JP7284397B2

JP7284397B2 - 連続鋳造用モールドパウダー

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Publication number: JP7284397B2
Application number: JP2019097716A
Authority: JP
Inventors: 正嗣石橋; 晃司藤田; 義顕名取
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-05-24
Filing date: 2019-05-24
Publication date: 2023-05-31
Anticipated expiration: 2039-05-24
Also published as: JP2020192536A

Description

本発明は、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は、鋳型内の溶鋼表面に連続鋳造用のモールドパウダーを投入し、この連続鋳造用モールドパウダーが溶融して溶融スラグが形成される。溶融スラグは、鋳型と凝固シェルとの間に流入し、凝固シェルの潤滑を図るとともに、凝固シェルから鋳型への抜熱特性を制御する働きを有する。かかる連続鋳造用モールドパウダー（以下、単に「モールドパウダー」又は「パウダー」ともいう。）は、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３をはじめとする酸化物を主成分としている。

ここで、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ａｌ鋼を連続鋳造する際には、パウダーが溶融して形成された溶融スラグ中のＳｉＯ_２が、鋼中のＡｌによって還元される反応、すなわち、以下の（反応式１）で表される反応が顕著となる。
４［Ａｌ］＋３（ＳｉＯ_２）→２（Ａｌ_２Ｏ_３）＋３［Ｓｉ］・・・（反応式１）

上記（反応式１）の反応によって溶融スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度が上昇し、同時にＳｉＯ_２濃度が低下することで、塩基度が上昇する。このような溶融スラグの成分変化に伴い、溶融スラグが鋳型と凝固シェルとの間に流入して温度が低下した際に、高融点結晶であるゲーレナイト（Ｇｈｅｌｅｎｉｔｅ、２ＣａＯ・Ａｌ_２Ｏ_３・ＳｉＯ_２、融点１５４５℃）が晶出するようになる。ゲーレナイトの晶出が起こると、鋳型内壁の湯面近傍に巨大なスラグベア（パウダーの凝固物）が生じ、鋳型－凝固シェル間への溶融スラグの流入を阻害し、抜熱不良によって鋳型と凝固シェルとの間の焼き付きが生じる。その結果、連続鋳造鋳片の表面に凹みや割れなどの表面欠陥が発生し、更に焼き付きが修復されない場合には凝固シェルが鋳型に拘束され、拘束性ブレークアウトの発生に至って操業性が低下してしまう。

そこで、以下の特許文献１では、モールドパウダーの塩基度を０．５質量％以下とし、かつ、ＭｇＯを５質量％以上含有させることで、ゲーレナイトの晶出を抑制し、操業性を改善する技術が提案されている。

特開２００９－３９７４５号公報

しかしながら、上記特許文献１に開示されているモールドパウダーを使用して、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上であり、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造した場合、連続鋳造が進行するにつれてモールドパウダーが変質し、モールドパウダーの粘度が上昇してしまうことが明らかとなった。モールドパウダーの粘度が上昇しすぎると、後段の工程でヘゲと呼ばれる欠陥の発生率が増加してしまう可能性がある。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、連続鋳造の進行に伴う連続鋳造用モールドパウダーの変質を抑制して、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上であり、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼をより安定的かつより高品位に鋳造することが可能な、連続鋳造用モールドパウダーを提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するために、鋳造中のモールドパウダーの変化を抑制可能な方法について鋭意検討した結果、連続鋳造中に発生しうる高融点結晶であるゲーレナイトだけでなく、スピネル（Ｓｐｉｎｅｌ、ＭｇＯ・Ａｌ_２Ｏ_３、融点２１３５℃）及びカスピダイン（Ｃｕｓｐｉｄｉｎｅ、３ＣａＯ・２ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２、融点１４０７℃）の晶出をも抑制し、更に、モールドパウダー中の所定元素の含有量を所定の範囲内とすることができれば、鋳造中のモールドパウダーの変質が少ない鋳造を実現可能であるとの知見を得て、本発明に係る連続鋳造用モールドパウダーを完成するに至った。
かかる知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２で表される塩基度が質量比で０．５以下であり、ＭｇＯ：１質量％以上５％未満、Ｌｉ_２Ｏ：０質量％超過１０質量％以下、Ａｌ_２Ｏ_３：０質量％超過５質量％以下を含有し、以下の式（１）で表される関係式を満足するように、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方を更に含有し、１３００℃における粘度が２．７Ｐａ・ｓ以下であり、凝固温度が１０５０℃以下であり、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である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。
［２］質量％で、Ｔ．ＣａＯ：１５％以上２５％以下、ＳｉＯ_２：３５％以上５５％以下であり、更に、質量％で、Ｆ：１０％以下、Ｔ．Ｃ：１０％以下を含有する、［１］に記載の連続鋳造用モールドパウダー。

