WO2007125871A1

WO2007125871A1 - 高アルミニウム鋼の連続鋳造方法及びモールドパウダー

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Publication number: WO2007125871A1
Application number: PCT/JP2007/058751
Authority: WO
Inventors: Takashi Miyake; Hitoshi Nakata; Tsuyoshi Mimura; Tomoaki Omoto; Yukimasa Iwamoto
Original assignee: Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority date: 2006-04-25
Filing date: 2007-04-23
Publication date: 2007-11-08
Also published as: GB2450855A; US20110094703A1; US8146649B2; GB2450855B; GB0821413D0; KR20080108312A; KR101057950B1

Abstract

　本発明は、Ａｌ含有量が０．１％以上であるような高Ａｌ鋼を連続鋳造によって製造する場合でも、凹みや鋳片の割れの発生を防止して、表面品質に優れた鋳片を製造できる連続鋳造方法を提供する。所定の化学成分を有する高Ａｌ溶鋼を、モールドパウダーを用いて連続鋳造するに際して、モールドパウダーとして、Ｔ－ＣａＯ：３５～５５％、ＳｉＯ2：１０～３０％、Ａｌ2Ｏ3：４．０％以下（０％を含まない）、ＭｇＯ：０．２～１．０％、Ｌｉ2Ｏ：７～１３％、Ｆ：７～１３％、Ｃ：１０．５～１４％、および不可避不純物からなり、1.6≦［Ｔ－ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≦5、および0.2≦［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］≦1.1を満たすものと用いると共に、鋳型内の湯面レベル変動速度、鋳型幅方向への溶鋼の吐出角度、振幅のストローク、および所定の関係式で定められるネガティブストリップ時間ｔＮ等の条件を制御しつつ操業する。

Description

明細書

高アルミニウム鋼の連続铸造方法及びモールドパウダー

技術分野

[0001] 本発明は、溶存アルミニウム (A1)量が 0. 1質量％以上である溶鋼から連続铸造法によって高 A1鋼を製造する方法に関するものであり、特に表面品質が良好な铸片を製造するための連続铸造方法に関するものである。

背景技術

[0002] 鋼の連続铸造では、モールドパウダー（mold powder)力铸型内の溶鋼表面上に添加される。これは、溶鋼力ゝらの熱で滓ィ匕溶融し、溶融スラグ層を形成し、順次铸型と凝固シェルとの隙間に流入して、消費される。モールドパウダーは、主に CaOと Si Oとからなり、さらに溶融スラグの粘度や凝固温度を調整するために Al O、 MgO、

2 2 3

Na 0、 Fや Li Oなど、またスラグの溶融速度を調整するために Cなどが加えられてい

2 2

る。このモールドパウダーの主な役割としては、（A)铸型および凝固シェル間の潤滑性を確保すること、および (B)凝固シェルから铸型への抜熱速度を抑えて緩冷却させることなどが挙げられる。

[0003] まず上記 (A)で挙げた铸型および凝固シェル間の潤滑性を確保するためには、铸型および凝固シェルの隙間にモールドパウダー力も得られる溶融スラグが適正量流入するように、その粘度及び凝固温度を適正に設定することが重要である。一般的に高速铸造となるほど、溶融スラグの流入量を確保するため、低粘度のものが使用される。

[0004] また上記 (B)の緩冷却は、得られる铸片の表面品質に直結するため重要である。

亜包晶鋼のように铸片表面割れの発生しやす、鋼種では、特に緩冷却が必要とされる。緩冷却のためには、モールドパウダー力も得られるスラグフィルム（slag film)中、特にその铸型側表面に結晶を晶出させることが有効である。スラグフィルムの铸型側表面に結晶が晶出すると、フィルムと铸型との間に凹凸が形成され、この凹凸に含まれる空気層が断熱層として作用するからである。この結晶として、カスピダイン (cuspid ine; 3CaO - 2SiO 'CaF )力一般的に利用されている。 [0005] しかし溶存 Al量が 0. 1%以上であるような溶鋼力連続铸造法によって铸片を製造する際には、（A)の潤滑性の確保、および (B)の緩冷却が困難となる。なぜなら、このような高 A1鋼の連続铸造では、下記の反応式（7)：

4Al+3SiO → 2A1 0 +3Si

2 3 … (7)

2

で表される化学反応により、 SiOが消費されるからである。そのため溶融スラグ中に

2

おける塩基度 [CaO]Z[SiO ]が上昇して、凝固温度が著しく上昇する。そして铸型

2

壁面にスラグベアと呼ばれる硬い焼結物ができ、溶融スラグの流入が阻害される。その結果、潤滑性が損なわれて、凝固シェルと铸型とが焼き付き、ブレークアウトが発生してしまう。

[0006] また上記式（7)の反応により、溶融スラグが組成変動を受けるため、カスピダインを安定して生成させることが困難になる。このように高 A1鋼の連続铸造では、上記式（7 )の反応による組成変動が生ずるために、表面品質に優れた铸片を、安定して製造することが難しい。

[0007] そこで特許文献 1は、高 A1鋼の連続铸造でも表面品質に優れた铸片を製造するため、殊にスラグベアの生成を抑制するため、低塩基度で、且つ高粘度で結晶が晶出しにく!/、組成および物性を有するモールドパウダーを提案して、る（特許請求の範囲、段落 [0004]および [0007] )。

[0008] また特許文献 2は、カスピダインとは異なる複合結晶を生じさせて緩冷却を達成するため、周期律表 IA族に属する元素の酸ィ匕物を 2種類以上含有するモールドバウダ一を開示している（特許請求の範囲および段落 [0013])。尚、特許文献 2の発明では、想定する複合結晶として、 LiCa FSiOや NaCa FSiOなどを開示しているが、

2 4 2 4

実施例で用いられている周期律表 IA族に属する元素の酸ィ匕物の中では、 Na O量

2 が最も多いことから、メインの複合結晶として NaCa FSiOを想定していると考えられ

2 4

る（段落 [0020]および [0030])。また特許文献 2の発明は、モールドパウダーの軟化温度を低減させることが目的であるため、周期律表 IA族に属する元素の酸ィ匕物を 2種類以上含有することを特徴としてヽる (段落 [0024] )。

[0009] 特許文献 3は、高アルミニウム鋼の連続铸造において、 A1と SiOとの反応 [上記式 (

2

7) ]により Al O含有率が増加する際に、凝固温度および粘度が増加して、ブレークアウトの発生および铸片の表面品質の悪ィ匕を防止するために、 CaO、 SiO 、 Li 0、

2 2

F、 Na 0、 K Oおよび Al O含有率が所定の式を満たし、溶融層が凝固したフィルム

2 2 2 3

中に、カスビダインの結晶が晶出するような組成を有するモールドパウダーを提案して、る（特許請求の範囲、段落 [0011]および [0017] )。

[0010] し力しながら、高 A1鋼でも特に包晶反応ある、は δ Z Ύ変態量が多、ような組成域の鋼では、上記のようなモールドパウダーを用いても、得られる铸片の表面に変態収縮に伴うデイブレツシヨン（depression;凹凸）や割れが発生しやす!/、と、う問題がある。こうした鋼種は亜包晶鋼と呼ばれており、一般的には Fe— Cあるいは Fe— Fe C

