JP7768079B2 - 連続鋳造用鋳型及び連続鋳造用鋳型の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋳型内での凝固シェルの不均一冷却に起因する鋳片表面割れを抑制できる連続鋳造用鋳型及び連続鋳造用鋳型の製造方法に関する。

鋼の連続鋳造においては、鋳型内に注入された溶鋼は水冷式鋳型によって冷却され、鋳型との接触面で溶鋼が凝固して凝固層（以下、「凝固シェル」と記載する。）が生成される。凝固シェルが、鋳型下流側に設置した水スプレーや気水スプレーによって冷却されながら、内部の未凝固層とともに鋳型下方に連続的に引き抜かれ、水スプレーや気水スプレーによる冷却によって中心部まで凝固して鋳片が製造される。

鋳型内における冷却が不足すると、凝固シェルの厚みが薄くなり、鋳型下流側でロールでのサポートに切り替わった際に、鋳片内部の溶鋼から生じる溶鋼静圧に耐えられず、凝固シェルが破断し溶鋼が流出するブレークアウトが生じる。一方、鋳型内を強冷却にすると、冷却の不均一が生じやすくなる。鋳型内における冷却が不均一になると、凝固シェルの厚みが鋳造方向及び鋳片幅方向で不均一となる。凝固シェルには、凝固シェルの収縮や変形に起因する応力が作用し、凝固初期においては、この応力が凝固シェルの薄肉部に集中し、この応力によって凝固シェルの表面に割れが発生する。この割れは、その後の熱応力や連続鋳造機のロールによる曲げ応力及び矯正応力などの外力により拡大し、大きな表面割れとなる。凝固シェル厚みの不均一度が大きい場合には、鋳型内での縦割れとなり、この縦割れから溶鋼が流出するブレークアウトが発生する場合もある。鋳片に存在する割れは、次工程の圧延工程で表面欠陥となることから、鋳片の段階において、鋳片の表面を手入れして表面割れを除去することが必要となる。

鋳型内の不均一凝固は、特に、炭素含有量が０．０８～０．１７質量％の範囲内の、包晶反応によるγ鉄（オーステナイト）への変態時の体積収縮による変態応力に起因する歪みによって凝固シェルが変形し、この変形により鋳型内壁面から離れた部位の凝固シェルの凝固厚みが薄くなり、この部分に上記応力が集中することによって表面割れが発生すると考えられる。特に、鋳片の引き抜き速度を増加させると、凝固シェルから鋳型冷却水への平均熱流束が増加し、熱流束の分布が不規則で且つ不均一になることから、鋳片表面割れが増加する傾向がある。具体的には、鋳片厚みが２００ｍｍ以上のスラブ連続鋳造機においては、鋳片の引き抜き速度が１．５ｍ／分以上になると表面割れが発生しやすくなる。

上記の包晶反応を伴う鋼種（以下、「中炭素鋼」と記載する。）の表面割れを防止するために、特許文献１には、結晶化しやすい組成のモールドパウダーを使用し、モールドパウダー層の熱抵抗を増大させて凝固シェルを緩冷却することが開示されている。しかしながら、モールドパウダーによる緩冷却効果のみでは、十分な不均一凝固の改善は得られず、変態量の大きい鋼種では表面割れを抑制できない。

そこで、連続鋳造用鋳型自体を緩冷却化する手法が多数提案されている。特許文献２には、表面割れを防止するために、鋳型内壁面に溝や丸孔を設け、当該溝や丸孔によるエアギャップを形成させることによって緩冷却を図る方法が開示されている。さらに、特許文献３には、鋳型内壁面の凹加工面の溝幅や丸孔を小さくする方法が開示されている。