ここで、上記式（１）において、角括弧［］で表される数値は、前記連続鋳造用モールドパウダー中の各成分の含有量（単位：質量％）である。

以上説明したように本発明によれば、連続鋳造の進行に伴う連続鋳造用モールドパウダーの変質を抑制して、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上であり、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼をより安定的かつより高品位に鋳造することが可能となる。

所定元素の含有量とモールドパウダーの粘性との関係を示したグラフ図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。

以下で詳述する本発明の実施形態において、塩基度とは、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２で表される質量比をいう。また、Ｔ．ＣａＯは、含有するＣａ分が全てＣａＯであるとして算出した値である。

（連続鋳造用モールドパウダーについて）
以下で詳述する本発明の実施形態に係る連続鋳造用モールドパウダーは、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上であり、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造時に使用されるものである。高Ｓｉ高Ａｌ鋼を鋳造する際には、上記（反応式１）に示した反応の進行は避けられず、投入したモールドパウダー中のＳｉＯ_２が鋼中のＡｌと反応して、溶融スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度が上昇してしまう。溶融スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度の上昇に伴い、かかる溶融スラグが水冷鋳型と接して冷却される際にゲーレナイトやスピネルといった高融点結晶が晶出すると、鋳型内壁の湯面近傍に巨大なスラグベアが生じてしまう。かかるスラグベアは、鋳型と凝固シェルとの間の溶融スラグの流入を阻害するため、鋳型と凝固シェルとの間に焼き付きが生じてしまう。その結果、モールドパウダーの流入不良及び鋳型内での抜熱不良が発生して、安定鋳造及び高品位鋳造が困難となってしまう。

また、上記（反応式１）の進行によりモールドパウダー中のＳｉＯ_２が還元されるため、連続鋳造の進行に伴ってモールドパウダーの塩基度は上昇していき、粘性が増加してしまう（連続鋳造用モールドパウダーの変質）。モールドパウダーの粘性が増加すると、モールドパウダーの流入不良が生じる結果鋳型内での抜熱不良が発生し、安定鋳造及び高品位鋳造が困難となってしまう。

更には、モールドパウダーの凝固温度が高くなり、低温域まで安定して溶融ガラス状態を保持できなくなると、カスピダインが晶出して、モールドパウダーの熱伝導特性が低下してしまう。モールドパウダーの熱伝導特性が低下すると、スラグベアが発生する結果、モールドパウダーの流入不良及び鋳型内での抜熱不良が発生して、安定鋳造及び高品位鋳造が困難となってしまう。

従って、高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に際して、安定鋳造及び高品位鋳造を実現するためには、高融点結晶であるゲーレナイト、スピネル、カスピダインの晶出を防止することが重要となる。

