JP7355250B2 - 鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置 - Google Patents

Description

本発明は、連続鋳造における鋳片の割れやブレークアウトを防止するための、鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置に関する。

Ｃ含有量が０．０９～０．１７質量％の亜包晶中炭素鋼を連続鋳造すると、鋳片の表面に割れが発生しやすい。具体的には、凝固シェルの溶鋼側での凝固時のδ－γ変態による凝固収縮により、凝固シェルのうち冷却速度の大きい部位が、鋳型表面に対して凸に反り返って、鋳片の表面に凹凸が生成し、凝固シェルに不均一成長が発生する。鋳片の表面の凹部では、エアギャップにより熱抵抗が大きくなり、凝固シェル厚が小さくなることで、凝固シェルに歪みが発生して、鋳片表面に凝固割れが発生する。この凝固割れは、連続鋳造の二次冷却で拡大して、縦割れや横割れに成長するとされている。鋳片の凝固割れの程度が大きい場合には、この割れに起因してブレークアウトが発生する危険性もある。

そこで、連続鋳造プロセスにおいては、鋳型内の一次冷却において凝固割れが生じやすい亜包晶炭素領域の鋼種（以下、「割れリスク鋼種」という）に対して、緩冷却モールドパウダーを用いて鋳型内における緩冷却化を図ることにより、鋳片の割れやブレークアウトの発生を防ぐことが一般的に行われている。

緩冷却モールドパウダーを用いて連続鋳造を行うと、鋳型内での凝固シェルの厚みが小さくなるため、鋳型直下で凝固シェルが破断してブレークアウトが発生する危険性が高まる。このため、緩冷却モールドパウダーを用いる場合には、鋳型内での凝固シェルの厚みが減少しないように、連続鋳造の鋳造速度を低下させる必要がある。

割れリスク鋼種以外の鋼種に対して緩冷却モールドパウダーを不必要に用いて連続鋳造を行う場合には、やはり連続鋳造の鋳造速度を低下させる必要が生じ、連続鋳造の生産性が低下してしまう。したがって、溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かを適格に判定して、割れリスク鋼種のみに対して緩冷却モールドパウダーを用いて連続鋳造を行うことが、鋳片の割れや連続鋳造のトラブルの発生を防止しつつ生産性向上を図るうえで、重要である。

Ｆｅ－Ｃ二元系平衡状態図上の亜包晶領域に対応する炭素濃度の範囲は、実際には他の合金成分の影響を受けて変化することが知られている。これらを踏まえ、溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かを適格に判定して、連続鋳造の操業条件を適正化することが重要である。

上述のとおり、割れリスク鋼種を連続鋳造すると、鋳片の表面に凹凸が生成する。この凹凸を評価する指標としては、例えば、オシレーションマークの深さ等、鋳片の表面の凹凸の形状が用いられる。鋳片のオシレーションマークは、鋳型下降時にモールドパウダーが鋳片内に押し込まれることにより生成し、その深さは凝固シェルの内側で発生する凝固収縮により助長されるため、連続鋳造の条件が同じであれば、割れリスク鋼種のほうがオシレーションマークの深さが大きくなる。

特許文献１には、オシレーションマークの深さをオンラインで計測し、鋳片の割れ性ブレークアウトの発生を防ぐ方法が開示されている。具体的には、鋳型以降の位置において、鋳片の厚み面に臨ませて設置したレーザー距離計によって、鋳片の表面のプロフィールを連続的に検出して得られるディプレッション深さが基準値より大きいとき、鋳片の割れ性ブレークアウトの発生の恐れがあると判定して、操業条件の変更を行っている。

また、非特許文献１には、オフラインで溶鋼中に水冷板を浸漬させて板上に凝固シェルを形成させ、この凝固シェルの凹凸部の厚み差および間隔を直接的に測定して、凝固シェルの不均一性を評価する方法が開示されている。

さらに、非特許文献２には、割れリスク鋼種であるか否かを合金成分に基づいて予測する方法が開示されている。具体的には、種々の鋼種について、熱力学プログラムを用いて、疑似Ｆｅ－Ｃ二元系平衡状態図を、炭素濃度の関数として計算している。そして、これらの疑似Ｆｅ－Ｃ二元系平衡状態図における亜包晶領域から、亜包晶領域の炭素濃度下限値（Ｃ_ａ）および炭素濃度上限値（Ｃ_ｂ）の、他の合金成分による変化を定式化している。当該鋼種の炭素濃度が、Ｃ_ａ～Ｃ_ｂの範囲内にあるか否かにより、溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かが判定される。