特開２００５－２９７００１号公報 特開平６－２９７１０３号公報 特開平１０－２９６３９９号公報

特許文献２に開示された方法は、溝や丸孔のピッチが細かく、ランダムなため、凝固シェルから連続鋳造用鋳型への熱流束や変態応力、熱応力を規則的且つ周期的に分散することができず、凝固シェル厚みを均一化する効果が小さいという課題がある。特許文献３に開示された方法は、界面張力作用により、モールドパウダーが凹加工面の溝幅や丸孔に流入せずエアギャップが保たれるものの、鋳造方向に対して直線的に溝が形成されているため、該当箇所での凝固遅れが助長され、縦割れの起因、ひどい場合にはブレークアウトを引き起こす可能性があるという課題がある。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、その目的は、凝固初期の凝固シェルの不均一冷却、並びに、包晶反応を伴う中炭素鋼でのδ鉄からγ鉄への変態に起因する凝固シェル厚みの不均一による表面割れを抑制できる連続鋳造用鋳型及び当該連続鋳造用鋳型の製造方法を提供することである。

上記課題を解決するための手段は、以下の通りである。
［１］連続鋳造において、鋳型内に注入された溶鋼を冷却し、凝固させる鋳型冷却板を有する連続鋳造用鋳型であって、メニスカスよりも２０ｍｍ以上上方の位置から、前記メニスカスよりも下記（１）式で算出される長さ以上下方の位置までの前記鋳型冷却板の内壁面には鍍金部が、前記鋳型冷却板の内壁面の幅方向及び鋳造方向に空間周期的に設けられ、前記鍍金部の平均厚みとなる仮想平面が、前記鍍金部の表面と交差して生じる仮想切断面の円相当径、幅方向周期及び鋳造方向周期は下記（２）～（４）式を満たす、連続鋳造用鋳型。
Ｒ＝２×Ｖｃ／６０×１０００・・・（１）
１．０≦ｄ≦１０・・・（２）
０．２≦ｄ／Ｗ≦１．０・・・（３）
０．２≦ｄ／Ｌ≦１．０・・・（４）
上記（１）～（４）式において、Ｒは長さ（ｍｍ）であり、Ｖｃは鋳片引き抜き速度（ｍ／ｍｉｎ）であり、ｄは前記円相当径（ｍｍ）であり、Ｗは前記幅方向周期（ｍｍ）であり、Ｌは前記鋳造方向周期（ｍｍ）である。
［２］前記鋳型冷却板の外壁面には複数のスリット溝が鋳造方向に沿って設けられ、前記スリット溝のメニスカス部分に相当する領域に突起が設けられる、［１］に記載の連続鋳造用鋳型。
［３］前記突起は、前記鋳造方向周期以下の周期で設けられる、［２］に記載の連続鋳造用鋳型。
［４］［１］から［３］の何れかに記載の連続鋳造用鋳型の製造方法であって、鍍金手段及び溶射手段の少なくとも一方の手段で前記鍍金部を前記鋳型冷却板の内壁面に設ける、連続鋳造用鋳型の製造方法。

本発明によれば、鋳型冷却板の内壁面の鍍金部に流れ込むモールドパウダーの厚みが異なるので、連続鋳造用鋳型の熱抵抗が規則的且つ周期的に増減する。これにより、凝固シェルの変形に起因する不均一な熱流束分布が均一化されるとともに、発生する応力が分散されて、凝固シェルにかかる歪量が小さくなる。この結果、凝固シェルの表面割れが抑制され、連続鋳造されるスラブ鋳片の表面割れ個数を低減できる。

図１は、本発明の一実施形態に係る連続鋳造用鋳型を示す斜視模式図である。 図２は、連続鋳造用鋳型の一部を構成する鋳型長辺冷却板であって、鋳型長辺冷却板を鍍金部が形成された内壁面側から視た側面模式図である。 図３は、鋳型長辺冷却板のＡ－Ａ断面模式図である。 図４は、図３のＢ部拡大図である。 図５は、鋳型長辺冷却板のＣ－Ｃ断面模式図である。 図６は、ｄ／Ｗと表面割れ個数密度との関係を示すグラフである。 図７は、ｄ／Ｌと表面割れ個数密度との関係を示すグラフである。