2 3 二元系平衡状態図に基づき、 C含有量 [C]によってその化学成分組成範囲が決定される。その範囲は概ね C : 0. 09〜0. 18%であるとされている。

[0011] ところが、合金鋼の場合には、添加元素の影響により状態図そのものが変化し、 δ 相の最大固溶 C濃度、包晶点ともに移動するので、 C含有量のみで亜包晶鋼の組成範囲を一律に規定できないという事情がある。こうしたことから、高 A1鋼でも特に包晶反応あるいは δ / γ変態量が多いような組成については、 Si, Mn, Al, Ni, Crおよび Mo等の合金元素の影響を考慮し、平衡熱力学計算に基づいて下記式（1)〜（3) のように規定することが知られている（非特許文献 1)。尚、これらの式の対象となる亜包晶鋼は、 Si, Mn, Al, Ni, Crおよび Moの基本成分の含有量は、夫々 4. 0%以下（0%を含まない）であることを想定したものであり、 A1の含有量は 0. 1〜3. 0%である。

fl -0.10≤[C]≤f2 + 0.05

fl = 0.0828[Si] -0.0195 [Mn] + 0.07398 [Al] 0.04614[Ni] +0.02447 [Cr] +0.01851 [Mo] +0.090 - -- (2)

f2 = 0.2187[Si] -0.03291 [Mn] +0.2017[A1] -0.06715 [Ni] +0.04776 [Cr] +0.04601 [Mo] +0.173 · '· (3)

〔式中、 [Si] , [Mn] , [Al] , [Ni] , [Cr]および [Mo]は、夫々 Si, Mn, Ni, Crおよび Moの含有量 (質量％)を示す。〕

特許文献 1：特開 2003— 53496号公報 (特許請求の範囲、段落 [0004]および [00 07]) 特許文献 2 :特開平 10— 216907号公報 (特許請求の範囲、段落 [0013]、 [0020] 、 [0024]および [0030])

特許文献 3：特開 2002— 346708号公報 (特許請求の範囲、段落 [0011]および [0 017])

非特許文献 1 :「凝固」— 373 (1985) 日本学術振興会製鋼第 19委員会第 3分科会凝固現象協議会 10670

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0012] 上記式（1)〜（3)で規定される亜包晶鋼のように、铸片表面割れの発生しやすい鋼種では、割れを抑制するために、抜熱速度を低下させて、緩冷却することが重要である。そのため従来では、一般的に、モールドパウダー力得られるスラグフィルム中にカスピダイン（3CaO ' 2SiO 'CaF

2 2 )を晶出させて、その铸型表面に凹凸（空気による断熱層）を形成させることにより、緩冷却を達成していた。し力ゝし高 A1鋼の場合は、組成変動のために、カスピダインを安定して生成させることが困難である。

[0013] また、上記のような鋼種を表面品質を良好に維持しつつ製造するには、適切なモ一ルドパウダーを用いることも重要であるが、連続铸造における条件も適切に制御する必要がある。しかしながら、 A1含有量が 0. 1%以上である高 A1鋼を連続铸造する場合における最適な铸造条件につ、て、確立されて、るとは、えな、のが実情である。

[0014] 本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、 A1含有量が 0. 1%以上であるような高 A1鋼を連続铸造によって製造する場合でも、凹みや铸片の割れの発生を防止して、表面品質に優れた铸片を製造できる連続铸造方法及びモールドパウダーを提供することにある。

課題を解決するための手段

[0015] 本発明の第 1の局面における連続铸造方法は、 A1含有量が 0. 1〜3. 0% (質量％の意味、以下同じ）であると共に、 Si, Mn, Ni, Crおよび Moを夫々 4. 0%以下（0% を含まな!/、)含み、且つ C含有量 [C]が下記式 ( 1)〜 (3)式の関係を満たす溶鋼を、モールドパウダーを用いて連続铸造するに際して、 fl-0.10≤[C]≤f2 + 0.05 …ひ)

fl = 0.0828[Si] -0.0195[Mn] + 0.07398 [Al] 0.04614[Ni] +0.02447

[Cr] +0.01851 [Mo] +0.090 …

f2 = 0.2187[Si] -0.03291 [Mn] +0.2017[A1] 0.06715 [Ni] +0.04776

[Cr] +0.04601 [Mo] +0.173 … )

〔式中、 [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr]および [Mo]は、夫々 Si, Mn, Ni, Crおよび Moの含有量 (質量％)を示す。〕

前記モールドパウダーとして、 T— CaO:35〜55%、 SiO： 10

2 〜30%、 Al O :4.

2 3

0%以下（0%を含まない）、 MgO:0.2〜1.0%、LiO:7

2 〜13%、F:7〜13%、C:

10.5〜14%、および不可避不純物からなり、下記式 (4)および（5)を満たすと共に 1.6≤ [T-CaO]/[SiO ]≤5 ---(4)

2

0.2≤[Li 0]/[SiO ]≤1.1 ---(5)

2 2

〔式中、 [T—CaO]、 [SiO ]および [Li O]は、夫々 T—CaO、 SiOおよび Li Oのモ

2 2 2 2 一ルドパウダー中の含有量 (質量％)を表す。〕

铸型内の湯面レベル変動速度を 14mmZ秒以下とし、铸型幅方向に溶鋼を吐出させると共に、その吐出角度が水平に対して下向き 0° 以上、 55° 以下の浸漬ノズルを用い、更に振幅のストロークを 2mm超、 8mm以下とし、且つ下記式（6)で定められるネガティブストリップ時間 (negative strip time)tNが 0.28秒以下となるような铸型振動を付与しつつ操業する点に要旨を有するものである。

ίΝ=(1/π ·ί)οο8^_1(νο/π -f-s) ·'·(6)

〔ここで、 f:铸型振動数 (Hz)、 s:铸型振動時の铸型の上止点と下止点間の距離（ mm)、 Vc：铸片引き抜き速度 (mmZ秒)を夫々示す〕

[0016] 上記本発明方法においては、 300〜 1200ガウスの磁束密度で铸型内電磁攪拌を行、つつ操業することが好まし、。

[0017] (786記載分）

本発明の第 2の局面におけるモールドパウダーは、

T CaO:35〜55% (質量％の意味、以下同じ）、 SiO : 10〜30%、

2

AI O :4. 0%以下（0%を含まない）、

2 3

MgO : 0. 2〜1. 0%、

Li 0 : 7〜13%、

2

F: 7〜13%、

C : 10. 5〜14%、

および不可避不純物からなり、

下記式 (4)および（5) :

1.6≤ [T-CaO]/[SiO ]≤5 … （4)

2

0.2≤[Li 0]/[SiO ]≤1.1 … (5)