特開平９－５７４１３号公報

村上洋、外３名、「連続鋳造鋳型内における亜包晶炭素鋼の不均一凝固の制御」、鉄と鋼、１９９２年、Ｖｏｌ．７８、Ｎｏ．１、ｐｐ．１０５－１１２ Ｋ．Ｂｌａｚｅｃｋ、外３名、"Ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ Ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ Ｒａｎｇｅ ｆｏｒ Ｓｔｅｅｌ Ａｌｌｏｙｓ"、ＡＩＳＴｅｃｈ ２００７ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ、２００７年、ｐｐ．８１－８８ 花尾方史、外２名、「連続鋳造鋳型内における亜包晶鋼の初期凝固に及ぼすモールドフラックスの影響」、鉄と鋼、２０１４年、Ｖｏｌ．１００、Ｎｏ．４、ｐｐ．５８１－５９０

しかし、特許文献１に開示される方法では、連続鋳造中に計測されるオシレーションマークの深さに対応して、モールドパウダーの種類を変更して鋳片の割れの発生を防ぐことは困難であり、凹凸の激しい割れリスク鋼種に対して、鋳片の割れ発生を防ぐための対応が間に合わない恐れがある。

また、非特許文献１に開示される方法では、溶鋼中に水冷板を浸漬させて板上に凝固シェルを形成する試験が煩雑であるため、多数の鋼種について凝固シェルの不均一性の評価を行うには適さない。

また、非特許文献２に開示される方法では、縦割れや横割れが発生することが経験的に知られている鋼種について、割れリスク鋼種であることを必ずしも適格に判定できない場合がみられる。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものである。すなわち、連続鋳造される溶鋼の亜包晶領域が合金成分の影響を受けて変化することを考慮して、連続鋳造される溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かを簡便に判定し、これに基づいて連続鋳造の操業条件を適正化することにより、鋳片の割れや連続鋳造のトラブルの発生を防止しつつ生産性向上を図ることのできる、鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置を提供することを課題とする。

上記課題に鑑み、本発明者らは独自の視点から鋭意研究開発を行った結果、溶鋼から試験鋳片を作成してその表面粗さを評価することにより、溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かを簡便かつ的確に予測できることを見出して、本発明を完成させた。

本発明の鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置は、以下の通りである。
［１］ 連続鋳造しようとする溶鋼を試験凝固装置に注入して冷却することにより試験鋳片を作製し、前記試験鋳片の下面の表面粗さを測定し、前記表面粗さが所定の閾値以上である場合には、前記溶鋼を連続鋳造したときの鋳片の割れを防ぐのに適する緩冷却モールドパウダーを用いて前記連続鋳造を行い、前記表面粗さが所定の閾値未満である場合には、連続鋳造の鋳造速度を高めるのに適する強冷却モールドパウダーを用いて前記連続鋳造を行うことを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
［２］ 前記閾値は、ＩＳＯ２５１７８に規定される方法で得られる面粗さの算術平均高さで６０μｍであることを特徴とする、［１］に記載の鋼の連続鋳造方法。
［３］ 連続鋳造しようとする溶鋼を試験凝固装置に注入して冷却することにより試験鋳片を作製し、前記試験鋳片の下面の表面粗さを測定し、前記表面粗さが所定の閾値以上である複数種類の前記溶鋼Ｍの各々について、該溶鋼Ｍの成分がＦｅ－Ｃ二元系平衡状態図上の亜包晶領域の炭素濃度下限値Ｃ_ａ（質量％）および炭素濃度上限値Ｃ_ｂ（質量％）に与える影響係数α_ａ，Ｍ，α_ｂ，Ｍを求め、複数種類の前記溶鋼Ｍにおける前記影響係数α_ａ，Ｍ，α_ｂ，Ｍを総和して、複数種類の前記溶鋼Ｍの亜包晶領域の炭素濃度下限値Ｃ_ａ（質量％）および炭素濃度上限値Ｃ_ｂ（質量％）を下記式（１）および式（２）のとおり求め、複数種類の前記溶鋼Ｍとは異なる新たな溶鋼の成分から下記式（１）および式（２）により求められる前記新たな溶鋼の亜包晶領域の前記炭素濃度下限値Ｃ_ａおよび前記炭素濃度上限値Ｃ_ｂと、前記新たな溶鋼の炭素濃度Ｃ（質量％）とから、下記式（３）により、前記新たな溶鋼の炭素当量Ｃ_ｐ（質量％）を求め、前記炭素当量Ｃ_ｐが０．０９～０．１７の範囲内にある場合には、前記新たな溶鋼を連続鋳造したときの鋳片の割れを防ぐのに適する緩冷却モールドパウダーを用いて前記新たな溶鋼の連続鋳造を行い、前記炭素当量Ｃ_ｐが０．０９～０．１７の範囲内にはない場合には、連続鋳造の鋳造速度を高めるのに適する強冷却モールドパウダーを用いて前記新たな溶鋼の前記連続鋳造を行うことを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。