以下、添付図面を参照して、本発明の実施形態の一例を具体的に説明する。図１は、本発明の一実施形態に係る連続鋳造用鋳型１００を示す斜視模式図である。図２は、連続鋳造用鋳型１００の一部を構成する鋳型長辺冷却板１０であって、鋳型長辺冷却板１０を鍍金部２０が形成された内壁面側から視た側面模式図である。図３は、鋳型長辺冷却板１０のＡ－Ａ断面模式図である。図４は、図３のＢ部拡大図である。図５は、鋳型長辺冷却板１０のＣ－Ｃ断面模式図である。

図１に示すように、スラブ鋳片を連続鋳造するための連続鋳造用鋳型１００は、一対の鋳型長辺冷却板１０と一対の鋳型短辺冷却板１２とを組み合わせて構成される。鋳型長辺冷却板１０及び鋳型短辺冷却板１２は、連続鋳造用鋳型１００が有する鋳型冷却板の例である。本実施形態においては、鋳型長辺冷却板１０及び鋳型短辺冷却板１２の材質は、１００質量％の銅からなる純銅であってもよいし、銅を９０質量％以上含有し、残部として、例えば、アルミニウム、クロム、ジルコニウムなどを含有する銅合金でもよい。

図２に示すように、鋳型長辺冷却板１０において、鋼を連続鋳造する際に定まるメニスカス（溶鋼湯面）よりも所定長さＵ以上上方の位置から、メニスカスよりも所定長さＲ以上下方の位置までの、鋳型長辺冷却板１０の内壁面の範囲には、鍍金部２０が、幅方向及び鋳造方向に一定の周期で空間周期的に設けられている。

鍍金部２０は、鍍金手段や溶射手段、レーザー加工や機械加工などによって作製され、鋳型長辺冷却板１０の内壁面に、鋳型長辺冷却板１０の幅方向及び鋳造方向に空間周期的に設けられる。この空間周期的な凹凸を形成する鍍金部２０によって、当該凸凹に流れ込むモールドパウダーの厚みが異なり、これにより、メニスカス近傍の幅方向及び鋳造方向における鋳型長辺冷却板１０の熱抵抗が規則的且つ周期的に増減する。この結果、メニスカス近傍つまり凝固初期の凝固シェルから連続鋳造用鋳型への熱流束が規則的且つ周期的に増減し、δ鉄からγ鉄への変態による応力や熱応力によって生じる凝固シェルの変形に起因する不均一な熱流束分布が均一化されるとともに、発生する応力が分散されて、凝固シェルにかかる歪量が小さくなり、凝固シェルの表面割れが抑制される。鍍金部２０は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｆｅのうちの１種からなる金属又は２種以上からなる合金によって形成される。鍍金部２０の材質は、連続鋳造時において、鍍金部２０が設けられる領域の熱伝達率が、鍍金部２０が設けられていない領域の熱伝達率に対して７５％以下、もしくは１２５％以上になるように定めることが好ましい。なお、図２～５では、鍍金部２０の形状が円錐形である例を示したが、鍍金部２０の形状は円錐形に限定されるものではない。

鋳型短辺冷却板１２にも、鋳型長辺冷却板１０と同様にその内壁面に鍍金部２０が形成されるものとして、ここでは、鋳型短辺冷却板１２についての説明は省略する。但し、スラブ鋳片は、その形状に起因して長辺面側の凝固シェルに応力集中が起こりやすくなる。このため、凝固シェルの表面割れは、長辺面側で発生しやすい。このため、連続鋳造用鋳型１００の鋳型短辺冷却板１２には、鍍金部２０を設けなくてもよい。

鋳造中のメニスカスの上下方向の変動及び初期凝固への影響を勘案すると、鋳型長辺冷却板１０の内壁面において、メニスカスから鍍金部２０が形成されている範囲の上端は、２０ｍｍ以上上方である必要がある。すなわち、図２における長さＵは２０ｍｍである。また、鍍金部２０が形成されている範囲の下端は、メニスカスよりも長さＲ以上下方である必要がある。ここで、長さＲは下記（１）式によって算出される長さである。

