JP6804842B2 - 連続鋳造用モールドパウダー及び鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含む鋼を連続鋳造する際に用いられる連続鋳造用モールドパウダー、及びこの連続鋳造用モールドパウダーを用いた鋼の連続鋳造方法に関するものである。
鋼の連続鋳造を行う際には、鋳型内の溶鋼湯面上に連続鋳造用モールドパウダー（以下、「モールドパウダー」と記載する場合がある）が添加される。このモールドパウダーは、鋳型内の溶鋼表面において溶融して鋳型壁と凝固殻との間に流入する。そして、モールドパウダーは、鋳型壁と凝固殻との間でパウダーフィルムを形成し、鋳型と凝固殻の間で潤滑作用を奏する。
ここで、モールドパウダーの鋳型と凝固殻間への流入が阻害され、潤滑作用が損なわれた場合には、鋳型と凝固殻が焼き付き、鋳造後に鋳片表面の手入れが必要となる品質不良や最悪の場合にはブレークアウトの発生を招くおそれがあった。このため、鋳型内において鋳片の凝固均一性を高めて、鋳型内での抜熱を安定的に制御することは非常に重要である。
また、Ａｌを含む鋼を連続鋳造する場合には、溶鋼中のＡｌによってモールドパウダーの主成分であるＳｉＯ２が還元され、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の比率が増加するとともにＳｉＯ２の比率が減少し、鋳造中にモールドパウダーの粘度等の特性が変化してしまい、安定して鋳造を行うことができないといった問題があった。また、モールドパウダー中のＡｌ２Ｏ３の比率が増加するとともにＳｉＯ２の比率が減少することにより、溶融したモールドパウダーが鋳型と凝固殻間へ流入してパウダーフィルムを形成した際に、パウダーフィルムの結晶層に高融点のゲーレナイト相（Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７）が生成し、モールドパウダーの鋳型と凝固殻間への流入および潤滑性が阻害され、抜熱が不安定となり、鋳片の割れが発生するおそれがあった。
そこで、特許文献１においては、予め高融点のゲーレナイト相が生成する組成とし、鋳造中のモールドパウダーの特性の変化を抑制したものが提案されている。
また、特許文献２には、溶融後に凝固した際に、析出量が最大である結晶組成がメリライトとなる連続鋳造用モールドフラックスが提案されている。メリライトは、ゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であることから、Ａｌの含有量が変化しても、ゲーレナイトとアケルマナイトとの比率が変化するのみであって全体としてメリライトのままであり、鋳造中におけるモールドパウダーの特性の変化を抑制することができる。
また、特許文献２には、溶融後に凝固した際に、析出量が最大である結晶組成がメリライトとなる連続鋳造用モールドフラックスが提案されている。メリライトは、ゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であることから、Ａｌの含有量が変化しても、ゲーレナイトとアケルマナイトとの比率が変化するのみであって全体としてメリライトのままであり、鋳造中におけるモールドパウダーの特性の変化を抑制することができる。
ところで、特許文献１に記載されたモールドパウダーにおいては、鋳造中におけるモールドパウダーの特性の変化は小さいものの、高融点のゲーレナイト相が生成することから、モールドパウダーの流入性や潤滑性が阻害され、鋳型内における抜熱が安定しないおそれがあった。
また、特許文献２に記載されたモールドパウダーにおいては、メリライトを積極的に生成させているが、上述のようにメリライトは、ゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であることから、組成によっては高融点のゲーレナイトが生成してしまい、やはり、モールドパウダーの流入性や潤滑性が阻害され、鋳型内における抜熱が安定しないおそれがあった。
また、特許文献２に記載されたモールドパウダーにおいては、メリライトを積極的に生成させているが、上述のようにメリライトは、ゲーレナイトとアケルマナイトとの全率固溶体であることから、組成によっては高融点のゲーレナイトが生成してしまい、やはり、モールドパウダーの流入性や潤滑性が阻害され、鋳型内における抜熱が安定しないおそれがあった。
本発明は、前述した状況に鑑みてなされたものであって、Ａｌを含有する鋼を連続鋳造する際に、パウダーの流入性や潤滑性が阻害されず、安定して連続鋳造を行うことが可能な連続鋳造用モールドパウダー、及び、Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含む鋼を安定して連続鋳造することができる鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明に係る連続鋳造用モールドパウダーは、Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含有する鋼を連続鋳造する際に用いられる連続鋳造用モールドパウダーであって、Ａｌ ２ Ｏ ３ の含有量が５．０ｍａｓｓ％以下、かつ、Ｌｉ ２ Ｏの含有量が０．５ｍａｓｓ％以上とされており、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低いこと特徴としている。
この構成の連続鋳造用モールドパウダーによれば、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなる構成とされていることから、鋳造中に鋼中のＡｌとモールドフラックス中のＳｉＯ２の反応が進行しても、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成が促進されることになり、これによりＣａ、Ｓｉが消費され、高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制される。