2 2

〔式中、 [T— CaO]、 [SiO ]および [Li O]は、それぞれ、 T— CaO、 SiOおよび Li

2 2 2 2 oのモールドパウダー中の含有量（質量⁰ /₀)を表す。〕

を満たすことを特徴とする、溶存 A1量が 0. 1%以上である鋼を連続铸造するためのモールドパウダーである。

発明の効果

[0018] 本発明の第 1の局面の製造方法によれば、モールドパウダーの組成を適切にすると共に、連続铸造条件を適切に制御することによって、铸片表面の凹みや割れが防止されて表面品質に優れた高 A1鋼を製造することができた。

[0019] (786記載分）

本発明の第 2の局面のモールドパウダーを連続铸造に用いると、铸片表面の凹みや割れが防止されて表面品質に優れた高アルミニウム鋼を製造することができる。発明を実施するための最良の形態

[0020] 本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、モールドパウダーの組成を適切にすると共に、連続铸造条件を適切に制御することによって

、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。まず、本発明で用

V、るモールドパウダーにつ、て説明する。

[0021] 従来提案されているモールドパウダーでは、高 A1鋼に適用したときには、組成変動のために、カスピダインを安定して生成させることが困難である。そこで本発明者らは、スラグフィルム中に、カスビダインに代わる結晶を晶出させることを検討した。

[0022] しかし緩冷却のために、ダイカルシウムシリケート（dicalcium silicate; 2CaO · SiO )

2

、メイエナイト（_mayenite； 12CaO - 7A1 0 )およびゲーレナイト (gehlenite; 3CaO · 2S

2 3

ίθ ·Α1 O )のような結晶を晶出させると、铸型銅板温度変動が大きくなる問題がある

2 2 3

上に、铸片の凹みや割れの防止には有効ではない。これらは、粗大な結晶として、スラグフィルム中で不均一に晶出するため、铸型側の表面に不均一な凹凸（空気層）を形成し、その結果、抜熱速度にバラツキが生ずる。そうすると凝固シェルの厚みが不均一になるため、変態収縮で、铸片表面に凹みや割れが発生すると考えられる。

[0023] そこで鋭意検討した結果、カスビダインの代わりに、 LiAlOをスラグフィルム中に晶

2

出させることで、铸片の凹凸や割れを、有効に防止できることを見出した。 LiAlOを

2 晶出させることにより、铸片の凹凸や割れを防止できる正確なメカニズムは不明である力次のように推定できる。

[0024] LiAlOは、スラグフィルムの铸型表面に、微細な結晶として均一に晶出するため、

2

均一な空気層が形成される。その結果、均一な抜熱が達成され、铸型銅板温度の変動が小さぐまた緩冷却により、割れが防止されることに加えて、均一な厚みの凝固シエルが形成されることにより、変態収縮による铸片の凹みや割れも抑制されると考えられる。但し、本発明はこのような推定メカニズムに限定されない。

[0025] 本発明で用いるモールドパウダーでは、モールドパウダーからの SiOと溶鋼からの

2

A1とが反応して形成される Al Oに、モールドパウダーからの Li Oを反応させて、 Li

2 3 2

AIOを晶出させることを意図している。即ち、このモールドパウダーは、高 A1鋼の連

2

続铸造で、組成変動の原因となる上記式（7)の SiOと Alとの反応を利用して、 LiAl

2

Oを晶出させるものである。そしてこの、モールドパウダーは、 LiAlOを晶出させるた

2 2

めに、各成分量、殊に T CaO、 SiOおよび Li O量、並びにこれらの質量比 [Li O]

2 2 2

/[SiO ]および塩基度 [T CaO]Z[SiO ]が、適正範囲に調整されている必要が

2 2

ある。

[0026] また、溶融スラグ (モールドパウダー）の凝固温度を適正範囲に調整して、潤滑性を確保するという観点から、各成分組成が適正範囲に調整されていることも、本発明で用いるモールドパウダーの特徴である。以下、本発明のモールドパウダー中の各成分量、塩基度 [T—CaO]Z[SiO ]および質量比 [Li 0]/[SiO ]を、それぞれ説明

2 2 2

する。

[0027] [T CaO : 35〜55%]

本発明で用いるモールドパウダーにおいて、「T— CaO」とは、モールドパウダー中に含まれる全ての Caを、 CaOに換算した際の CaO量 (質量％)を表す。モールドパウダ一中の T—CaO量は、 35%以上、好ましくは 38%以上、より好ましくは 40%以上であり、 55%以下、好ましくは 50%以下、より好ましくは 48%以下である。 T-Ca O量が 35%未満であると、相対的に SiOが増加し、その結果、式（7)の反応により A

2

1 O量が増加し、 LiAlOが晶出しやすい組成範囲力外れて、 LiAlOが晶出しにく

2 3 2 2

くなる。またゲーレナイト（3Ca02SiO ·Α1 Ο )も生成しやすくなる。逆に T— CaO

2 2 3

量が 55%を超えても、相対的に Li Oおよび SiO量が低下し、その結果、式（7)の反

2 2

応により Al O量が低下して、充分な量の LiAlOが確保できなくなる。また溶融スラ

2 3 2

グの凝固温度が高くなりすぎる。

[0028] [SiO : 10〜30%]

2

SiO量は、 10%以上、好ましくは 15%以上であり、 30%以下、好ましくは 28%以

2

下、より好ましくは 25%以下である。ガラス形成元素である SiO量が 10%未満である

2

と、結晶が発達しやすいため、粗大な結晶が形成されて、スラグフィルムの铸型表面側に不均一な凹凸が形成される。また凝固温度も上昇し、潤滑性が損なわれて、スラグベアが生成しやすくなる。逆に SiO量が 30%を超えると、 LiAlOよりも、ゲーレナ

2 2

イト（3CaO' 2SiO ·Α1 Ο )やダイカルシウムシリケート（2CaO . SiO )が多く晶出す

2 2 3 2

る。

[0029] [AI O :4. 0%以下（0%を含まない）]

2 3

溶融スラグの凝固温度および粘度の上昇を防止するため、 Al O量は、 4. 0%以

2 3

下、好ましくは 3%以下、より好ましくは 2%以下である。但し Al Oは、モールドパウダ

2 3

一製造において不可避不純物として混入されるため、この量を 0%にすることは工業的に困難である。

[0030] [MgO : 0. 2〜1. 0%]

MgO量は、 0. 2%以上、好ましくは 0. 3%以上、より好ましくは 0. 4%以上であり、 1. 0%以下、好ましくは 0. 9%以下、より好ましくは 0. 8%以下である。 MgOは、スラグフィルム中で結晶が晶出するための核として作用する。そのため MgO量が 1. 0% を超えると、核が多くなりすぎて、結晶の晶出を適切に制御できなくなり、殊にモールドパウダー組成によっては、ダイカルシウムシリケート（2CaO ' SiO )やメイエナイト（1

2

2CaO - 7Al O )が優先的に晶出する場合がある。一方、 MgO量が 0. 2%未満であ

2 3

ると、結晶の核が少なすぎるため、低温の平衡温度に達するまでは結晶が充分に晶出せず、殊に溶鋼が高温である铸型メニスカス直下では、緩冷却が行いにくい。また平衡温度に達すると、粗大な結晶が一度に晶出するため、抜熱速度にバラツキが生じる。