Ｒ＝２×Ｖｃ／６０×１０００・・・（１）
上記（１）式において、Ｒは長さ（ｍｍ）であり、Ｖｃは鋳片引き抜き速度（ｍ／ｍｉｎ）である。

δ／γ変態による応力や熱応力によって生じる凝固シェルの変形に起因する不均一な熱流束分布が溶鋼に生じている間は、鍍金部２０が設けられることよって、鋳型短辺冷却板１２の内壁面で、熱流束の周期的な変動が生じている必要がある。このため、溶鋼が凝固を開始し始めてから少なくとも２秒間、溶鋼が存在している内壁面の範囲に、鍍金部２０が設けられている必要がある。したがって、図２に示す長さＲは、２×Ｖｃ／６０×１０００ｍｍ以上である必要がある。長さＲが２×Ｖｃ／６０×１０００ｍｍ未満になると、鍍金部２０による熱流束の周期的な変動の効果が不十分となり、表面割れが発生しやすい高速鋳造時や中炭素鋼の鋳造時において、スラブ鋳片の表面割れの抑制効果が不十分になる。

まず、鍍金部２０の円相当径ｄについて説明する。鍍金部２０の円相当径ｄは、鍍金部２０が鍍金部２０の平均厚みとなる仮想平面が当該鍍金部２０の表面と交差して生じる仮想切断面の円相当径で評価する。すなわち、図４に示した破線が鍍金部２０の平均厚さの等厚面とすると、鍍金部２０の円相当径ｄは、図４に示したｄとなる。鍍金部２０の円相当径ｄは、下記（２）式を満たす必要がある。

１．０≦ｄ≦１０・・・（２）
上記（２）式において、ｄは円相当径（ｍｍ）である。円相当径ｄは下記（５）式で算出する。

円相当径ｄ＝（４×Ｓ／π）^１／２・・・（５）
上記（５）式において、Ｓは、鍍金部２０が鍍金部２０の平均厚みとなる仮想平面が当該鍍金部２０の表面と交差して生じる仮想切断面の面積（ｍｍ^２）である。

鍍金部２０の円相当径ｄが１．０ｍｍ未満になると、熱流束の変動が生じなくなり、スラブ鋳片の表面割れの抑制効果が不十分になる。一方、円相当径ｄが１０ｍｍより大きくなると、凝固シェルの凝固遅れ部が大きくなり、かえってスラブ鋳片の表面割れを増大させる。したがって、円相当径ｄは上記（２）式を満たす必要がある。

次に、円相当径ｄと、鋳造方向に同じ位置となり幅方向に互いに隣り合う幅方向周期Ｗとの比ｄ／Ｗについて説明する。幅方向周期Ｗは、鍍金部２０が鍍金部２０の平均厚みとなる仮想平面が当該鍍金部２０の表面と交差して生じる仮想切断面における幅方向の中心間距離である。

図６は、ｄ／Ｗと表面割れ個数密度との関係を示すグラフである。図６において、横軸はｄ／Ｗ（－）であり、縦軸はスラブ鋳片の表面割れ個数密度（個／ｍ^２）である。なお、（－）は無次元であることを意味する。

図６に示すように、ｄ／Ｗを０．２以上１．０以下の範囲内とすることで、表面割れ個数密度が著しく低下した。この結果から、ｄ／Ｗを０．２以上１．０以下の範囲内とすることで、幅方向の周期的な熱流束分布周期が凝固不均一に対し適正となり、これにより、スラブ鋳片の表面割れ割れが抑制できたものと考えられる。一方、ｄ／Ｗが１．０を超えると、隣接している鍍金部２０が一部重なってしまい、幅方向の周期的な熱流束分布がうまく生成せず、凝固不均一抑制の効果が小さくなる。また、ｄ／Ｗが０．２未満になると、幅方向の熱流束周期が大きくなりすぎ、緩冷却領域において凝固遅れが大きくなり、かえってスラブ鋳片の表面割れを増大させる。したがって、円相当径ｄと幅方向周期Ｗとの比ｄ／Ｗは下記（３）式を満たす必要がある。