Ｃ_ｐ＝０．０９＋｛（Ｃ－Ｃ_ａ）／（Ｃ_ｂ－Ｃ_ａ）｝×（０．１７－０．０９） …（３）
［４］ 前記緩冷却モールドパウダーは、ＳｉＯ_２およびＣａＯを主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．０以上２．０未満であり、結晶化温度が１１００℃以上であり、かつ初晶としてカスピダインが晶出するものであることを特徴とする、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
［５］ 前記強冷却モールドパウダーは、ＳｉＯ_２およびＣａＯを主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．７以上１．０未満であり、かつ結晶化温度が１１００℃未満のものであることを特徴とする、［１］～［４］のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
［６］ 前記試験凝固装置は、前記溶鋼の凝固シェルの表層から１ｍｍの深さでの冷却速度を１０^２～１０^５℃／分とする冷却能を有することを特徴とする、［１］～［５］のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
［７］ 前記溶鋼を前記試験凝固装置に注入するときの注入速度（単位：ｋｇ／ｓ）は、該溶鋼の凝固速度（単位：ｋｇ／ｓ）の３倍以上であることを特徴とする、［１］～［６］のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
［８］ 前記試験凝固装置は、幅および奥行がそれぞれ１０ｍｍ以上の底面を有することを特徴とする［１］～［７］のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
［９］ 溶鋼を注入して冷却することにより試験鋳片を作製する鋼の試験凝固装置であって、注入された前記溶鋼の凝固シェルの表層から１ｍｍの深さの冷却速度が１０^２～１０^５℃／分である鋳型を備えることを特徴とする鋼の試験凝固装置。
［１０］ 前記溶鋼を前記鋳型に注入する注入装置をさらに備え、該注入装置による前記溶鋼の注入速度（単位：ｋｇ／ｓ）は、前記鋳型における前記溶鋼の凝固速度（単位：ｋｇ／ｓ）の３倍以上であることを特徴とする、［９］に記載の鋼の試験凝固装置。
［１１］ 前記鋳型は、幅および奥行がそれぞれ１０ｍｍ以上の底面を有することを特徴とする［９］または［１０］に記載の鋼の試験凝固装置。

本発明の鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置によれば、連続鋳造しようとする溶鋼を試験凝固装置に注入して冷却することにより作製される試験鋳片の下面の表面粗さ又は炭素当量を用いて、この溶鋼が連続鋳造されたときに鋳片に割れが生じやすい鋼種であるか否かを容易に判定することができる。

そして、鋳片に割れを生じやすい鋼種であると判定された場合には、割れを防ぐのに適する緩冷却モールドパウダーを用いて連続鋳造を行うことで、鋳片の割れやブレークアウトの発生を確実に防ぐことができる。また、割れが生じにくい鋼種であると判定された場合には、連続鋳造の鋳造速度を高めるのに適する強冷却モールドパウダーを用いて連続鋳造を行うことで、鋳造速度を低下させることなく、連続鋳造の生産性を高めることができる。

図１は、本発明の鋼の連続鋳造方法で用いられる試験凝固装置の一例を示す概略図である。 図２（ａ）および図２（ｂ）は、本発明の鋼の試験凝固装置により作製された試験鋳片の下面の表面粗さの例を示す写真である。

以下、図面を参照しつつ、本発明の鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置の実施の形態を説明する。
＜鋼の試験凝固装置＞
図１に、本実施形態の鋼の連続鋳造方法で用いられる試験凝固装置１の概略を示す。

図１に示すように、本実施形態の鋼の試験凝固装置１は、溶鋼Ｓを注入して冷却し凝固させることにより試験鋳片を作製する鋳型２と、鋳型２に溶鋼Ｓを注入する注入装置３とを備えている。

鋳型２は、略直方体形状の銅製容器であり、その底面２１には水冷装置（図示せず）が設けられている。鋳型２の厚みおよび水冷装置の能力は、鋳型２に溶鋼Ｓが注入されて冷却され凝固する時に、水冷装置により冷却される鋳型２の底面２１側での凝固シェルの表層から１ｍｍの深さでの冷却速度を１０^２～１０^５℃／分とする冷却能が得られるように設計されている。