本発明に係る鋼の連続鋳造方法は、Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含有する鋼を連続鋳造する鋼の連続鋳造方法であって、上述の連続鋳造用モールドパウダーを使用し、鋳型内において生成されるパウダーフィルムの結晶層をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなることを特徴としている。
この構成の鋼の連続鋳造方法においては、鋳型内において生成されるパウダーフィルムの結晶層をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなるように構成されているので、鋳造中に鋼中のＡｌとモールドフラックス中のＳｉＯ２の反応が進行しても、パウダーフィルムの結晶層においてＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成が促進されることになり、これにより、Ｃａ、Ｓｉが消費され、高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制される。これにより、モールドパウダーの流入性や潤滑性が阻害されず、安定して鋳造を行うことができる。
上述のように、本発明によれば、Ａｌを含有する鋼を連続鋳造する際に、パウダーの流入性や潤滑性が阻害されず、安定して連続鋳造を行うことが可能な連続鋳造用モールドパウダー、及び、Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含む鋼を安定して連続鋳造することができる鋼の連続鋳造方法を提供することが可能となる。
以下に、本発明の実施形態である連続鋳造用モールドパウダー及び鋼の連続鋳造方法について、添付した図面を参照して説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。
本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、ＳｉＯ２及びＣａＯを主成分とし、さらにＡｌ２Ｏ３、Ｎａ２Ｏを含んでいる。なお、ＭｇＯの含有量は５．０ｍａｓｓ％以下に制限されている。
そして、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなる構成とされている。
そして、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーは、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなる構成とされている。
ここで、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させるのは、鋳造中において、鋼中のＡｌがモールドパウダー中のＳｉＯ２を還元してモールドパウダーの組成が変化した際に、鋳型内に形成されるパウダーフィルムの結晶層を模擬して評価するためである。
鋼中のＡｌとモールドパウダー中のＳｉＯ２は、以下の式で反応が進行する。
ＳｉＯ２＋４／３Ａｌ＝Ｓｉ＋２／３Ａｌ２Ｏ３
鋼中のＡｌとモールドパウダー中のＳｉＯ２は、以下の式で反応が進行する。
ＳｉＯ２＋４／３Ａｌ＝Ｓｉ＋２／３Ａｌ２Ｏ３
上述の式から、ＳｉＯ２が１ｍｏｌ消費されると、Ａｌ２Ｏ３が２／３ｍｏｌ生成することになる。よって、連続鋳造用モールドパウダーの組成を考慮することにより、溶融する前の組成から質量比で２０％分増加させたＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２の質量比を算出することができる。
上述のようにして、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕する。
そして、Ｘ線回折分析装置により、測定試料の結晶相の種類および強度を測定する。なお、Ｘ線回折分析を行う際には、Ｃｕターゲットを用い、５０ｋＶ、２００ｍＡの条件で、測定範囲（２θ）は１０〜１００°、測定速度は１°／分とした。
このとき、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなるように構成されている。
このとき、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなるように構成されている。
次に、本実施形態である鋼の連続鋳造方法について説明する。本実施形態で対象となる鋼は、Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含有するとともに、Ｃを質量比で０．０１％以上０．０８％以下の範囲で含有するものである。Ｃ量が０．０８％を超えると、凝固モードが包晶反応に変わるためである。これに対して、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、結晶層の生成を抑制して流動性を確保するものであり、包晶反応域の炭素鋼に用いることは困難である。よって、本実施形態において対象とする鋼のＣ量を０．０８％以下に制限している。
本実施形態である鋼の連続鋳造方法においては、上述した本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーを用いる。
このとき、鋳型内の溶鋼の上に形成されるモールドパウダーの溶融層厚さが５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内となるように、モールドパウダーを添加する。
このとき、鋳型内の溶鋼の上に形成されるモールドパウダーの溶融層厚さが５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内となるように、モールドパウダーを添加する。
ここで、上述のように、溶鋼中のＡｌがモールドパウダー中のＳｉＯ２を還元してモールドパウダーの組成が変化する。本実施形態では、モールドパウダーの組成が変化した場合でも、溶融したモールドパウダーの粘度は、１３００℃で０．５ｐｏｉｓｅ以上３．０ｐｏｉｓｅ以下の範囲内であることが好ましい。０．５ｐｏｉｓｅより低いと過流入や膜切れを、３．０ｐｏｉｓｅより高いと潤滑不良をそれぞれ引き起こす。