０．２≦ｄ／Ｗ≦１．０・・・（３）
上記（３）式において、ｄは円相当径（ｍｍ）であり、Ｗは幅方向周期（ｍｍ）である。

次に、鍍金部２０の円相当径ｄと、幅方向に同じ位置となり鋳造方向に互いに隣り合う鍍金部２０の鋳造方向周期Ｌとの比ｄ／Ｌについて説明する。鋳造方向周期Ｌは、鍍金部２０の平均厚みとなる仮想平面が当該鍍金部２０の表面と交差して生じる仮想切断面における鋳造方向の中心間距離である。

図７は、ｄ／Ｌと表面割れ個数密度との関係を示すグラフである。図７において、横軸はｄ／Ｌ（－）であり、縦軸はスラブ鋳片の表面割れ個数密度（個／ｍ^２）である。

図７に示すように、ｄ／Ｌを０．２以上１．０以下の範囲内とすることで、表面割れ個数密度が著しく低下した。この結果から、ｄ／Ｌを０．２以上１．０以下の範囲内とすることで、鋳造方向の周期的な熱流束分布周期が凝固不均一に対し適正となり、これにより、スラブ鋳片の表面割れ割れが抑制できたものと考えられる。一方、ｄ／Ｌが１．０を超えると、鋳造方向に隣接している鍍金部２０が一部重なってしまい、鋳造方向の周期的な熱流束分布がうまく生成せず、凝固不均一抑制の効果が小さくなる。また、ｄ／Ｌが０．２未満になると、鋳造方向の熱流束周期が大きくなりすぎ、緩冷却領域において凝固遅れが大きくなり、かえってスラブ鋳片の表面割れを増大させる。したがって、鍍金部２０の円相当径ｄと鍍金部２０の鋳造方向周期Ｌとの比ｄ／Ｌは下記（４）式を満たす必要がある。

０．２≦ｄ／Ｌ≦１．０・・・（４）
上記（４）式において、ｄは円相当径（ｍｍ）であり、Ｌは鋳造方向周期（ｍｍ）である。

鍍金部２０は、連続鋳造用鋳型１００の鋳型長辺冷却板１０と鋳型短辺冷却板１２の双方に設けることが好ましい。しかしながら、鋳片短辺長さに対して鋳片長辺長さの比が大きいスラブ鋳片を鋳造する場合には、鍍金部２０を鋳型長辺冷却板１０のみに設置しても、十分に凝固シェルの表面割れを抑制でき、連続鋳造されるスラブ鋳片の表面割れ個数を低減できる。また、鍍金部２０における頂点部分は、円弧などの滑らかな曲線であることが好ましい。鍍金部２０の頂点部分の形状が鋭いと、その部分でのモールドパウダーや凝固シェルが拘束され、鍍金部２０の先端の欠けにつながる恐れがある。