[0031] [Li O : 7〜13%]

2

Li O量は、 7%以上、好ましくは 7. 5%以上、より好ましくは 8. 0%以上であり、 13

2

%以下、好ましくは 12%以下、より好ましくは 11%以下である。 Li O量が 7%未満で

2

あると、充分な量の LiAlOを晶出させることが難しぐまた溶融スラグの凝固温度およ

2

び粘度が上昇して、潤滑性が確保できない場合がある。逆に Li O量が 13%を超え

2

ても、 LiAlOが晶出する最適範囲力外れて、その晶出量が低下し、緩冷却が達成

2

されない場合がある。さらに溶融パウダーの粘度が大きく低下して、溶融スラグが局所的に過剰流入したり、脈動が生じて、連続铸造の安定操業に悪影響を及ぼすことがある。

[0032] [F : 7〜13%]

F量は、 7%以上、好ましくは 7. 5%以上、より好ましくは 8. 0%以上であり、 13% 以下、好ましくは 12%以下、より好ましくは 11%以下である。 F量が 7%未満であると、溶融スラグの粘度が上昇し、潤滑性を確保できなくなる場合がある。一方、 Fは、 Li AlOの晶出を抑制する作用を有し、殊に F量が 13%を超えると、 LiAlOの晶出量が

2 2 急激に低減する。

[0033] [C : 10. 5〜14%]

この C量は、モールドパウダー中に含まれる全ての C量を表す。即ち、この C量は、モールドパウダーの原料として添加されるような、単体の炭素量 (遊離 C量）と、例えば Li O原料として添加される Li CO等の化合物中の炭素量との合計を表す。モールドパウダー中の C量は、 10. 5%以上、好ましくは 11. 0%以上、より好ましくは 11. 5%以上であり、 14%以下、好ましくは 13. 5%以下、より好ましくは 13%以下である。 C量が 10. 5%未満であると、モールドパウダーの溶融速度が大きくなりすぎて、流入過多となり、不均一流入が生ずる。その結果、铸片の縦割れが発生しやすくなる。逆に C量が 14%を超えると、溶融速度が小さくなりすぎて、充分なスラグフィルムの厚みが確保できなくなる。その結果、工業生産上で不可避的に発生する铸型内の湯面変動の際に、スラグフィルムの膜切れを起こし、焼付きや、溶鋼が直接铸型に接することによる急冷のために、铸片の表面品質が劣化する。

[0034] 本発明で用いるモールドパウダーは、上記成分および不可避不純物力もなる。尚、一般的なモールドパウダーには、粘度、凝固温度を低減させるために、 Na Oや K O

2 2 が添加されている力本発明のモールドパウダーは、これらを含有しないことも特徴とする。なぜなら本発明が予定する高アルミニウム鋼の連続铸造では、下記の反応式（ 8)および（9)：

2Al+3Na O → Al O +6Na … （8)

2 2 3

2A1+3K O → 2A1 0 +6K … (9)

2 2 3

で示される化学反応が起こるため、 Na O

2 や K O

2 が消費されて、これらの作用が充分に発揮されず、想定する以上の Al Oが生成して、溶融スラグの凝固温度などに悪

2 3

影響を及ぼす力もである。また Na Oが存在すると、 Na— Al— O結晶が不均一に晶

2

出して、スラグフィルムの凹凸（空気層）にバラツキが生ずることがある。

[0035] [1. 6≤[T-CaO]/[SiO ]≤5]

2

塩基度 [T— CaO]Z[SiO ]は、 1. 6以上、好ましくは 1. 8以上、より好ましくは 2.

2

0以上であり、 5以下、好ましくは 4以下、より好ましくは 3以下である。塩基度が 1. 6未満であると、相対的に SiO量が増加し、 LiAlOが晶出しやすい組成範囲力外れて

2 2

、 LiAlOが晶出しにくくなる。またゲーレナイト（3CaO' 2SiO ·Α1 Ο )も生成しやす

2 2 2 3 くなる。逆に塩基度が 5を超えても、相対的に SiO量が減少し、それに伴い Al O量

2 2 3 および LiAlO量が減少する。またにガラス形成成分である SiO量が減少することで

2 2

、メイエナイト（12CaO ' 7Al O )が過度に発達してしまう。さらに凝固温度が高くなつ

2 3

て潤滑性に悪影響を及ぼし得る。 [0036] [0. 2≤ [Li 0],[SiO ]≤ 1. 1]

2 2

質量比 [Li 0]/[SiO ]は、 0. 2以上、好ましくは 0. 3以上、より好ましくは 0. 4以

2 2

上であり、 1. 1以下、好ましくは 1. 0以下、より好ましくは 0. 9以下である。 [Li O

2 ]Z[

SiO ]が 0. 2未満であると、 Li O量が不充分となるため、 LiAlOが充分に生成され

2 2 2

なくなる。逆に [Li 0]/[SiO ]が 1. 1を超えても、 LiAlO晶出のための最適範囲か

2 2 2

ら外れるために、 LiAlOが晶出しにくくなる。

2

[0037] 本発明のモールドパウダー（溶融スラグ）の凝固温度は、好ましくは 950〜1200°C 、より好ましくは 1000〜1150°Cである。凝固温度が 950°C未満であると、結晶が晶出しに《なり、緩冷却の効果を充分に発揮させることができないおそれがある。一方、凝固温度が 1200°Cを超えると、スラグベアが生成し、スラグベアによる不均一流入のために、ブレークアウトゃ铸片表面の割れが生ずる場合がある。

[0038] 連続铸造する鋼の A1含有量 (溶鋼中の A1含有量）は、上記モールドパウダーの効果を充分に発揮させるために、 0. 1%以上、好ましくは 0. 3%以上、より好ましくは 0 . 5%以上であり、 2. 5%以下、好ましくは 2. 0%以下、より好ましくは 1. 7%以下である。ここで鋼の溶存 A1量とは、連続铸造に用いる溶鋼中に溶けている A1の量を表し、この量には、 Al Oなどとして析出している（即ち溶存していない) A1量は含まれな

2 3

い。

[0039] また、本発明方法で対象とする亜包晶鋼では、 Si, Mn, Al, Ni, Crおよび Moの基本成分の含有量は、夫々 4. 0%以下 (0%を含まない）であることを想定したものであり、上記式（1)〜（3)を満足するものである。上記成分の他は、実質的に鉄からなるものであるが、 S, P, Cu等の不可避不純物も含有し得る他、少量の許容成分 (例えば、 0. 2%以下の Ti, Nb等)も含み得る。

[0040] 本発明において、上記目的を達成するためには、連続铸造条件も適切に制御する必要がある力次にこれらの条件について説明する。

[0041] [铸型内の湯面レベル変動速度： 14mmZ秒以下]