上記３種類の高融点結晶のうち、ゲーレナイトの晶出を防止するために、本実施形態では、以下で説明するようなＡｌ_２Ｏ_３含有量の調整に加えて、モールドパウダー中にＭｇＯを含有させる。モールドパウダー中にＭｇＯを含有させることで、たとえ溶融スラグ中でＡｌ_２Ｏ_３濃度が上昇したとしても、ゲーレナイトの晶出を防止することが可能となる。一方、溶融スラグ中のＭｇＯ濃度が上昇すると、スピネルが晶出する可能性が生じるため、モールドパウダー中のＭｇＯ含有量は、スピネルが晶出しないような値とすることが重要となる。従って、以下で詳述する本実施形態に係るモールドパウダーでは、モールドパウダー中のＭｇＯの含有量は、５質量％未満に制限される。また、上記のモールドパウダー中へのＭｇＯの含有に加えて、モールドパウダー中の塩基度を０．５以下とすることで、ゲーレナイト及びスピネルの晶出を防止することが可能となる。

上記３種類の高融点結晶のうちカスピダインは、ＣａＦ_２を含む結晶であるため、カスピダインの晶出を防止するためには、溶融スラグ中のＣａＦ_２含有量を低下させればよい。そのため、本実施形態では、モールドパウダー中の塩基度を０．５以下とするとともに、フッ素Ｆとの親和性がＣａＦ_２よりも高い化合物であるＬｉ_２Ｏを、モールドパウダー中に含有させるようにする。Ｌｉ_２Ｏがモールドパウダー中に存在することで、以下の（反応式２）に示したように、溶融スラグ中のＣａＦ_２をＬｉＦとして、カスピダインの晶出を防止することができる。
ＣａＦ_２＋Ｌｉ_２Ｏ→ＣａＯ＋２ＬｉＦ・・・（反応式２）

また、Ｌｉ_２Ｏは、モールドパウダーの凝固温度を低下させるとともに、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制する化合物でもある。従って、Ｌｉ_２Ｏをモールドパウダー中に含有させることで、モールドパウダーの凝固温度を所望の温度とするとともに、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制することが可能となり、カスピダインの晶出を防止することができる。なお、モールドパウダーの塩基度が０．５を超えると、たとえモールドパウダー中にＬｉ_２Ｏを含有させたとしても、溶融スラグ中のＳｉＯ_２含有量が少なくなりすぎて、Ｌｉ_２Ｏが安定に存在し得なくなり、Ｌｉ_２Ｏが鋼中のＡｌによって還元されてしまう可能性がある。

ここで、モールドパウダー中のＬｉ_２Ｏの含有量は、炭酸リチウム（Ｌｉ_２ＣＯ_３）により調整されるが、モールドパウダー中のＬｉ_２Ｏの含有量を高くしすぎると、含有量の調整に用いられる炭酸リチウムの量も増えることとなる。モールドパウダー中に添加される炭酸リチウムの量が増えると、連続鋳造中に炭酸リチウムに由来する炭酸ガスが発生して、溶融スラグのフォーミング（沸き）が生じる可能性がある。従って、以下で詳述する本実施形態に係るモールドパウダーでは、モールドパウダー中のＬｉ_２Ｏの含有量は、スラグフォーミングが発生しないように、１０質量％以下に制限される。

なお、本実施形態において、モールドパウダー中や溶融スラグ中のＬｉ含有量を分析し、存在しているＬｉの全てがＬｉ_２Ｏになっているとして、Ｌｉ_２Ｏ含有量を算出する。

本実施形態では、ゲーレナイト及びスピネルの晶出を抑制するとともに、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの変質（より詳細には、モールドパウダーの高粘度化）を抑制するために、モールドパウダー中のＡｌ_２Ｏ_３含有量を、５質量%以下に保持する。モールドパウダー中のＡｌ_２Ｏ_３含有量が５質量％を超えると、ゲーレナイトやスピネルが晶出する可能性があるとともに、Ｌｉ_２Ｏや以下で詳述する高粘度化抑制化合物を含有させたとしても、粘度を適正レベルに維持することができないからである。

また、本実施形態では、モールドパウダー中にＡｌ_２Ｏ_３及びＬｉ_２Ｏを含有させることで、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの粘度の上昇を抑制するだけでなく、モールドパウダー中に高粘度化抑制化合物を含有させる。これにより、Ａｌ_２Ｏ_３及びＬｉ_２Ｏによる高粘度化抑制機能と相まって、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの粘度の上昇を効果的に抑制することが可能となる。