次に、スラブ鋳片の生産性について説明する。スラブ鋳片の生産性を向上させるには、鋳片引き抜き速度を増加させる必要がある。しかしながら、凝固シェルが薄い状態で鋳型から引き抜かれると、凝固シェルの強度が不足しブレークアウトが発生する懸念が高まる。このため、鋳片引き抜き速度を増加させるには、鋳型長辺冷却板１０の冷却強化が必要になる。冷却強化のためには、メニスカス部分に相当する鋳型長辺冷却板１０の外壁面に鋳造方向に沿って設けられる複数のスリット溝２２に突起２４を設置することが好ましい。複数のスリット溝２２に突起２４を設置することでスリット溝２２の伝熱面積が広がるので、鋳型長辺冷却板１０での冷却を強化できる。なお、メニスカス部分に相当するとは、メニスカス位置から、鋳型下方に向かってδ－γの包晶反応（δ＋Ｌ→δ＋γ）が生じる温度（１４９４℃）に対応した位置までを意味する。また、突起２４の形状と大きさは、スリット溝２２の形状を特定するために必要な解像度（ピクセル／ｍ）と同等の解像度で突起２４を描いた際、当該突起２４によって冷却水の主流に縮流が生じるような形状、大きさであればよい。具体的に、突起２４の幅方向の大きさは、スリット溝２２の幅の１／３以上、スリット溝２２の幅以下の大きさにすることが好ましい。また、突起２４の高さは、スリット溝２２の底面から１ｍｍ以上、スリット溝２２の溝深さの１／２以下の高さとすることが好ましい。

さらに、図５に示した突起２４の設置周期Ｆが鍍金部２０の鋳造方向周期Ｌ以下になるように突起２４をスリット溝２２に設け、当該スリット溝２２を流れる冷却水を高臨界レイノルズ数以上にし、冷却水を乱流化させることがより好ましい。ここで、高臨界レイノルズ数とは、水流が層流から乱流に遷移するときのレイノルズ数をいう。これにより、熱伝達率が高められ、鋳型長辺冷却板１０での冷却をさらに強化できる。このようにして、鋳型長辺冷却板１０での冷却を強化できれば、ブレークアウトを発生させることなく鋳片引き抜き速度を増加させることができ、スラブ鋳片の生産性向上が実現できる。

中炭素鋼（Ｃ：０．０８～０．１７質量％、Ｓｉ：０．１０～０．３０質量％、Ｍｎ：０．５０～１．２０質量％、Ｐ：０．０１０～０．０３０質量％、Ｓ：０．００５～０．０１５質量％、Ａｌ：０．０２０～０．０４０質量％）を、鋳型長辺冷却板の内壁面に鍍金部を設けた連続鋳造用鋳型を用いて、スラブ鋳片を連続鋳造した実施例を説明する。スラブ鋳片を連続鋳造する際に、鋳型内壁面に形成した鍍金部の形状や周期、鋳片引き抜き速度Ｖｃなどを変更した各条件でスラブ鋳片を連続鋳造し、鋳造後のスラブ鋳片の表面割れを調査した。

鋳型長辺冷却板の上端から下端までの長さは９００ｍｍであり、鋳型長辺冷却板の上端から８０ｍｍ下方の位置から、上端から３００ｍｍ下方の位置までの範囲の内壁面に、図２～５に示した鍍金部を設けた鋳型長辺冷却板を有する連続鋳造用鋳型を準備し、当該連続鋳造用鋳型を用いて鋼の連続鋳造を行った。

実施例では、モールドパウダーとして、塩基度（質量％ＣａＯ／質量％ＳｉＯ_２）が１．１であり、凝固温度が１２１０°Ｃであり、１３００°Ｃでの粘性率が１．５Ｐｏｉｓｅのモールドパウダーを使用した。また、タンディッシュ内の溶鋼過熱度は２５～３５℃とした。鋳型内のメニスカス位置（湯面位置）は、定常鋳込み状態で鋳型上端から１００ｍｍとし、鍍金部の設置範囲がメニスカスよりも上方に２０ｍｍからメニスカスから下方に２×Ｖｃ／６０×１０００までの範囲を含むようにメニスカスの位置を制御した。

また、連続鋳造用鋳型の冷却能力を向上させるために、鋳型稼働面の施工は同一とし、鋳型外壁面にあるスリット溝に複数の突起を設け、スリット溝を流れる冷却水を高臨界レイノルズ数以上にして乱流化できる連続鋳造用鋳型も準備し、鋼の連続鋳造を行った。連続鋳造用鋳型の冷却能力の評価は、総抜熱量Ｑにより評価した。総抜熱量Ｑは下記（６）式を用いて算出した。

