CN107148322B

CN107148322B - 连续铸造用铸模及钢的连续铸造方法

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Publication number: CN107148322B
Application number: CN201580057993.9A
Authority: CN
Inventors: 古米孝平; 岩田直道; 荒牧则亲; 三木祐司
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2014-10-28
Filing date: 2015-10-23
Publication date: 2019-09-03
Anticipated expiration: 2035-10-23
Also published as: RU2017114537A3; CN107148322A; RU2017114537A; RU2677560C2; JP6256627B2; TW201615303A; US11331716B2; WO2016067578A1; TWI599416B; KR20170057406A; US20170361372A1; EP3213838B1; BR112017008615B1; EP3213838A4; EP3213838A1; JPWO2016067578A1; KR101941506B1; BR112017008615A2

Abstract

本发明提供一种连续铸造用铸模，其能够防止凝固壳厚度的不均匀所引起的铸片表面裂纹，该凝固壳厚度的不均匀由伴随着包晶反应的中碳钢中的从δ铁向γ铁的相变所引起。该连续铸造用铸模具备铜制或铜合金制的铸模铜板，至少在从弯月面到距离弯月面20mm以上的下方的位置的铸模铜板(1)的内壁面，分别独立地具有直径2～20mm的多个异种金属填充部(3)，该异种金属填充部(3)是将热传导率相对于铸模铜板的热传导率为80％以下或125％以上的金属填充在设置于上述内壁面的圆形凹槽而形成的，铸模铜板的维氏硬度HVc与所填充的金属的维氏硬度HVm的比满足下述(1)式，并且铸模铜板的热膨胀系数αc与所填充的金属的热膨胀系数αm的比满足下述(2)式。0.3≤HVc/HVm≤2.3··(1)，0.7≤αc/αm≤3.5··(2)。

Description

连续铸造用铸模及钢的连续铸造方法

技术领域

本发明涉及能够防止铸模内的凝固壳的不均匀冷却所引起的铸片表面裂纹而进行连续铸造的连续铸造用铸模、以及使用该铸模的钢的连续铸造方法。

背景技术

钢的连续铸造中，注入至铸模内的钢水由水冷式铸模冷却，在与铸模的接触面将钢水凝固而生成凝固层(称为“凝固壳”)。以该凝固壳为外壳且以内部为未凝固层的铸片一边被设置于铸模的下游侧的水喷雾、气水喷雾冷却一边被连续地抽出至铸模下方。铸片是通过利用水喷雾、气水喷雾的冷却凝固至厚度的中心部为止，其后，利用气割机等进行切割而制造规定长度的铸片。

若铸模内的冷却变得不均匀，则凝固壳的厚度在铸片的铸造方向和铸片宽度方向变得不均匀。在凝固壳上，凝固壳的收缩、变形所引起的应力发挥作用。在凝固初期，该应力集中于凝固壳的薄壁部，由于该应力而在凝固壳的表面产生裂纹。该裂纹通过由其后的热应力、连续铸造机的辊所致的弯曲应力和矫正应力等外力而扩大，成为大的表面裂纹。存在于铸片的表面裂纹在接下来的工序的轧制工序中成为钢制品的表面缺陷。因此，为了防止钢制品的表面缺陷的产生，需要对铸片的表面进行火焰清理或磨削而在铸片阶段除去该表面裂纹。

铸模内的不均匀凝固特别容易发生在含碳量为0.08～0.17质量％的钢中。含碳量为0.08～0.17质量％的钢中，在凝固时发生包晶反应。认为铸模内的不均匀凝固是起因于由该包晶反应引起的从δ铁(铁素体)向γ铁(奥氏体)的相变时的体积收缩所致的相变应力。即，通过该相变应力所引起的应变而凝固壳变形，由于该变形，凝固壳从铸模内壁面脱离。从铸模内壁面脱离的部位的由铸模所致的冷却下降，在从该铸模内壁面脱离的部位(将从该铸模内壁面脱离的部位称为“凹陷”)的凝固壳厚度变薄。认为由于凝固壳厚度变薄，上述应力在该部分集中，产生表面裂纹。

尤其是在铸片抽出速度增加的情况下，不仅从凝固壳向铸模冷却水的平均热通量增加(凝固壳被急速冷却)，而且热通量的分布变得不规则且不均匀，因此存在铸片表面裂纹的产生增加的趋势。具体而言，铸片厚度为200mm以上的钢坯连续铸造机中，若铸片抽出速度为1.5m/min以上，则容易产生表面裂纹。