铸型内の湯面レベル変動速度は、モールドパウダー溶融プールの安定を維持するために適切な範囲に制御する必要がある。この変動速度が 14mmZ秒を超えると、モールドパウダー溶融プールが切れて溶鋼が铸型銅板に直接接触し、铸型抜熱速度が不均一となる。その結果、铸型熱電対温度変動が大きくなつてデイブレツシヨンや割れ等が発生しやすくなる。尚、この変動速度は、好ましくは lOmmZ秒以下とするのが良い。また、铸型内の湯面レベル変動速度を上記の範囲に制御するには、铸造条件に応じて、ノズル詰まり防止用 Arガス流量を最適化し、浸漬ノズルの吐出孔形状を最適化すれば良い。

[0042] [铸型幅方向に溶鋼を吐出させると共に、その吐出角度が水平に対して下向き 0° 以上、 55° 以下の浸漬ノズルを用いる]

铸型内で使用する浸漬ノズルは、その溶鋼吐出方向が铸型の幅方向である必要がある。溶鋼吐出方向が厚み方向であると、铸型広面側凝固シェルの特定部位に溶鋼吐出流が当り、該当部位の抜熱状況が他の部位と異なり、変態収縮の大きい該鋼種ではデイブレツシヨンや割れの起点となり易、。このときの浸漬ノズルの吐出角度（吐出方向角度）は水平方向に対して下向き 0° 以上、 55° 以下とするのが良い。浸漬ノズルの吐出角度が 0° 未満 (即ち、上向き）となると、吐出溶鋼が溶融モールドバウダ一と溶鋼浴面の界面に直接向力うため、界面が高温かつ攪拌される状態となり、溶鋼中の溶存 A1とモールドパウダー中の SiOとの間で起こる前記式（7)の反応が激し

2

く進行し、適切なモールドパウダー組成に制御できない。また、浸漬ノズルの吐出角度が水平方向下向き 55° 以上になると、高温の溶鋼吐出流が铸型下方に向力う流れが中心となり、铸型内溶鋼浴面温度が低下し過ぎることなる。こうした場合には、比較的凝固温度の高い本モールドパウダーにおいてはスラグベアが発生し、モールドパウダーの流入不均一を起こし、縦割れを発生させることがある。

[0043] [振幅のストローク： 2mm超、 8mm以下、下記式（6)で定められるネガティブストリツプ時間 tN : 0. 28秒以下]

連続铸造を行う場合には、铸型を振動しながら铸片を下方に引き抜くのが一般的であるが、この铸型振動条件としては、铸型の上死点と下死点間の距離で定められる振幅のストロークを 2mm超、 8mm以下の範囲に制御した上で、下記式（6)で定められるネガティブストリップ時間 tNが 0. 28秒以下となるような铸型振動を付与しつつする必要がある。

ー(6) 〔ここで、 f :铸型振動数 (Hz)、 s :铸型振動時の铸型の上止点と下止点間の距離（ mm)、 Vc：铸片引き抜き速度 (mmZ秒)を夫々示す〕

[0044] 上記ストロークが 2mm以下になると、モールドパウダーの流入量が極端に減少し、铸型ー铸片間の焼き付き頻度が増加し、ブレイクアウトの危険性が増加するため安定铸造が実現し難くなる。また、ストロークが 8mmを超えると、ォッシレーシヨンマークの間隔が広くなり、铸造初期の収縮応力が分散されず、ォッシレーシヨンマーク部に集中し、デイブレツシヨンを引き起こすことになる。

[0045] 上記式（6)で定められるネガティブストリップ時間 tNは、振幅も考慮に入れたォッシレーシヨンマーク深さを示す指標として知られているものであり（例えば、「第 3版鉄鋼便覧 Π 製鉄'製鋼」（日本鉄鋼協会編）、 p638)、この値が小さいほどォッシレーシヨンマーク深さは小さくなるとされているものである（例えば、「鉄と鋼」， 67 (1981) , pi 190)。また、通常の鋼材を連続铸造するときには、上記ネガティブストリップ時間 tNは 0. 35秒程度以下に設定されることになる。本発明者らが検討したとことによれば、本発明で対象とする高 A1鋼を連続铸造するには、上記式 (6)で定められるネガティブストリップ時間 tNを 0. 28秒以下に制御する必要がある。即ち、このネガティブストリップ時間 tNが 0. 28秒よりも大きな値となると、铸型の下向きの運動エネルギ一がパウダーにより伝達され、メニスカスのパウダーに圧力が発することに起因してォッシレーシヨンマークの深さが大きくなり、ォッシレーシヨンマークの谷間部に凝固、変態に伴う変形応力が集中し、横割れが発生することになる。尚、ネガティブストリップ時間 tNの好ましい上限は 0. 25秒である。

[0046] 本発明方法における基本的な铸造条件は上記の通りである力必要によって铸型内電磁攪拌を行なうことも有効である。電磁攪拌を行うことによって、铸型内の溶鋼流動が均一化され、凝固シェルへ衝突する溶鋼温度が均一化されるため、铸片の幅方向への入熱量が均一化され、均一な凝固シェルが得られ、デイブレツシヨン'縦割れが防止できることになる。こうした効果発揮させるためには、電磁攪拌を行なうときの磁束密度が 300ガウス (gauss)以上とすることが好ましぐより好ましくは 500ガウス以上である。但し、磁束密度が大きくなり過ぎると、溶鋼湯面の溶鋼流速が速くなり過ぎて、上記式 (6)で示した反応が激しく進行し、適切なモールドパウダー組成に制御できなレ、ことがあるので、 1200ガウス以下とすることが好ま U 、。

実施例

[0047] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

[0048] [実施例 1]

垂直曲げ型連続铸造機を用いて、 1ヒート 240トンの溶鋼を铸造した。この実施例では、下記表 1に示す各種化学成分組成の溶鋼 (鋼種)を用いると共に、下記表 2に示した組成のモールドパウダーを用いた。このとき、連続铸造におけるモールドサイズは 240 X 1230mmであり、铸造速度は 1. 4mZ分である。

[0049] [表 1]

[0050] [表 2]

[0051] 潤滑性の指針として、モールドパウダー (溶融スラグ)の凝固温度を算出した。凝固温度 (°C)は、溶融スラグの粘度 7?および温度 Tから算出した。具体的には振動片法により、昇温しながら溶融スラグの粘度 7?を連続的に測定し、粘度 7?の対数 log ηを

Υ軸に、粘度の測定温度 Τの逆数 1ZTを横軸にとったグラフを作成し、このグラフの変曲点に対応する温度 Τを凝固温度として求めた。

[0052] 緩冷却の指針として、铸型熱流束 (MWZm²)を算出した。铸型熱流束は、铸型冷却水の流量と入口出口の温度差とから、铸型での総抜熱量を求め、これを、铸型銅板と铸片との接触面積で割ることにより算出した。熱流束値が 1. 5MWZm²以上のものを「強冷却」、 1. 5MWZm²未満のものを「緩冷却」と判定した。