具体的には、本実施形態では、Ａｌ_２Ｏ_３及びＬｉ_２Ｏ以外の高粘度化抑制化合物として、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方をモールドパウダー中に含有させる。ここで、本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、モールドパウダー中に含有されるＭｇＯは、粘度を上昇させる化合物であるのに対し、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｂ_２Ｏ_５は、粘度の上昇を抑制する化合物である。

本発明者らは、ＭｇＯ、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｂ_２Ｏ_５の４種類の化合物それぞれについて、モールドパウダー中の含有量を０質量％～５質量％まで変化させながら、粘度低下量の計測を行った。得られた結果を、図１に示している。図１において、横軸は、モールドパウダー中の各化合物の含有量（単位：質量％）であり、縦軸は、粘度変化量（単位：Ｐａ・ｓ）である。図１から明らかなように、０質量％～５質量％の範囲において、モールドパウダー中の各化合物の含有量と粘度変化量とは比例関係にあり、０質量％～１０質量％の範囲内においても図１と同様の挙動を示すと考えられる。ここで、図１に示したＭｇＯについての直線の傾きは、＋０．１００であり、Ｌｉ_２Ｏ、Ｂ_２Ｏ_５、Ｎａ_２Ｏについての直線の傾きは、それぞれ、－０．８１３、－０．２４７、－０．２１０であった。そこで、本発明者らは、これら傾きを利用し、以下の式（１０１）で表されるパラメータＰ_ｖを、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの粘度変化に関するパラメータとして取り扱うこととした。ここで、以下の式（１０１）において、角括弧［］で表される値は、モールドパウダー中における各化合物の含有量（単位：質量％）である。パラメータＰ_ｖの値が負の値であればあるほど、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの粘度上昇を抑制可能であると考えることができる。

本発明者らは、上記パラメータＰ_ｖの値を変化させながら、ゲーレナイト、スピネル、カスピダイン等の高融点結晶の晶出の有無と、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの粘度変化量との関係について検討を行った。その結果、上記式（１０１）で表されるパラメータＰ_ｖの値が－５以下（Ｐ_ｖ≦－５）となるとき、すなわち、以下の式（１０３）の関係が成立するときに、ゲーレナイト、スピネル、カスピダイン等の高融点結晶が晶出せず、かつ、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を効率的に抑制可能であることが明らかとなった。

そこで、本実施形態に係るモールドパウダーでは、上記のような含有量でＭｇＯ及びＬｉ_２Ｏをモールドパウダー中に含有させることに加えて、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方を、上記式（１０３）を満足するように含有させる。なお、Ｎａ_２Ｏは、Ｌｉ_２Ｏと同様に、下記（反応式３）に示したようなＣａＦ_２からＦを奪う効果、及び、凝固温度を低下させる効果を有する化合物であるため、モールドパウダー中にＮａ_２Ｏを優先的に含有させることが好ましい。
ＣａＦ_２＋Ｎａ_２Ｏ→ＣａＯ＋２ＮａＦ・・・（反応式３）

ここで、モールドパウダーの粘度が高すぎると、鋳型内の溶融スラグが十分に消費されずに鋳型内に滞留するようになるため、上記（反応式１）で表される反応が過剰に進行してＡｌ_２Ｏ_３含有量が増大することとなる。モールドパウダーの粘度を、１３００℃で２．７Ｐａ・ｓ以下とすることで、上記（反応式１）で表される反応の過剰進行を抑制し、スラグベアの発生を抑制することができる。

なお、本実施形態において、モールドパウダー中や溶融スラグ中のＮａ含有量及びＢ含有量をそれぞれ分析し、存在しているＮａの全てがＮａ_２Ｏになっており、存在しているＢの全てがＢ_２Ｏ_５になっているとして、Ｎａ_２Ｏ含有量及びＢ_２Ｏ_５含有量をそれぞれ算出する。