以往，以防止伴随着上述包晶反应的钢种(称为“中碳钢”)的铸片表面裂纹为目的，尝试使用容易结晶化的组成的保护渣(例如参照专利文献1)。这是因为，在容易结晶化的组成的保护渣中，保护渣层的热阻增大，凝固壳缓慢冷却。因为通过缓慢冷却使作用于凝固壳的应力下降，表面裂纹变少。然而，只有由保护渣所致的缓慢冷却效果无法得到充分的不均匀凝固的改善，在伴随着相变的体积收缩量大的钢种中，无法防止表面裂纹的产生。

此外，也提出了使保护渣流入至设置于铸模内壁面的凹部(纵槽、格子槽、圆孔)，给予规则的传热分布而减少不均匀凝固量的方法(例如参照专利文献2)。然而，该方法中，在保护渣向凹部的流入不充分时，存在如下问题：钢水侵入凹部而产生限制性漏钢(ブレークアウト)，或者填充于凹部的保护渣在铸造中剥离，钢水侵入该部位而产生限制性漏钢。

另一方面，以给予规则的传热分布而减少不均匀凝固为目的，提出了对铸模铜板的内壁面实施槽加工(纵槽、格子槽)，在该槽中填充低热导率材料的方法(例如参照专利文献3和专利文献4)。该方法中，存在如下问题：在填充于纵槽或格子槽的低热导率材料与铸模铜板的边界面、以及格子部的正交部，由低热导率材料与铸模铜板的热应变差所致的应力起作用，而在铸模铜板的表面产生裂纹。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005－297001号公报

专利文献2：日本特开平9－276994号公报

专利文献3：日本特开平2－6037号公报

专利文献4：日本特开平7－284896号公报

发明内容

本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的是提供一种连续铸造用铸模，在连续铸造用铸模的内壁面，分别独立地形成多个埋入热传导率比铸模低或高的与铸模不同种类的金属的部位，由此，能在不会发生由限制性漏钢的产生和铸模表面的裂纹所致的铸模寿命下降的情况下，防止由凝固初期的凝固壳的不均匀冷却所致的表面裂纹，即，防止由凝固壳厚度的不均匀所致的表面裂纹。此外，提供一种使用该连续铸造用铸模的钢的连续铸造方法。

用于解决上述课题的本发明的主旨如下。

[1]一种连续铸造用铸模，具备铜制或铜合金制的铸模铜板，其特征在于，

至少在从弯月面到距离该弯月面20mm以上的下方的位置的区域的上述铸模铜板的内壁面的一部分或整体，分别独立地具有直径2～20mm或等效圆直径2～20mm的多个异种金属填充部，该异种金属填充部是将热传导率相对于上述铸模铜板的热传导率为80％以下或125％以上的金属填充在设置于上述内壁面的圆形凹槽或准圆形凹槽而形成的，

上述铸模铜板的维氏硬度HVc[kgf/mm²]与所填充的金属的维氏硬度HVm[kgf/mm²]的比满足下述(1)式，并且，

上述铸模铜板的热膨胀系数αc[μm/(m×K)]与所填充的金属的热膨胀系数αm[μm/(m×K)]的比满足下述(2)式。

0.3≤HVc/HVm≤2.3···(1)

0.7≤αc/αm≤3.5···(2)

[2]如上述[1]所述的连续铸造用铸模，其特征在于，在上述铸模铜板的内壁面形成有断裂伸长率为8.0％以上的利用电镀方法或喷镀方法得到的被覆层，以该被覆层覆盖上述异种金属填充部。

[3]如上述[2]所述的连续铸造用铸模，其特征在于，上述被覆层由镍或镍－钴合金(钴含量；50质量％以上)形成。

[4]一种钢的连续铸造方法，使用上述[1]～[3]中任一项所述的连续铸造用铸模，其特征在于，对上述铸模注入钢水，以该铸模冷却钢水而使凝固壳形成，将以该凝固壳为外壳且使内部为未凝固钢水的铸片从上述铸模抽出而制造铸片。

[5]如上述[4]所述的钢的连续铸造方法，其特征在于，使上述铸模铜板振动，并且向被注入于上述铸模中的钢水的表面投入保护渣，该保护渣含有CaO、SiO₂、Al₂O₃、Na₂O和Li₂O，由保护渣中的CaO浓度与SiO₂浓度的比(质量％CaO/质量％SiO₂)表示的碱度为1.0～2.0，且Na₂O浓度和Li₂O浓度的和为5.0质量％～10.0质量％。

