ｓｉ_２Ｏ_７Ｆ_２およびＣａ_２Ａｌ_２Ｓｉが結晶化させることを特徴とするＡｌ含有鋼の連続鋳造方法。
０．９≦ｆ（１）≦１．９０・・・（１）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（２）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（３）
１．３０≦ｆ（１）≦３．５０・・・（４）
０．１８≦ｆ（２）≦０．４０・・・（５）
０．２１≦ｆ（３）≦０．４０・・・（６）
ここで、ｆ（１）およびｆ（２）、ｆ（３）は
ｆ（１）＝（ＣａＯ）_ｈ／（ＳｉＯ_２）_ｈ・・・(イ)
ｆ（２）＝（ＣａＦ_２）_ｈ／｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（ＣａＦ_２）_ｈ｝・・・(ロ)
ｆ（３）＝｛（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ｝／
｛（ＣａＯ）_ｈ＋（ＳｉＯ_２）_ｈ＋（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ＋（Ａｌ_２Ｏ_３）_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）
（アルカリ金属のフッ化物）_ｈ
＝Ｗ_Ｌｉ２Ｏ×１．７４＋Ｗ_Ｎａ２Ｏ×１．３５＋Ｗ_Ｋ２Ｏ×１．２３
・・・（Ｄ）
（Ａｌ_２Ｏ_３）_ｈ＝Ｗ_{Ａｌ２Ｏ３} ・・・（Ｅ）

Ｗ_iは、添字iに示されるモールドフラックス中の成分（ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｆ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏ、Ａｌ_２Ｏ_３）の質量濃度（質量％）を示す。
前記の溶鋼が亜包晶鋼であることを特徴とする請求項１または２に記載のＡｌ含有鋼の連続鋳造方法。