Ｑ＝冷却水の比熱×冷却水流量×（冷却水出側温度－冷却水入り側温度）・・・（６）
上記（６）式において、Ｑは総抜熱量（ＭＷ／ｍ^２）である。

実施例の鋳造条件及び評価結果を下記表１に示す。

Ｎｏ．１～５は図４に示した鍍金部の表面厚さｔを変更してスラブ鋳片を鋳造した鋳造例である。Ｎｏ．６、７は鋳片引き抜き速度Ｖｃを増加させ、突起設置の効果を確認した鋳造例である。Ｎｏ．７では、突起の設置周期Ｆを鍍金部の鋳造方向周期Ｌ以下とし、スリット溝を流れる冷却水を乱流化させている。これにより、凝固シェルから鋳型冷却水への熱流束が増大し、Ｎｏ．６よりも総抜熱量Ｑを増大させることができた。

Ｎｏ．８～１２は鍍金部の円相当径ｄを変更してスラブ鋳片を鋳造した鋳造例である。Ｎｏ．８では円相当径ｄが小さいために、熱流束の変動が小さくなり、凝固シェルの割れ抑制効果が発現しなかった。このため、Ｎｏ．８では、スラブ鋳片の表面割れが発生し、割れ個数密度が高くなった。Ｎｏ．１１、１２では円相当径ｄが大きく、鋳造方向周期も長いため、凝固遅れ部が発達してしまった。これにより、Ｎｏ．１１、１２では凝固シェルの割れが増大し、スラブ鋳片にも表面割れが発生し、割れ個数密度が高くなった。一方、Ｎｏ．９、１０は、本発明の範囲内となる発明例であり、これら鋳造例では、表面割れ個数密度の低いスラブ鋳片が鋳造できた。

１０ 鋳型長辺冷却板
１２ 鋳型短辺冷却板
２０ 鍍金部
２２ スリット溝
２４ 突起
１００ 連続鋳造用鋳型

Claims (4)

1. 連続鋳造において、鋳型内に注入された溶鋼を冷却し、凝固させる鋳型冷却板を有する連続鋳造用鋳型であって、
   メニスカスよりも２０ｍｍ以上上方の位置から、前記メニスカスよりも下記（１）式で算出される長さ以上下方の位置までの前記鋳型冷却板の内壁面には、前記内壁面から突出する鍍金部が、前記鋳型冷却板の内壁面の幅方向及び鋳造方向に空間周期的に設けられ、
   前記鍍金部の平均厚みとなる仮想平面が、前記鍍金部の表面と交差して生じる仮想切断面の円相当径、幅方向周期及び鋳造方向周期は下記（２）～（４）式を満たす、連続鋳造用鋳型。
   Ｒ＝２×Ｖｃ／６０×１０００・・・（１）
   １．０≦ｄ≦１０・・・（２）
   ０．２≦ｄ／Ｗ≦１．０・・・（３）
   ０．２≦ｄ／Ｌ≦１．０・・・（４）
   上記（１）～（４）式において、Ｒは長さ（ｍｍ）であり、Ｖｃは鋳片引き抜き速度（ｍ／ｍｉｎ）であり、ｄは前記円相当径（ｍｍ）であり、Ｗは前記幅方向周期（ｍｍ）であり、Ｌは前記鋳造方向周期（ｍｍ）である。
2. 前記鋳型冷却板の外壁面には複数のスリット溝が鋳造方向に沿って設けられ、
   前記スリット溝のメニスカス部分に相当する領域に突起が設けられる、請求項１に記載の連続鋳造用鋳型。
3. 前記突起は、前記鋳造方向周期以下の周期で設けられる、請求項２に記載の連続鋳造用鋳型。
4. 請求項１から請求項３の何れか一項に記載の連続鋳造用鋳型の製造方法であって、
   鍍金手段及び溶射手段の少なくとも一方の手段で前記鍍金部を前記鋳型冷却板の内壁面に設ける、連続鋳造用鋳型の製造方法。