また、本実施形態においては、Ｓｉ含有量が０．５質量％以上であり、かつ、Ａｌ含有量が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、塩基度が０．５以下であり、ＭｇＯの含有量が０質量％超過５質量％未満であり、Ｌｉ_２Ｏの含有量が０質量％超過１０質量％以下であり、Ａｌ_２Ｏ_３の含有量が０質量％超過５質量％以下であり、上記式（１０３）を満足するように、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方を更に含有し、１３００℃における粘度が２．７Ｐａ・ｓ以下であり、凝固温度が１０５０℃以下である連続鋳造用モールドパウダーを用いることで、ゲーレナイト、スピネル、カスピダイン等の高融点結晶の晶出を防止し、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制することができる。

ここで、高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、鋳型に投入した連続鋳造用モールドパウダー中のＳｉＯ_２が鋼中のＡｌによって還元され、溶融スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３含有量が上昇し、かつ、ＳｉＯ_２含有量が減少する。そのため、溶融スラグの塩基度は、モールドパウダーの塩基度よりも高い値となる。本実施形態において、モールドパウダーの塩基度を０．５以下とすれば、鋳造中に鋳型内で溶融スラグ中のＳｉＯ_２含有量が減少しても、溶融スラグの塩基度の上昇を抑制し、ゲーレナイト及びスピネルの晶出を防止することが可能となる。

（連続鋳造用モールドパウダーの成分範囲について）
続いて、本実施形態に係る連続鋳造用モールドパウダーの成分範囲について、先だって説明したものも含めて、以下で説明する。

［塩基度：０．５以下］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２で表される質量比である塩基度は、０．５以下とする。塩基度を０．５以下とすることで、ゲーレナイト、スピネル、カスピダイン等といった高融点結晶の晶出を防止するとともに、１３００℃における粘度を適正な範囲とすることが可能となる。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、塩基度は、好ましくは０．４５以下であり、更に好ましくは０．４以下である。

［ＭｇＯ：０質量％超過５質量％未満］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、ＭｇＯの含有量は、０質量％超過とする。モールドパウダー中にＭｇＯを含有させることで、ゲーレナイトの晶出を防止することができる。一方、モールドパウダー中のＭｇＯの含有量が５質量％以上となると、溶融スラグ中に高融点結晶であるスピネルが晶出する可能性があり、また、モールドパウダーの粘度が上昇してしまう可能性があるため、好ましくない。従って、モールドパウダー中のＭｇＯ含有量は、５質量％未満とする。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、ＭｇＯの含有量は、好ましくは１質量％以上４質量％以下であり、より好ましくは２質量％以上３質量％以下である。

［Ｌｉ_２Ｏ：０質量％超過１０質量％以下］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｌｉ_２Ｏの含有量は、０質量％超過とする。モールドパウダー中にＬｉ_２Ｏを含有させることで、カスピダインの晶出を防止しつつ凝固温度を低下させることができ、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制することができる。一方、モールドパウダー中のＬｉ_２Ｏの含有量が１０質量％を超えると、モールドパウダーが溶融することで形成される溶融スラグが鋳造中にフォーミングしてしまう可能性があり、好ましくない。従って、モールドパウダー中のＬｉ_２Ｏの含有量は、１０質量％以下とする。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｌｉ_２Ｏの含有量は、好ましくは４質量％以上８質量％以下であり、より好ましくは５質量％以上７質量％以下である。

［Ａｌ_２Ｏ_３：０質量％超過５質量％以下］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ａｌ_２Ｏ_３の含有量は、０質量％超過とする。モールドパウダー中にＡｌ_２Ｏ_３を含有させることで、ゲーレナイト及びスピネルの晶出を抑制するとともに、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制することができる。一方、モールドパウダー中のＡｌ_２Ｏ_３含有量が５質量％を超えると、ゲーレナイトやスピネルが晶出する可能性がある。従って、モールドパウダー中のＡｌ_２Ｏ_３の含有量は、５質量％以下とする。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ａｌ_２Ｏ_３の含有量は、好ましくは１質量％以上４質量％以下であり、より好ましくは１質量％以上３質量％以下である。

［Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５：式（１０３）を満足するよう含有］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方が、上記式（１０３）で表される関係を満足するように含有される。モールドパウダーの高粘度化抑制効果を有するＬｉ_２Ｏとあわせて、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方を、上記式（１０３）を満足するように含有させることで、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制することが可能となる。なお、上記式（１０１）で表されるパラメータＰ_ｖ（換言すれば、上記式（１０３）の左辺の値）の下限値は、特に限定するものではないが、Ｎａ_２Ｏに関しては含有量増加によるフォーミングを抑制するという観点から、Ｂ_２Ｏ_５に関しては鋳造後の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の特性（より具体的には、磁束密度）を向上させるという観点から、－１５以上とすることが好ましい。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、上記式（１０１）で表されるパラメータＰ_ｖの値は、好ましくは－１０以上－６以下であり、より好ましくは－８以上－７以下である。

［１３００℃における粘度：２．７Ｐａ・ｓ以下］
［凝固温度：１０５０℃以下］
本実施形態に係るモールドパウダーは、１３００℃における粘度が２．７Ｐａ・ｓ以下であり、凝固温度が１０５０℃以下である。モールドパウダーの状態での１３００℃における粘度及び凝固温度が上記の範囲内であることで、ゲーレナイト、スピネル、カスピダイン等の高融点結晶の晶出を防止し、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの高粘度化を抑制することができる。これにより、本実施形態に係るモールドパウダーを用いた連続鋳造において、スラグベアの発生を抑制して、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼を、より安定的かつより高品位に鋳造することが可能となる。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、１３００℃における粘度は、好ましくは０．５Ｐａ・ｓ以上２．６Ｐａ・ｓ以下であり、より好ましくは１．０Ｐａ・ｓ以上２．５Ｐａ・ｓ以下である。

［Ｔ．ＣａＯ：１５質量％以上２５質量％以下］
［ＳｉＯ_２：３５質量％以上５５質量％以下］
本実施形態に係るモールドパウダーは、上記のように０．５以下の塩基度を有しているが、モールドパウダー中のＴ．ＣａＯの含有量及びＳｉＯ_２の含有量は、塩基度０．５以下を実現するにあたって、それぞれ、１５質量％以上２５質量％以下、及び、３５質量％以上５５質量％以下であることが好ましい。Ｔ．ＣａＯは、モールドパウダーの主成分であり、モールドパウダー中のＴ．ＣａＯの含有量を１５質量％以上２５質量％以下とすることで、モールドパウダーと鋼中のＡｌとの反応をより適切に抑制することが可能となる。また、モールドパウダー中のＳｉＯ_２の含有量を３５質量％以上５５質量％以下とすることで、モールドパウダーをより低融点化するとともに、モールドパウダーのガラス化をより推進することが可能となる。本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｔ．ＣａＯの含有量は、より好ましくは１６質量％以上２０質量％以下であり、ＳｉＯ_２の含有量は、より好ましくは４０質量％以上４５質量％以下である。

［Ｆ：１０質量％以下］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｆ分の含有量は、１０質量％以下とすることが好ましい。Ｆ分の含有量が１０質量％を超えると、連続鋳造設備の一つである浸漬ノズルの溶損が促進される可能性があるからである。モールドパウダー中にＦ分を１０質量％以下の含有量で含有させることで、モールドパウダーの粘度と凝固温度とをより低下させることが可能となる。一方、上記のような粘度及び凝固温度のより一層の低下効果を確実に得るためには、モールドパウダー中のＦ分の含有量を２質量％以上とすることが好ましい。モールドパウダー中のＦ分の含有量は、より好ましくは５質量％以上９質量％以下である。なお、Ｆは、化合物としてどのような形態で存在していてもよく、上記のＦ分の含有量は、全Ｆ含有量を表す。