[0053] 連続铸造の安定操業の指針として、铸型銅板に埋設した熱電対を用いて、一定速度で铸造した一定区間における温度変動 (°C)を測定した。尚、連続铸造では、温度変動が 15°Cを超えると、铸造速度の減速措置、それでも変動が収まらない場合は铸造停止措置を行う場合がある。

[0054] 铸片の表面品質の指針として、凹みおよび割れを評価した。铸片表面の凹みは、定常状態で铸造できた部位のスラブを 1ヒートから 2枚任意に抜き取りし、スラブ広面の表裏面を目視検査して、凹みが認められた部位について凹み深さを測定し、深さ力^ mm以上の凹みがあるものを、「凹み有り」と評価した。铸片表面の割れは、铸片の広面の表面および裏面を目視観察し、長さ 100mm以上の割れが 1つでも存在するものを、「割れ有り」と評価した。

[0055] これらの結果を、連続铸造条件 (铸型内湯面レベル変動速度、浸漬ノズル吐出角度、電磁攪拌磁束密度、铸型振動ストローク、ネガティブストリップ時間 tN)と共に、下記表 3に示す。

[0056] [表 3]

[0057] これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの (試験 No . 1〜10)では、緩冷却、或は铸型熱電対温度変動の安定化が実現でき、凹みや割れの無い表面品質に優れた铸片を製造することができる。これに対して、本発明で規定する要件を欠くモールドパウダーを用いたもの (試験 No. 11〜23)では、緩冷却ができなかったり、 LiAlO以外の結晶が多く晶出したり、潤滑性に難があつたりした

2

結果、铸片に凹みや割れが発生していることが分かる。

[0058] 具体的には、試験 No. 11のものでは、モールドパウダー中の C含有量が過剰となつており、溶融が不十分なため、スラグフィルムが十分に形成されない部分が急冷となり、縦割れが発生した。試験 No. 12のものでは、モールドパウダー中の MgO含有量が少なくなつており、粗大な結晶が晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の凹みや割れが発生した。

[0059] 試験 No. 13のものでは、モールドパウダー中の MgO含有量が多くなつており、メイェナイト等が優先的に晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の凹みや割れが発生した。試験 No. 14, 15のものでは、モールドパウダー中の SiO含有量が

2 少なくなつており、スラブベアが多量に発生し、铸片の凹みや割れが発生した。

[0060] 試験 No. 16のものでは、モールドパウダー中の Li O含有量が多くなつており、そ

2

の結果 [Li O/SiO ]の大きくなつており、粘度低下により過剰流入が起こり、流入が

2 2

脈動する結果となり、铸型熱電対温度変動が大きくなつている。また、適正な潤滑性が確保されずに、铸片の凹みや割れが発生した。

[0061] 試験 No. 17のものでは、モールドパウダー中の Li O含有量が少なくなつており、そ

2

の結果 [Li O/SiO ]の小さくなつており、粘度，凝固温度が高ぐ十分な消費原単

2 2

位が確保できず、潤滑性が確保できないこと、またメイエナイト、ダイカルシウムシリケートが多く晶出し、抜熱速度にバラツキが生じたため、凹みや割れが発生した。

[0062] 試験 No. 18のものでは、モールドパウダー中の F含有量が少なくなつており、粘度が上昇し十分な潤滑性が確保できないため、凹みや割れが発生した。試験 No. 19 のものでは、モールドパウダー中の F含有量が多くなつており、 LiAlO量が極端に少

2

なくなったことで緩冷却が達成されず、凹みや割れが発生した。

[0063] 試験 No. 20のものでは、塩基度 [T— CaO]Z[SiO ]が低くなつており、粗大なゲ一レナイトが多量に晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の割れが発生した。試験 No. 21のものでは、モールドパウダー中の Li O含有量が少なくなつており、

2

凝固温度が高くなりすぎて適正な潤滑性が確保できず、铸片に割れが発生した。

[0064] 試験 No. 22のものでは、モールドパウダー中の Li O含有量が多くなつており、抜

2

熱速度にバラツキが生じ、铸片の割れが発生した。試験 No. 23のものでは、塩基度 [T-CaO]/[SiO ]が低くなつており、粗大なゲーレナイトが多量に晶出したため、

2

抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の割れが発生した。また、 Na Oも存在するため、 N

2

a— A1— O結晶が不均一に晶出し、これも抜熱速度にバラツキに影響を及ぼしたものと考えられる。更に、ゲーレナイトが大量に生成し結晶が不安定となって、緩冷却が達成されていない。

[0065] [実施例 2]

前記表 1に示した各種化学成分組成の溶鋼 (鋼種)を用いると共に、下記表 4に示した組成のモールドパウダーを用いる以外は、実施例 1と同様にして表 1記載の鋼を铸造した。このとき、連続铸造条件 (铸型内湯面レベル変動速度、浸漬ノズル吐出角度、電磁攪拌磁束密度、铸型振動ストローク、ネガティブストリップ時間 tN)を下記表 5のように制御した。

[0066] [表 4]

[S挲] [Z900]

TS.8S0/.00Zdf/X3d YZ IL^ZllLmi OAV

[0068] これらについて、実施例 1と同様にして、潤滑性 (凝固温度）、緩冷却 (铸型熱流束) 、安定操業 (温度変動)、铸片の表面品質 (凹みおよび割れ)等について評価した。その結果を、上記表 5に併記する。

[0069] これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの (試験 No . 24, 25, 28, 30-34, 36〜39)では、緩冷却、或は铸型熱電対温度変動の安定化が実現でき、凹みや割れの無!、表面品質に優れた铸片を製造することができる。これに対して、本発明で規定する铸造条件を外れるもの（試験 No. 26, 27, 29, 35 , 40〜42)では、凹みや割れが発生していることが分かる。

[0070] 具体的には、試験 No. 26, 27のものでは、铸型内湯面レベル変動速度が大きくなつており、抜熱速度が不均一となり、その結果、铸型熱電対温度変動が大きくなつて凹みや割れが発生している。試験 No. 29のものでは、浸漬ノズル吐出角度が— 5° となっており、抜熱速度が不均一となり、その結果、铸型熱電対温度変動が大きくなつて凹みや割れが発生して、る。

[0071] 試験 No. 35のものでは、本発明の好ましい要件である電磁攪拌磁束密度が大きくなっており、抜熱速度が不均一となり、その結果、铸型熱電対温度変動が大きくなつて凹みや割れが発生して、る。

[0072] 試験 No. 40のものでは、铸型振幅ストロークが 2mmとなっており、流入不足で割れが発生している。試験 No. 41, 42のものでは、ォッシレーシヨンマーク（oscillation mark)間隔が大きいので、ォッシレーシヨンマークに沿った凹み、割れが発生している

[実施例 3] (786記載分）

[0073] 垂直曲げ型連続铸造機を用いて、 1ヒート 240トンの溶鋼から、 Cr— Mo添加鋼を铸造した。この実施例では、以下の表 6に示す組成のモールドパウダーと、 C量が 0. 18%、 Si量が 0. 04%、 Mn量が 2. 1%、 Cr、 Mo、 Niおよび P量が 1%以下、溶存 A 1量が 1. 6%であり、残部が Feおよび不可避不純物力もなる溶鋼とを用いた。連続铸造におけるモールドサイズは 240 X 1230mmであり、铸造速度は 1. 4mZ分である