本発明では、試験凝固装置１の鋳型２の形状は特に限定されるものではないが、鋳型２の底面２１の幅Ｗおよび奥行Ｄがそれぞれ１０ｍｍ以上であることが好ましく、幅Ｗおよび奥行Ｄがそれぞれ４０ｍｍ以上かつ６０ｍｍ以下であることがさらに好ましい。これは、試験凝固装置１により作製される試験鋳片の下面の大きさは、鋳型２の底面２１と同寸法となり、この試験鋳片の下面の表面粗さを後述のように測定することに際して、目視により確認できる凹凸の間隔は１０ｍｍ～４０ｍｍの範囲にあることが知られていることに基づいている。また、試験鋳片の下面と接触する鋳型２の底面の表面粗さは、ＩＳＯ２５１７８「三次元表面性状（面粗さ）」に規定される方法で得られる面粗さの算術平均高さで３０μｍ未満であることが好ましい。これは、後述のように、試験鋳片の下面の表面粗さをＩＳＯ２５１７８に規定される方法で得られる面粗さの算術平均高さを用いて評価するに際して、鋳型２の底面２１の形状が試験鋳片の下面の表面粗さに影響を与えるためである。

注入装置３は、Ａｌ_２Ｏ_３又はＭｇＯからなる有底筒状の坩堝３１と、坩堝３１の外周を覆うように被せられ坩堝３１内の収容物を加熱して溶融させる高周波誘導コイル３２と、坩堝３１が固定された状態で傾動して坩堝３１内の溶融物を鋳型２に注入する傾動台３３と、坩堝３１内の溶鋼の温度を測定する複数の熱電対（図示せず）と、各熱電対の出力電圧を温度に換算して表示する温度表示装置（図示せず）と、を備えている。

上述の鋼の試験凝固装置１を用いて行われる鋼の連続鋳造方法について、以下に説明する。
＜試験鋳片の作製＞
本実施形態では、連続鋳造しようとする溶鋼の目標成分と同一成分を有する鋼試料（溶鋼）Ｓを坩堝３１内に投入し、この坩堝３１を、傾動台３３上に固定する。さらに、坩堝３１の外周を覆うように高周波誘導コイル３２を被せ、坩堝３１内の鋼試料Ｓを加熱して溶融させる。このとき、作業者の目視により、鋼試料Ｓが溶融していることを確認し、温度表示装置に表示される溶融した鋼試料Ｓの温度が１５９０～１６１０℃の範囲内になっていることが確認されるまで、鋼試料Ｓの加熱を継続する。ここで、作業者の目視に代えて、上記熱電対からの出力をコンピュータに入力させて、溶融した鋼試料Ｓの温度が１５９０～１６１０℃の範囲内になっているか否かの判定を自動的に行うようにしても良い。

次いで、高周波誘導コイル３２を坩堝３１から離すように移動させ、傾動台３３を傾動させて坩堝３１を傾斜させて、坩堝３１内で溶融した鋼試料Ｓを鋳型２に注入する。そして、鋳型２の水冷装置を動作させ、鋳型２に注入された溶鋼（鋼試料）Ｓを冷却して凝固させ、試験鋳片を作製する。このとき、凝固シェルの表層から１ｍｍの深さでの冷却速度が１０^２～１０^５℃／分となるように、水冷装置の動作を調整する。

この冷却速度は、連続鋳造機実機で割れリスク鋼種を連続鋳造するときに、凝固シェルの厚みが１ｍｍを超える段階で不均一凝固の発生が顕著となり、この位置での冷却速度が１０^３～１０^５℃／分であることが、非特許文献３で報告されていることに基づいている。つまり、試験凝固装置１での溶鋼（鋼試料）Ｓの冷却では、連続鋳造機実機において不均一凝固の発生が顕著となる位置での冷却速度を再現するようにしている。

また、傾動台３３の傾動速度を、上記水冷装置の動作と連携させて、傾動台３３による鋼試料Ｓの鋳型２への注入速度（単位：ｋｇ／ｓ）を、鋳型２における溶鋼Ｓの凝固速度（単位：ｋｇ／ｓ）の３倍以上となるように設定すると、溶鋼Ｓが亜包晶領域内にある場合に凝固シェル表面に凹凸が生じやすくなり、割れリスク鋼種であるか否かをより制度よく判定できるので好ましい。