［Ｔ．Ｃ：１０質量％以下］
本実施形態に係るモールドパウダーにおいて、Ｔ．Ｃ（含有する全てのＣ分）量は、１０質量％以下とすることが好ましい。Ｔ．Ｃ量が１０質量％を超えると、モールドパウダーの溶融が極端に遅くなり、溶融スラグを十分に確保できないことによる潤滑不良が生じたり、鋼材への浸炭が発生したりする可能性があるからである。モールドパウダー中のＴ．Ｃ量が１０質量％以下となることで、モールドパウダーの溶融速度を適切に調整することが可能となり、かつ、モールドパウダーの焼結を適切に防止することが可能となる。一方、上記のような溶融速度の調整及び焼結防止の効果をより確実に得るためには、モールドパウダー中のＴ．Ｃ量は、０．５質量％以上であることが好ましい。モールドパウダー中のＴ．Ｃ量は、より好ましくは１質量％以上６質量％以下である。

以上、本実施形態に係るモールドパウダー中に含有される成分について、詳細に説明した。なお、本実施形態に係るモールドパウダーには、上記成分以外に、各種の不純物が含有されていてもよい。また、本実施形態に係るモールドパウダーでは、上記のような効果を阻害しない範囲で、Ｓｒ等が更に含有されていてもよい。

なお、以上説明したような本実施形態に係るモールドパウダーは、Ｓｉ濃度が０．５質量％以上、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いられる。連続鋳造される鋼中の他の成分については、特に限定されるものではなく、上記のようなＳｉ濃度及びＡｌ濃度を有する公知の各種の鋼を連続鋳造する際に、本実施形態に係るモールドパウダーを使用することが可能である。

（各種測定方法について）
次に、本実施形態に係るモールドパウダーに関する各種測定方法について、簡単に説明する。

［各成分の含有量の測定方法の一例］
本実施形態に係るモールドパウダーは、上記のような成分を与える原料を、上記のような成分量となるように適切に混合することで製造することが可能であるが、モールドパウダー中の各成分の含有量を事後的に測定するためには、以下のような測定を行えばよい。

すなわち、モールドパウダーを試料として用い、例えば蛍光Ｘ線分光分析法等の物理化学的な分析方法や、化学分析等といった公知の分析方法を用いることで、モールドパウダーの各成分の含有量を測定することが可能である。

［１３００℃における粘度の測定方法の一例］
本実施形態に係るモールドパウダーの１３００℃における粘度は、例えば以下のようにして測定することが可能である。
すなわち、モールドパウダーを、カーボンるつぼ等の所定のるつぼ内で溶融し、細管式粘度計等の公知の粘度測定機器を用いて、るつぼ内の試料の温度を下げながら、１３００℃における粘度を測定することが可能である。

［凝固温度の測定方法の一例］
本実施形態に係るモールドパウダーの凝固温度は、例えば以下のようにして測定することが可能である。
すなわち、モールドパウダーを、カーボンるつぼ等の所定のるつぼ内で溶融し、公知の温度計を用いて、るつぼ内の試料の温度を下げながら、凝固温度を測定することが可能である。なお、かかる凝固温度の測定は、１３００℃における粘度の測定とあわせて実施することが可能である。粘度測定と同時に凝固温度を測定する場合には、温度降下中に、粘度が急激に増加した時点の温度を、凝固温度とすることが可能である。

（高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造方法について）
続いて、本実施形態に係るモールドパウダーを用いた高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造方法について、簡単に説明する。
Ｓｉ：０．５質量％以上、かつ、Ａｌ：０．５質量％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内へと装入する。この際、装入された溶鋼の表面上に、本実施形態に係るモールドパウダーを投入して、溶製した溶鋼の連続鋳造を行えばよい。本実施形態に係るモールドパウダーを用いることで、連続鋳造の進行に伴うモールドパウダーの変質を抑制して、高Ｓｉ高Ａｌ鋼をより安定的かつより高品位に鋳造することが可能となる。