[0074] [表 6] Na₂0

T-CaO Si0₂ Al₂0₃ MgO Li₂0 F C T-CaO Li_zO

No. + ₂0

(%) (%) ( ) (%) (%) (%) ( ) /Si0₂ /Si0₂

( )

1 47.4 20.6 3.1 0.7 9.2 8.5 10.5 0 2.3 0.4

2 46.4 24.7 1.1 0.8 9.3 7.0 10.7 0 1.9 0.4

3 41.6 24.9 0.5 0.7 8.3 13.0 11.0 0 1.7 0.3

4 46.8 29.2 0.3 0.2 7.0 7.0 10.5 0 1.6 0.2

5 54.1 10.8 20 0.7 11.9 10.0 10.5 0 5.0 1.1

6 50.9 14.5 2.0 0.3 12.4 9.2 10.7 0 3.5 0.9

7 48.4 19.2 3.0 0.9 9.1 8.4 11.0 0 2.5 0.5

8 42.8 25.2 1.0 0.5 9.5 7.5 13.5 0 1.7 0.4

9 39.0 24.4 4.0 0.7 8.1 13.0 10.8 0 1.6 0.3

10 41.0 27.0 3.0 0.8 10.8 10.5 11.2 0 1.8 0.3

11 46.8 25.0 1.0 0.1 9.4 7.0 10.7 0 1.9 0.4

12 40.3 24.2 2.3 1.2 8.1 13.0 11.0 0 1.7 0.3

13 52.1 9.3 4.0 0.7 10.5 11.0 13.7 0 5.6 1.1

14 52.6 10.5 2.0 0.7 13.7 10.0 10.5 0 5.0 1.3

15 58.9 16.8 2.0 0.7 1.7 9.2 10.7 0 3.5 0.1

16 48.3 19.2 6.0 0.7 9.0 5.8 11.0 0 2.5 0.5

1フ 38.9 22.9 1.5 0.7 8.6 14.0 13.5 0 1.7 0.4

18 38.4 27.4 0.5 0.7 9,1 13.0 10.8 0 1.4 0.3

19 64.4 10.6 3.6 0.7 2.5 7.0 11 2 0 6.1 0.2

20 40.9 25.6 4.2 0.7 13.7 13.0 7.1 0 1.6 0.3

21 44.6 19.4 3.2 0.7 8.7 8.5 15.0 0 2.3 0.4

22 47.0 28.0 2.6 4.8 6.2 6.5 6.8 0 1.7 0.2

23 29.8 36.2 3.2 0.7 10.5 10.5 7.0 2.2 0.8 0.3

[0075] モールドパウダーから得られるスラグフィルム中に存在する LiAlO カスビダイン（3 CaO-2SiO 'CaF )、ダイカルシウムシリケート（2CaO'SiO )、メイエナイト（12Ca

2 2 2

0-7A10 )およびゲーレナイト（3CaO'2SiO ·Α1 Ο )の量を調べるために、铸造終

2 3 2 2 3

了後に铸型内からスラグフィルムを採取し、 X線回折 (Cu管球 40kV、 200mA)で、それぞれの結晶の X線回折強度を測定した。これらの X線回折強度の大小を、表 7に示す。

[0076] [表 7] カスピインタィカルシウム

メイエナイトケ'一レナイト

(3CaO シリケート

No. LiAI0₂ (1 2CaO (2CaO - Si0₂

■Si0₂ (2CaO

■7AI₂0₃) ■Al₂0₃)

■CaF₂) ■Si0₂)

1 大無無中無

2 大無中小無

3 大無小無小

4 中無小小無

5 大無無無無

6 大無小小無

7 大無中中小

8 大無中小無

9 大無小小無

1 0 大中無無小

1 1 小無大大小

1 2 小中中大中

1 3 小無大中小

14 小無中大無

1 5 無無中大無

1 6 小無中大小

1 7 小中大中無

1 8 小中無無大

1 9 無無中大無

20 小中小無大

21 小無小大小

22 小小無中大

23 小小無無大

潤滑性の指針として、モールドパウダー (溶融スラグ)の凝固温度および消費量を算出した。凝固温度 (°C)は、溶融スラグの粘度 r?および温度 Tから算出した。具体的には振動片法により、昇温しながら溶融スラグの粘度 r?を連続的に測定し、粘度 7?の対数 log ηを縦軸に、粘度の測定温度 Τの逆数 1ZTを横軸にとったグラフを作成し、このグラフの変曲点に対応する温度 Τを凝固温度として求めた。消費量 (kgZm²)は、長さ 10mの铸片が铸造される毎に铸型内に添加したモールドパウダー量を測定し、その添加量を铸造された铸片の表面積で割ることにより求めた。これらの結果を表 8に示す。なお表 8に示す消費量の値は、铸造の最トップおよび最ボトム部の铸造速度低下部分を除、た値の平均値である。

[0078] 緩冷却の指針として、铸型熱流束 (MWZm²)を算出した。铸型熱流束は、铸型冷却水の流量と入口出口の温度差とから、铸型での総抜熱量を求め、これを、铸型銅板と铸片との接触面積で割ることにより算出した。熱流束値が 1. 5MWZm²以上のものを「強冷却」、 1. 5MWZm²未満のものを「緩冷却」と判定した。この結果を表 8 に示す。

[0079] 連続铸造の安定操業の指針として、铸型銅板に埋設した熱電対を用いて、一定速度で铸造した一定区間における温度変動 (°C)を測定した。この結果を表 8に示す。なお連続铸造では、温度変動が 15°Cを超えると、铸造速度の減速措置、それでも変動が収まらない場合は铸造停止措置を行う場合がある。

[0080] 铸片の表面品質の指針として、凹みおよび割れを評価した。铸片表面の凹みは、定常状態で铸造できた部位のスラブを 1ヒートから 2枚任意に抜き取りし、スラブ広面の表裏面を目視検査して、凹みが認められた部位について凹み深さを測定し、深さ力^ mm以上の凹みがあるものを、「凹み有り」と評価した。铸片表面の割れは、铸片の広面の表面および裏面を目視観察し、長さ 100mm以上の割れが 1つでも存在するものを、「割れ有り」と評価した。これらの結果を表 8に示す。

[0081] [表 8]

凝固

消費量

No. 皿度変動凹み割れ

(kg/m²)

(。c) (°C)

1 1055 0.35 μ

1.23 、Α 5 無無

2 1050 0.31 1.31 、

7 無無

3 1110 0.32 1.39 根 ί 11 無無

4 1120 0.25 1.45 "Π 13 無無

5 1105 0.33 1.41 、Α

根," π 6 無無

6 1040 0.35 1,49 瓶 /"Π 10 無無

7 1065 0.30 1.26 緩/" Π 6 無無

ョ Μ

8 1040 0.31 1 i -A

.41 、 '