このようにして試験凝固装置１により作製された試験鋳片の下面の例を、図２に写真で示す。図２（ａ）は、鋼試料Ｓが割れリスク鋼種である場合、図２（ｂ）は割れリスク鋼種ではない場合の例である。鋼試料Ｓが割れリスク鋼種である場合は、試験鋳片の下面に凹凸の生成が顕著に認められる。
＜製鋼工程の溶鋼を用いた試験鋳片の作製＞
実際の製鋼工程では、連続鋳造時の溶鋼の成分は、目標値から外れることもありうる。そこで、溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かの判定の精度を高めるために、連続鋳造しようとする溶鋼が入った取鍋からサンプラーで溶鋼を採取し、この溶鋼を試験凝固装置１の鋳型２に直接注入して冷却することにより試験鋳片を作製しても良い。この場合には、取鍋から溶鋼を採取するサンプラーに鋳型２の機能を備えるようにすれば、別途試験凝固装置１を用意する必要がない。
＜表面粗さの測定＞
次に、上述のように作製された試験鋳片の下面の凹凸の高さを、レーザー距離計等の測定装置により測定し、その表面粗さの面粗さを、ＩＳＯ２５１７８に規定される算術平均高さを用いて算出する。

上記表面粗さの算出条件としては、測定評価面積、測定点の間隔およびカットオフする波長の大きさが挙げられる。本発明の鋼の連続鋳造方法および鋼の試験凝固装置では、これら測定評価面積、測定点の間隔およびカットオフする波長の大きさは、特に限定されるものではないが、次のようにすることが好ましい。

まず、測定評価面積は、その中心を試験鋳片の下面の中心とし、その縦横の長さをそれぞれ１０ｍｍ以上とすることが好ましく、４０ｍｍ以上かつ６０ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。これは、目視により確認できる凹凸の間隔は１０ｍｍ～４０ｍｍの範囲にあることが知られていることに基づいている。測定点の間隔は、１０ｍｍ以下とすることが好ましい。カットオフする波長の大きさは、８００μｍとすることが好ましい。
＜割れリスク鋼種であるか否かの判定＞
次に、上述のように算出される試験鋳片の下面の表面粗さ（面粗さの算術平均高さ）が６０μｍ以上の場合、この鋼試料Ｓと同一成分を有する溶鋼は割れリスク鋼種（連続鋳造されたときに鋳片に割れを生じやすい鋼種）であると判定する。

上述のとおり、割れリスク鋼種では、凝固シェルの溶鋼側での凝固時のδ－γ変態による凝固収縮により、凝固シェルのうち冷却速度の大きい部位が、鋳型表面に対して凸に反り返って、鋳片の表面に凹凸が生成する。よって、試験鋳片の表面粗さは、この鋼試料Ｓと同一成分を有する溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かの指標となる。

さらに、複数種類の溶鋼について、試験鋳片の表面粗さが所定の閾値以上であるか否かに基づいて各溶鋼が割れリスク鋼種であるか否かの判定を行った結果を用いて、下記のとおり炭素当量Ｃ_ｐを定式化することができる。

すなわち、溶鋼から作製された試験鋳片の表面粗さが所定の閾値以上となって、割れリスク鋼種であると判定された場合には、Ｆｅ－Ｃ二元系平衡状態図上の亜包晶領域の炭素濃度下限値（Ｃ_ａ）（質量％）および炭素濃度上限値（Ｃ_ｂ）（質量％）に対するこの鋼種Ｍの各成分元素の影響係数α_ａ，Ｍ，α_ｂ，Ｍを求める。そして、複数種類の鋼種Ｍにおいて、亜包晶領域の炭素濃度の範囲が、他の合金成分の影響を受けて変化していることを考慮して、Ｃ_ａ、Ｃ_ｂを、下記式（１），式（２）のとおり定式化しておく。

そして、新たな溶鋼（対象鋼）が割れリスク鋼種であるか否かの判定を行うとき、試験鋳片の表面粗さに基づいてこの判定を行う代わりに、対象鋼の成分組成から上記式（１）および式（２）によりＣ_ａ、Ｃ_ｂを求め、これと対象鋼の炭素濃度Ｃ（質量％）とから、下記式（３）により、対象鋼の炭素当量Ｃ_ｐ（質量％）を求める。

Ｃ_ｐ＝０．０９＋｛（Ｃ－Ｃ_ａ）／（Ｃ_ｂ－Ｃ_ａ）｝×（０．１７－０．０９） …（３）
この炭素当量Ｃ_ｐが０．０９～０．１７質量％の範囲内にある場合には、対象鋼が亜包晶領域内にあり、割れリスク鋼種であるものと判定できる。
＜モールドパウダーの選択＞
次に、上述の割れリスク鋼種であるか否かの判定に基づいて、緩冷却モールドパウダーと強冷却モールドパウダーのどちらを用いて連続鋳造を行うかの選択を行う。