以下に実施例及び比較例を示しながら、本発明に係る連続鋳造用モールドパウダーについて、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明に係る連続鋳造用モールドパウダーのあくまでも一例にすぎず、本発明に係る連続鋳造用モールドパウダーが以下に示す例に限定されるものではない。

質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：０．６％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を溶製した後、幅１０００ｍｍ×厚み２５０ｍｍの断面形状のスラブを鋳造速度１ｍ／分にて連続鋳造した。鋳造したスラブを用い、常法によって熱間圧延と冷間圧延を行った。

表１に示すような、パウダー１～パウダー６の６種類の連続鋳造用モールドパウダーを用いた。これら６種類のモールドパウダーのうち、パウダー１～パウダー３が本発明例に該当するモールドパウダーであり、パウダー４～パウダー６が比較例に該当するモールドパウダーである。鋳造中、鋳型内で生成したスラグベアを採取した。表中に示した粘度は、連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃における粘度であり、表中に示した凝固温度は、連続鋳造用モールドパウダーの凝固温度である。

連続鋳造用モールドパウダーの粘度と凝固温度測定方法について説明する。連続鋳造用モールドパウダーをカーボンルツボ内で溶融し、温度を下げながら粘度測定を行い、１３００℃における粘度及び凝固温度を測定する。ここで、凝固温度とは、粘度が急激に増加する温度を意味する。なお、本実施例で用いた粘度測定において、５Ｐａ・ｓを超える高粘度の測定が困難であった。そのため、温度を下げながら粘度測定を行う過程で、粘度が急激に増加することなく５Ｐａ・ｓに到達したサンプルについては、凝固温度がその到達した温度以下であると表示することとし、表中では、到達した温度の左側に「＜」を付することとした。なお、連続鋳造用モールドパウダーの１３００℃における粘度について、２．７Ｐａ・ｓ以下である場合を良好と判断した。

得られた鋼板表面性状について、ヘゲ発生率を評価した。具体的には、対象鋼板の全質量に対する、ヘゲが発生している鋼板の質量の比率を、ヘゲ発生率（％）として、表中に示した。この際、ヘゲ発生率が１％以下であれば、良好と判断した。

上記表１から明らかなように、本発明例に該当する連続鋳造用モールドパウダーを用いた場合には、スラグベアの発生がなく、かつ、ヘゲ発生率も良好であり、高Ｓｉ高Ａｌ鋼をより安定的かつより高品位に鋳造することが可能であった。一方、比較例に該当する連続鋳造用モールドパウダーを用いた場合には、スラグベアが発生し、また、パウダー４を用いた比較例１では、ヘゲ発生率も良好なものとはならなかった。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims

Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ_２で表される塩基度が質量比で０．５以下であり、
ＭｇＯ：１質量％以上５質量％未満
Ｌｉ_２Ｏ：０質量％超過１０質量％以下
Ａｌ_２Ｏ_３：０質量％超過５質量％以下
を含有し、
以下の式（１）で表される関係式を満足するように、Ｎａ_２Ｏ及びＢ_２Ｏ_５の少なくとも何れか一方を更に含有し、
１３００℃における粘度が２．７Ｐａ・ｓ以下であり、
凝固温度が１０５０℃以下であり、
Ｓｉ濃度が０．５質量％以上、かつ、Ａｌ濃度が０．５質量％以上である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。

ここで、上記式（１）において、角括弧［］で表される数値は、前記連続鋳造用モールドパウダー中の各成分の含有量（単位：質量％）である。
質量％で、
Ｔ．ＣａＯ：１５％以上２５％以下
ＳｉＯ_２：３５％以上５５％以下
であり、更に、質量％で、
Ｆ：１０％以下
Ｔ．Ｃ：１０％以下
を含有する、請求項１に記載の連続鋳造用モールドパウダー。