瓶 , _ 11 無無

9 1080 0.29 1,31 9 無無

10 1005 0.33 μ

1.3 、A S 無無

11 1060 0.36 1.41 據 "Π 16 有有

12 1070 0.32 1.41 棵, "Π 22 有有

13 1205 0.41 μ、

1.32 18 有有

isg、Α

14 1185 0.42 1.49 t /"π 24 有有

15 i

1305 0.19 1.3 、Α

9 ins / 28 有有

16 1055 0.3フ 1.42 25 有有

17 i -A

1075 0.37 1.38 職 ,"Π 22 有有

18 1055 0.16 1.39 、 16 有有

19 1320 0.19 1.41 根 31 無有

20 930 0.43 1.65 強冷 13 無有

21 1070 0.21 1.46 緩冷 15 無有

22 1095 0.22 1.48 27 有有

23 925 0.14 1.71 強冷 36 無有

[0082] 表 6〜8の結果力示されるように、本発明の要件を満たすモールドパウダー No. 1 〜10は、そのスラグフィルム中にカスビダインが形成されなくとも、緩冷却を実現でき、凹みや割れの無い表面品質に優れた铸片を製造することができる。この緩冷却は、スラグフィルム中の LiAlOにより達成されると考えられる。またモールドパウダー No

2

. 1〜10は、その凝固温度が適正範囲内にあり、適正な潤滑性を有していることが分かる。またこれらを用いた連続铸造では、温度変動が少な安定に操業することができる。

[0083] これらに対して、本発明の要件を満たさないモールドパウダー No. 11〜23を用いた連続铸造では、以下に記載する理由により、凹みや割れの有る铸片しか得られなかった。

No. 11は、 MgO量が少なぐ粗大な結晶が晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の凹みや割れが発生した。

No. 12は、 MgO量が多ぐメイエナイトなどが優先的に晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の凹みや割れが発生した。

[0084] No. 13は、 SiO量が少ないため、スラグベアが多量に生成し、铸片の凹みや割れ

2

が発生した。

No. 14は、 Li O量および Li O/SiOが大きいため、溶融スラグの粘度が低下した

2 2 2

と考えられる。そのため過剰流入および脈動が生じ、温度変動が大きくなつた。また適正な潤滑性が確保されずに、铸片の凹みや割れが発生した。

No. 15は、 Li O量および Li O/SiO力、さいため、溶融スラグの凝固温度およ

2 2 2

び粘度が高くなつて適正な潤滑性が確保されず、またメイエナイトやダイカルシウムシリケートが多く晶出して抜熱速度にバラツキが生じたために、铸片の凹みや割れが発生した。

[0085] No. 16は、 F量が少なぐ溶融スラグの粘度が上昇して、適正な潤滑性が確保できず、铸片の凹みや割れが発生した。

No. 17は、 F量が多くて、 LiAlOが充分に晶出されず、抜熱速度にバラツキが生

2

じ、铸片の凹みや割れが発生した。

No. 18は、塩基度 [T— CaO]Z[SiO ]が低ぐ粗大なゲーレナイトが多く生じた

2

ため、抜熱速度にバラツキが生じ、铸片の凹みや割れが発生した。

[0086] No. 19は、 Li O量が少ないため、凝固温度が高くなりすぎて、適正な潤滑性が確

2

保できず、铸片の割れが発生した。

No. 20は、 Li Oが多すぎるため、充分な量の LiAlOが晶出されず、抜熱速度に

2 2

ノラツキが生じて、铸片の割れが発生した。

[0087] No. 21は、 C量が多くて溶融速度が不充分であるため、スラグフィルムが充分に形成されない部分が生じ、その部分が急冷されて、割れが発生した。

No. 22は、 C量が少なくて溶融速度が増大したため、流入過多および不均一流入が生じ、铸片の凹みや割れが発生した。 No. 23は、塩基度 [T— CaO]Z[SiO ]が低ぐ粗大なゲーレナイトが多く生じた

2

ため、抜熱速度のバラツキが生じ、铸片の割れが発生した。また Na Oも存在するた

2

め、 Na— Al— O結晶が不均一に晶出し、これも抜熱速度のバラツキに悪影響を及ぼしたと考えられる。

Claims

請求の範囲

A1含有量が 0.1〜3.0% (質量％の意味、以下同じ)であると共に、 Si, Mn, Ni, Crおよび Moを夫々 4.0%以下（0%を含まない）含み、且つ C含有量 [C]が下記式 (1)〜（3)式の関係を満たす溶鋼を、モールドパウダーを用いて連続铸造するに際して、

fl-0.10≤[C]≤f2 + 0.05

fl = 0.0828[Si]— 0.0195[Mn] + 0.07398 [Al]— 0.04614[Ni] +0.02447

[Cr] +0.01851 [Mo] +0.090 ---(2)

f2 = 0.2187[Si] -0.03291 [Mn] +0.2017[A1] -0.06715 [Ni] +0.04776

[Cr] +0.04601 [Mo] +0.173 … )

前記モールドパウダーとして、 T— CaO:35〜55%、 SiO： 10〜30%、 Al O :4.

2 2 3

0%以下（0%を含まない）、 MgO:0.2〜1.0%、LiO:7〜13%、F:7〜13%、C:

2

0.2≤[Li 0]/[SiO ]≤1.1 ---(5)

2 2

2 2 2 2 一ルドパウダー中の含有量 (質量％)を表す。〕

铸型内の湯面レベル変動速度を 14mmZ秒以下とし、铸型幅方向に溶鋼を吐出させると共に、その吐出角度が水平に対して下向き 0° 以上、 55° 以下の浸漬ノズルを用い、更に振幅のストロークを 2mm超、 8mm以下とし、且つ下記式（6)で定められるネガティブストリップ時間 tNが 0.28秒以下となるような铸型振動を付与しつつ操業することを特徴とする高 A1鋼の連続铸造方法。

ー(6)

〔ここで、 f:铸型振動数 (Hz)、 s:铸型振動時の铸型の上止点と下止点間の距離 ( mm)、 Vc：铸片引き抜き速度 (mmZ秒)を夫々示す〕 [2] 300〜 1200ガウスの磁束密度で铸型内電磁攪拌を行、つつ操業する請求項 1に記載の連続铸造方法。

[3] 鋼の連続铸造に用いられるモールドパウダーであって、

T CaO:35〜55% (質量％の意味、以下同じ）、

SiO :10〜30%、

2

AIO :4.0%以下（0%を含まない）、

2 3

MgO:0.2〜1.0%、

Li 0:7〜13%、

2

F:7〜13%、

C:10.5〜14%、

および不可避不純物からなり、

下記式 (4)および（5):

1.6≤ [T-CaO]/[SiO ]≤5 ---(4)

2

0.2≤[Li 0]/[SiO ]≤1.1 ---(5)

2 2

〔式中、 [T—CaO]、 [SiO ]および [Li O]は、それぞれ、 T—CaO、 SiOおよび Li

を満たすことを特徴とする、溶存 A1量が 0.1%以上である鋼を連続铸造するためのモーノレドパウダー。