モールドパウダーによる凝固シェルの緩冷却効果は、連続鋳造機の鋳型と凝固シェルの間隙に流れ込んだパウダースラグが鋳型表面で冷却されて凝固することでスラグフィルムが形成され、このスラグフィルム中の結晶により伝熱抵抗が増大することによって得られる。モールドパウダーの構成成分は、主成分であるＳｉＯ_２およびＣａＯ、ならびにモールドパウダーの粘度と結晶の析出の調整のために添加されるＬｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｆ、ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３等である。スラグフィルム中に析出する一般的な結晶種は、カスピダイン（Ｃｕｓｐｉｄｉｎｅ：３ＣａＯ・２ＳｉＯ_２・ＣａＦ_２）である。

鋳片の表面割れを抑制するには、溶鋼表面近傍での凝固シェルの緩冷却を図ることが有効であることから、モールドパウダーに縦割れを抑制させる効果を与えるためには、パウダースラグがモールドと凝固シェルの隙間に流れ込んだ後、瞬時に結晶を析出し、凝固シェルを緩冷却する必要がある。

結晶化温度が高く、初晶としてカスピダインが晶出するモールドパウダーは、鋳型内を緩冷却化する機能を有すると考えられるので、割れリスク鋼種に対しては、このような緩冷却モールドパウダーを用いるとともに鋳造速度を低下させて割れおよびブレークアウトの発生を確実に防ぎ、割れリスクのない鋼種に対しては、緩冷却モールドパウダーを用いずに鋳造速度を低下させないことにより生産性を維持するようにする。

具体的には、上述のように算出される試験鋳片の下面の表面粗さが６０μｍ以上である場合には、この鋼試料Ｓと同一成分を有する溶鋼は割れリスク鋼種であると判定し、割れを防ぐのに適する緩冷却モールドパウダーを用いて連続鋳造を行う。緩冷却モールドパウダーとしては、具体的には、ＳｉＯ_２およびＣａＯを主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．０以上２．０未満であり、結晶化温度が１１００℃以上であり、かつ初晶としてカスピダインが晶出するものを用いることができる。

モールドパウダーの構成成分を上記のようにする理由は、次のとおりである。ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．０未満では、スラグフィルム中のカスピダインの析出量が不十分となり、結晶化温度が低くなりすぎるため、縦割れおよび横割れを防ぐ緩冷却機能がモールドパウダーに付与されない。また、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が２．０以上では、モールドパウダーの結晶化温度が上昇し、モールドパウダーの結晶化が促進されすぎ、鋳型と鋳片との摩擦が増加して、ブレークアウトが発生しやすくなるためである。

また、上述のように算出される試験鋳片の下面の表面粗さが６０μｍ未満である場合には、この鋼試料Ｓと同一成分を有する溶鋼は割れリスク鋼種ではない（連続鋳造されたときに鋳片に割れを生じにくい鋼種である）と判定し、連続鋳造の鋳造速度を高めるのに適する強冷却モールドパウダーを用いて連続鋳造を行う。強冷却モールドパウダーとしては、ＳｉＯ_２およびＣａＯを主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．７以上１．０未満であり、かつ結晶化温度が１１００℃未満のものを用いることができる。

モールドパウダーの構成成分を上記のとおりとする理由は、次のとおりである。ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．０以上であると、スラグフィルム中のカスピダインの析出量が多くなり、結晶化温度が高くなりすぎるため、モールドパウダーに緩冷却機能が付与され、鋳造速度を低下させる必要が生じてしまう。また、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．７未満では、モールドパウダーの融点が上昇して鋳型への流入量が減少し、拘束性ブレークアウトが発生する危険が生じるためである。

表１に示す鋼種ａ～ｄ（中炭素鋼）の各々を、転炉および真空脱ガス設備（二次精錬）で１～２チャージ溶製し、タンディッシュを介して垂直曲げ型連続鋳造機の水冷鋳型に注湯した。そして、鋳型内溶鋼の表面に表２に示す構成成分を有する強冷却モールドパウダーＡまたは緩冷却モールドパウダーＢを供給しながら、表３に示す鋳造速度で連続鋳造を行って、鋳片を製造した。

この結果得られた各鋳片の表面を目視で観察し、鋳片の表面割れの発生の有無を確認した。具体的には、割れの長さを測定し、長さ１０ｍｍ以上の割れが確認された場合に、鋳片に表面割れが発生しているものと判定した。

同時に、本発明の鋼の連続鋳造方法により、試験鋳片の下面の表面粗さが６０μｍ以上であるか否かに基づいて、鋼種ａ～ｄの各々が割れリスク鋼種であるか否かを判定した（本発明例）。また、上述の非特許文献２に開示される方法により、鋼種ａ～ｄの各々が割れリスク鋼種であるか否かを判定した（比較例）。