さらに、モールドパウダーの塩基度Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が０．９以上１．３以下の範囲内とされていることが好ましい。塩基度が０．９より低いと溶鋼中へのパウダー巻き込みが増加し、また、１．３より高いとゲーレナイトが容易に形成されやすくなる。なお、Ｔ．ＣａＯは、モールドパウダー中のＣａがすべてＣａＯであるとして算出したものである。
さらに、モールドパウダーの塩基度Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が０．９以上１．３以下の範囲内とされていることが好ましい。塩基度が０．９より低いと溶鋼中へのパウダー巻き込みが増加し、また、１．３より高いとゲーレナイトが容易に形成されやすくなる。なお、Ｔ．ＣａＯは、モールドパウダー中のＣａがすべてＣａＯであるとして算出したものである。
Ａｌ２Ｏ３は５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。５．０ｍａｓｓ％より高いとゲーレナイトが容易に形成されやすくなる。
ＭｇＯは５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。５．０ｍａｓｓ％より高いと、Ａｌ２Ｏ３と共に高融点側のメリライトを生成しやすくなる。
Ｎａ２Ｏは６．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。６．０ｍａｓｓ％より低いとゲーレナイトの晶出を抑制するためのＮａＣａ２ＦＳｉＯ４が十分に形成されない。
Ｆは６．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。６．０ｍａｓｓ％より低いとｃｕｓｐｉｄｉｎｅおよびＮａＣａ２ＦＳｉＯ４が十分に形成されず、ゲーレナイトの晶出を抑制できない。
Ｌｉ２Ｏは含有しなくても良いが、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以上である。融解したモールドフラックスに冷却中に晶出する結晶の種類やピーク強度は、冷却速度やフラックスフィルムの中の温度のばらつきなどにより変化しやすいが、Ｌｉ２Ｏが０．５ｍａｓｓ％以上あるとそのばらつきを抑制し、安定した結晶化挙動を確保できる。
ＭｇＯは５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。５．０ｍａｓｓ％より高いと、Ａｌ２Ｏ３と共に高融点側のメリライトを生成しやすくなる。
Ｎａ２Ｏは６．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。６．０ｍａｓｓ％より低いとゲーレナイトの晶出を抑制するためのＮａＣａ２ＦＳｉＯ４が十分に形成されない。
Ｆは６．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。６．０ｍａｓｓ％より低いとｃｕｓｐｉｄｉｎｅおよびＮａＣａ２ＦＳｉＯ４が十分に形成されず、ゲーレナイトの晶出を抑制できない。
Ｌｉ２Ｏは含有しなくても良いが、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以上である。融解したモールドフラックスに冷却中に晶出する結晶の種類やピーク強度は、冷却速度やフラックスフィルムの中の温度のばらつきなどにより変化しやすいが、Ｌｉ２Ｏが０．５ｍａｓｓ％以上あるとそのばらつきを抑制し、安定した結晶化挙動を確保できる。
そして、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーを使用することにより、鋳型と凝固殻との間には、ガラス層と結晶層を有するパウダーフィルムが形成される。このパウダーフィルムを破砕して測定試料とし、Ｘ線回折分析装置により、測定試料の結晶相の種類および強度を測定する。なお、Ｘ線回折分析を行う際には、Ｃｕターゲットを用い、５０ｋＶ、２００ｍＡの条件で、測定範囲（２θ）は１０〜１００°、測定速度は１°／分とした。
このパウダーフィルムにおいては、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなっている。すなわち、本実施形態では、パウダーフィルムの結晶層において、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成が促進され、高融点であるＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制されている。
このパウダーフィルムにおいては、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなっている。すなわち、本実施形態では、パウダーフィルムの結晶層において、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成が促進され、高融点であるＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制されている。
以上のような構成とされた本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーによれば、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなる構成とされていることから、鋳造中に鋼中のＡｌとモールドフラックス中のＳｉＯ２の反応が進行しても、高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成を抑制することが可能となる。
なお、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、ＭｇＯの含有量が５．０ｍａｓｓ％以下に制限されているので、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成をさらに促進することができ、高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成をさらに抑制することが可能となる。