本発明例では、連続鋳造しようとする溶鋼が入った取鍋からサンプラーで溶鋼を採取し、この溶鋼から試験鋳片を作製し、この試験鋳片の下面の凹凸の高さを測定し、その表面粗さの面粗さを、ＩＳＯ２５１７８に規定される算術平均高さＳａを用いて算出した。

比較例では、非特許文献２に開示されるように、鋼種ａ～ｄの各々の亜包晶領域の炭素濃度下限値（Ｃ_ａ）（質量％）および炭素濃度上限値（Ｃ_ｂ）（質量％）を、下記式（４）および式（５）により求めた。

Ｃ_ａ＝０．０８９６＋０．０４５８×Ａｌ－０．０２０５×Ｍｎ－０．００７７×Ｓｉ＋０．０２２３×Ａｌ^２－０．０２３９×Ｎｉ＋０．０１０６×Ｍｏ＋０．０１３４×Ｖ－０．００３２×Ｃｒ＋０．０００５９×Ｃｒ^２＋０．０１９７×Ｗ …（４）
Ｃ_ｂ＝０．１９６７＋０．００３６×Ａｌ－０．０３１６×Ｍｎ－０．０１０３×Ｓｉ＋０．１４×１１Ａｌ^２＋０．０５×（Ａｌ×Ｓｉ）－０．０４０１×Ｎｉ＋０．０３２５５×Ｍｏ＋０．０６０３×Ｖ＋０．００２４×Ｃｒ＋０．００１４２×Ｃｒ^２－０．０００５９×（Ｃｒ×Ｎｉ）＋０．０２６６Ｗ …（５）
ただし、式（４）および式（５）中におけるＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＷは、これら各元素の含有量（質量％）である。

そして、これら炭素濃度下限値（Ｃ_ａ）（質量％）および炭素濃度上限値（Ｃ_ｂ）（質量％）と、鋼種ａ～ｄの各々の炭素濃度Ｃ（質量％）とから、下記式（６）により炭素当量Ｃ_ｐ０（質量％）を求めた。

Ｃ_ｐ０＝０．１７＋｛（Ｃ－Ｃ_ｂ）／（Ｃ_ｂ－Ｃ_ａ）｝×（０．１７－０．０９） …（６）
比較例では、炭素当量Ｃ_ｐ０が０．０９～０．１７質量％の範囲内にある場合には、当該鋼種は亜包晶領域内にあり、割れリスク鋼種であるものと判定した。

鋼種ａ、ｂは、試験鋳片の表面粗さＳａが６０μｍ以上であり、本発明例では割れリスク鋼種であると判定された。この判定に基づいて、緩冷却モールドパウダーＢを用いて鋳造速度Ｖｃを１．６ｍ／ｍｉｎとして連続鋳造を行えば、鋳片の割れを抑制できることが確認された。一方、上記式（６）によって求められる鋼種ａ、ｂの炭素当量Ｃ_ｐは０．０９～０．１７質量％の範囲外であり、比較例では鋼種ａ、ｂは割れリスクのない鋼種であると判定された。この判定に基づいて、強冷却モールドパウダーＡを用いて鋳造速度Ｖｃを２．０ｍ／ｍｉｎとして連続鋳造を行うと、鋳片に割れが発生してしまうことが確認された。

また、鋼種ｃ、ｄは、試験鋳片の表面粗さＳａが６０μｍ未満であり、本発明例では割れリスク鋼種ではないと判定された。この判定に基づいて、強冷却モールドパウダーＡを用いて鋳造速度Ｖｃを２．０ｍ／ｍｉｎとして連続鋳造を行った場合、鋳片に割れが発生することが無く、鋳造速度Ｖｃを低下させずに生産性を高めることができた。一方、上記式（６）によって求められる鋼種ｃ、ｄの炭素当量Ｃ_ｐは０．０９～０．１７質量％の範囲内にあり、比較例では鋼種ｃ、ｄは割れリスク鋼種であると判定された。この判定に基づけば、緩冷却モールドパウダーＢを用いて鋳造速度Ｖｃを１．６ｍ／ｍｉｎとして連続鋳造を行う必要がある。しかし、実際には、上述のとおり、鋼種ｃ、ｄについて強冷却モールドパウダーＡを用いて鋳造速度Ｖｃを２．０ｍ／ｍｉｎとして連続鋳造を行っても、鋳片に割れは発生しておらず、比較例の判定に基づいて緩冷却モールドパウダーＢを用いて鋳造速度Ｖｃを低下させると、生産性が不必要に損なわれることが確認された。

１ 鋼の試験凝固装置
２ 鋳型
２１ 底面
３ 注入装置
３１ 坩堝
３２ 高周波誘導コイル
３３ 傾動台
Ｗ 幅
Ｄ 奥行
Ｈ 高さ
Ｓ 鋼試料（溶鋼）

Claims (8)

1. 連続鋳造しようとする溶鋼を試験凝固装置に注入して冷却することにより試験鋳片を作製し、
   前記試験鋳片の下面の表面粗さを測定し、
   前記表面粗さが所定の閾値以上である場合には、前記溶鋼を連続鋳造したときの鋳片の割れを防ぐのに適する緩冷却モールドパウダーを用いて前記連続鋳造を行い、前記表面粗さが所定の閾値未満である場合には、連続鋳造の鋳造速度を高めるのに適する強冷却モールドパウダーを用いて前記連続鋳造を行うこと
   を特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
2. 前記閾値は、ＩＳＯ２５１７８に規定される方法で得られる面粗さの算術平均高さで６０μｍ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方法。
3. 連続鋳造しようとする溶鋼を試験凝固装置に注入して冷却することにより試験鋳片を作製し、
   前記試験鋳片の下面の表面粗さを測定し、
   前記表面粗さが所定の閾値以上である複数種類の前記溶鋼Ｍの各々について、該溶鋼Ｍの成分がＦｅ－Ｃ二元系平衡状態図上の亜包晶領域の炭素濃度下限値Ｃ_ａ（質量％）および炭素濃度上限値Ｃ_ｂ（質量％）に与える影響係数α_ａ，Ｍ，α_ｂ，Ｍを求め、
   複数種類の前記溶鋼Ｍにおける前記影響係数α_ａ，Ｍ，α_ｂ，Ｍを総和して、複数種類の前記溶鋼Ｍの亜包晶領域の炭素濃度下限値Ｃ_ａ（質量％）および炭素濃度上限値Ｃ_ｂ（質量％）を下記式（１）および式（２）のとおり求め、
   複数種類の前記溶鋼Ｍとは異なる新たな溶鋼の成分から下記式（１）および式（２）により求められる前記新たな溶鋼の亜包晶領域の前記炭素濃度下限値Ｃ_ａおよび前記炭素濃度上限値Ｃ_ｂと、前記新たな溶鋼の炭素濃度Ｃ（質量％）とから、下記式（３）により、前記新たな溶鋼の炭素当量Ｃ_ｐ（質量％）を求め、
   前記炭素当量Ｃ_ｐが０．０９～０．１７の範囲内にある場合には、前記新たな溶鋼を連続鋳造したときの鋳片の割れを防ぐのに適する緩冷却モールドパウダーを用いて前記新たな溶鋼の連続鋳造を行い、前記炭素当量Ｃ_ｐが０．０９～０．１７の範囲内にはない場合には、連続鋳造の鋳造速度を高めるのに適する強冷却モールドパウダーを用いて前記新たな溶鋼の前記連続鋳造を行うことを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
   

   

   

   Ｃ_ｐ＝０．０９＋｛（Ｃ－Ｃ_ａ）／（Ｃ_ｂ－Ｃ_ａ）｝×（０．１７－０．０９） …（３）
4. 前記緩冷却モールドパウダーは、ＳｉＯ_２およびＣａＯを主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が１．０以上２．０未満であり、結晶化温度が１１００℃以上であり、かつ初晶としてカスピダインが晶出するものであることを特徴とする、請求項１～３のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
5. 前記強冷却モールドパウダーは、ＳｉＯ_２およびＣａＯを主成分として含み、ＣａＯのＳｉＯ_２に対する質量比（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）が０．７以上１．０未満であり、かつ結晶化温度が１１００℃未満のものであることを特徴とする、請求項１～４のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
6. 前記試験凝固装置は、前記溶鋼の凝固シェルの表層から１ｍｍの深さでの冷却速度を１０^２～１０^５℃／分とする冷却能を有することを特徴とする、請求項１～５のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
7. 前記溶鋼を前記試験凝固装置に注入するときの注入速度（単位：ｋｇ／ｓ）は、該溶鋼の凝固速度（単位：ｋｇ／ｓ）の３倍以上であることを特徴とする、請求項１～６のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。
8. 前記試験凝固装置は、幅および奥行がそれぞれ１０ｍｍ以上の底面を有することを特徴とする請求項１～７のいずれかに記載の鋼の連続鋳造方法。

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