なお、本実施形態である連続鋳造用モールドパウダーにおいては、ＭｇＯの含有量が５．０ｍａｓｓ％以下に制限されているので、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成をさらに促進することができ、高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成をさらに抑制することが可能となる。
また、本実施形態である鋼の連続鋳造方法によれば、上述の連続鋳造用モールドパウダーを用いており、パウダーフィルムにおいては、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなっているので、鋳型内において生成されるパウダーフィルムの結晶層において、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の生成が促進され、高融点であるＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制されており、モールドパウダーの流入性および潤滑性が確保され、抜熱が安定することになる。
以上、本発明の実施形態である連続鋳造用モールドパウダー及び鋼の連続鋳造方法について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
（実施例１）
以下に、本発明の効果を確認すべく、実施した実験結果について説明する。
連続鋳造設備を用いて、表１に示す組成の鋼の連続鋳造を行った。なお、鋳造条件としては、鋳片厚さ２４０ｍｍ、鋳片幅１２００ｍｍ、定常鋳造速度を１．２ｍ／ｍｉｎとした。このとき、鋳型内に添加する連続鋳造用モールドフラックスとして、本発明例パウダー及び従来例パウダーを用いた。
以下に、本発明の効果を確認すべく、実施した実験結果について説明する。
連続鋳造設備を用いて、表１に示す組成の鋼の連続鋳造を行った。なお、鋳造条件としては、鋳片厚さ２４０ｍｍ、鋳片幅１２００ｍｍ、定常鋳造速度を１．２ｍ／ｍｉｎとした。このとき、鋳型内に添加する連続鋳造用モールドフラックスとして、本発明例パウダー及び従来例パウダーを用いた。
ここで、従来例パウダー及び本発明例パウダーについて、上述の実施形態で記載した方法で、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果を図１に示す。
従来例パウダーは、図１（ｂ）に示すように、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４やＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２（カスピダイン）等の他の結晶相よりも高くなっていることが確認される。
一方、本発明例パウダーは、図１（ａ）に示すように、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４やＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２（カスピダイン）よりも低くなっていることが確認される。
一方、本発明例パウダーは、図１（ａ）に示すように、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４やＣａ４Ｓｉ２Ｏ７Ｆ２（カスピダイン）よりも低くなっていることが確認される。
ここで、鋳型に埋め込んだ熱電対で温度変化を確認した。なお、熱電対は、鋳片の長辺側の一方の面（Ｆ面）と他方の面（Ｌ面）の幅中央位置において、それぞれ深さ１５０ｍｍ位置及び深さ４００ｍｍ位置に配置した。
湯面高さに相当する深さ１５０ｍｍの位置では、温度変化が少なかった。一方、凝固殻が形成されている深さ４００ｍｍ位置では、鋳造時間が経過するにつれて温度が低下しており、パウダーフィルムの結晶化によって抜熱が低下したことが確認された。
湯面高さに相当する深さ１５０ｍｍの位置では、温度変化が少なかった。一方、凝固殻が形成されている深さ４００ｍｍ位置では、鋳造時間が経過するにつれて温度が低下しており、パウダーフィルムの結晶化によって抜熱が低下したことが確認された。
そして、深さ４００ｍｍ位置の温度変化においては、従来例パウダーを用いた場合、鋳型温度が大きく変動し、Ｆ面とＬ面での温度差も大きくなった。パウダーフィルムに高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）が多く存在し、パウダーの流入性および潤滑性が損なわれたためと推測される。
これに対して、本発明例パウダーを用いた場合、深さ４００ｍｍ位置においても、鋳型温度の変動が比較的安定していた。パウダーフィルムにおいて高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制され、パウダーの流入性および潤滑性が確保されたためと推測される。
これに対して、本発明例パウダーを用いた場合、深さ４００ｍｍ位置においても、鋳型温度の変動が比較的安定していた。パウダーフィルムにおいて高融点のＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）の生成が抑制され、パウダーの流入性および潤滑性が確保されたためと推測される。
また、本発明例パウダー及び従来例パウダーを用いた際に形成されたパウダーフィルムを観察した。
従来例パウダーを用いた場合には、パウダーフィルムの結晶層にＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）が比較的多く存在していることが確認された。
一方、本発明例パウダーを用いた場合には、パウダーフィルムの結晶層にＮａＣａ２ＦＳｉＯ４が観察されており、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）が少ないことが確認された。
これらの観察結果は、従来例パウダーおよび本発明例パウダーのＸ線回折分析結果と良く一致している。
従来例パウダーを用いた場合には、パウダーフィルムの結晶層にＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）が比較的多く存在していることが確認された。
一方、本発明例パウダーを用いた場合には、パウダーフィルムの結晶層にＮａＣａ２ＦＳｉＯ４が観察されており、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）が少ないことが確認された。
これらの観察結果は、従来例パウダーおよび本発明例パウダーのＸ線回折分析結果と良く一致している。
（実施例２）
次に、表２に示す組成のパウダーを準備し、このパウダーに対して、上述の実施形態で記載した方法で、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した。その結果を表２の「結晶」の欄に示す。Ｘ線回折分析の結果、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４のピーク高さとＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）のピーク高さを比較し、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４のピーク高さが高いものを「Ｎ」、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）のピーク高さが高いものを「Ｇ」と表記した。
次に、表２に示す組成のパウダーを準備し、このパウダーに対して、上述の実施形態で記載した方法で、溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した。その結果を表２の「結晶」の欄に示す。Ｘ線回折分析の結果、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４のピーク高さとＣａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）のピーク高さを比較し、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４のピーク高さが高いものを「Ｎ」、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）のピーク高さが高いものを「Ｇ」と表記した。
本発明例１，３、参考例２及び比較例１−３については、表２に示す組成のパウダーに溶解速度調整用の骨材カーボンを、表２に示す組成に対して質量比で３％添加し、実施例１と同様の条件で鋳造実験を行った。
そして、深さ４００ｍｍ位置における鋳型温度の変動を、鋳造開始から２０〜６０分間の１秒毎に測定した温度の分散値で評価した。最も変動が小さかった本発明例１の温度分散値を１として、参考例２，本発明例３及び比較例１〜３については、本発明例の何倍であったかを指標とした。
そして、深さ４００ｍｍ位置における鋳型温度の変動を、鋳造開始から２０〜６０分間の１秒毎に測定した温度の分散値で評価した。最も変動が小さかった本発明例１の温度分散値を１として、参考例２，本発明例３及び比較例１〜３については、本発明例の何倍であったかを指標とした。
溶解実験の結果、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７（ゲーレナイト）のピーク高さが高いパウダーについては、鋳造実験の結果、鋳型温度の変動が大きくなった。
これに対して、溶解実験の結果、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４のピーク高さが高いパウダーについては、鋳造実験の結果も良好であった。
さらに、Ｌｉ２Ｏを添加した本発明例１，３は、Ｌｉ２Ｏを添加していない参考例２に比べて、鋳型温度の変動が抑えられていることが確認された。
これに対して、溶解実験の結果、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４のピーク高さが高いパウダーについては、鋳造実験の結果も良好であった。
さらに、Ｌｉ２Ｏを添加した本発明例１，３は、Ｌｉ２Ｏを添加していない参考例２に比べて、鋳型温度の変動が抑えられていることが確認された。
以上のことから、本発明例によれば、Ａｌを含有する鋼を連続鋳造する際に用いられても、流入性や潤滑性が阻害されず、安定して連続鋳造を行うことが可能であることが確認された。
特に、Ｌｉ２Ｏを添加したパウダーにおいては、鋳型温度の変動をさらに抑制することが可能であることが確認された。
特に、Ｌｉ２Ｏを添加したパウダーにおいては、鋳型温度の変動をさらに抑制することが可能であることが確認された。
Claims (2)
- Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含有する鋼を連続鋳造する際に用いられる連続鋳造用モールドパウダーであって、
Ａｌ ２ Ｏ ３ の含有量が５．０ｍａｓｓ％以下、かつ、Ｌｉ ２ Ｏの含有量が０．５ｍａｓｓ％以上とされており、
溶融する前の組成からＡｌ２Ｏ３を質量比で２０％分増加させるとともに、増加したＡｌ２Ｏ３に相当するＳｉＯ２を減少させた後、１４００℃で溶融して２℃／分で９００℃まで冷却した後に室温まで空冷し、粉砕した試料をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低いことを特徴とする連続鋳造用モールドパウダー。 - Ａｌを質量比で０．１％以上０．８％以下の範囲で含有する鋼を連続鋳造する鋼の連続鋳造方法であって、
請求項１に記載の連続鋳造用モールドパウダーを使用し、鋳型内において生成されるパウダーフィルムの結晶層をＸ線回折分析した結果、回折Ｘ線強度の第１ピーク高さの比較において、Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７の第１ピーク高さが、ＮａＣａ２ＦＳｉＯ４の第１ピーク高さよりも低くなることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
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