[6]如上述[5]所述的钢的连续铸造方法，其特征在于，以上述铸模的总排热量Q为0.5MW/m²～2.5MW/m²的方式冷却上述铸模。

根据本发明，将多个异种金属填充部设置在包含弯月面位置的弯月面附近的连续铸造用铸模铜板的宽度方向和铸造方向，因此在弯月面附近的铸模宽度方向和铸造方向的连续铸造用铸模的热阻规则地且周期性地增减。由此，弯月面附近，即，从凝固初期的凝固壳向连续铸造用铸模的热通量规则地且周期性地增减。通过该热通量规则地且周期性地增减，由从δ铁向γ铁的相变所致的应力、热应力减少，通过这些应力而产生的凝固壳的变形变小。由于凝固壳的变形变小，使凝固壳的变形所引起的不均匀的热通量分布均匀化，且所产生的应力被分散而各个应变量变小。其结果，可防止在凝固壳表面的裂纹的产生。

进而，根据本发明，铸模铜板的维氏硬度HVc与异种金属的维氏硬度HVm的比、以及铸模铜板的热膨胀系数αc与异种金属的热膨胀系数αm的比成为规定的范围，因此可以将由铸模铜板与异种金属填充部的硬度的不同所致的铸模铜板表面的磨损量的差和热膨胀的差所引起的施加于铸模铜板表面的应力减少。因此，铸模铜板的寿命变得更长。

附图说明

图1是对构成本发明的实施方式的一个例子所涉及的连续铸造用铸模的一部分的铸模长边铜板从内壁面侧进行观察的示意图。

图2是图1所示的铸模长边铜板的形成有异种金属填充部的部位的放大图。

图3是将具有异种金属填充部的铸模长边铜板的三处位置的热阻与异种金属填充部的位置对应地进行概念性表示的图。

图4是表示将用于保护铸模铜板表面的镀覆层设置于铸模铜板内壁面的例子的图。

图5是表示异种金属填充部的直径与钢坯铸片的表面裂纹个数密度的关系的图。

图6是表示HVc/HVm与在异种金属和铸模铜板的边界部分的龟裂深度的关系的图。

图7是表示αc/αm与在异种金属和铸模铜板的边界部分的龟裂深度的关系的图。

图8是表示保护渣的碱度与结晶化温度的关系的图。

图9是表示保护渣的Na₂O和Li₂O的浓度的和与铸模总排热量Q的关系的图。

图10是表示铸模总排热量Q与钢坯铸片的表面裂纹个数密度指数的关系的图。

图11是表示被覆层的断裂伸长率与铜板的龟裂个数的关系的图。

图12是表示对实施例中的钢坯铸片的表面裂纹个数密度进行比较的图。

具体实施方式

以下，参照附图对本发明的实施方式的一个例子进行说明。图1是对构成本发明的实施方式的一个例子所涉及的连续铸造用铸模的一部分的铸模长边铜板从内壁面侧进行观察的示意图。图1所示的连续铸造用铸模是用于铸造钢坯铸片的连续铸造用铸模的例子，钢坯铸片用的连续铸造用铸模是将一对铸模长边铜板和一对铸模短边铜板组合而构成的。图1显示其中的铸模长边铜板。

在从距离铸模长边铜板1中的稳定铸造时的弯月面的位置为距离Q(距离Q为零以上的任意的值)的上方的位置、到距离弯月面为距离R(距离R为20mm以上的任意的值)的下方的位置的内壁面的范围，设置有多个圆形凹槽(参照图2中的(B)的符号2)。在该圆形凹槽填充具有比铸模铜板的热传导率低或高的热传导率的金属(以下记为“异种金属”)而形成多个异种金属填充部3。另外，图1中的符号L是铸模下部的未形成异种金属填充部3的范围的铸造方向长度，表示从异种金属填充部3的下端位置到铸模下端位置的距离。

这里，“弯月面”是指“铸模内钢水液面”，虽然在非铸造中其位置尚不明确，但在通常的钢的连续铸造操作中，将弯月面位置设为距离铸模铜板的上端50mm至200mm左右的下方的位置。因此，即使弯月面位置为距离铸模长边铜板1的上端50mm下方的位置，或是距离上端200mm下方的位置，只要将距离Q和距离R以满足以下说明的本发明的条件的方式配置异种金属填充部3即可。

即，若考虑到对凝固壳的初期凝固的影响，则异种金属填充部3的设置区域至少需要设为从弯月面到弯月面的下方20mm的位置的区域，因此，距离R需要设为20mm以上。

连续铸造用铸模的排热量在弯月面位置附近比其它部位高。即，弯月面位置附近的热通量q与其它部位的热通量q相比高。本发明的发明人等所做的实验的结果，虽然也取决于冷却水对铸模的供给量、铸片抽出速度，但在距离弯月面30mm下方的位置，热通量q低于1.5MW/m²，而在距离弯月面20mm下方的位置，热通量q大致为1.5MW/m²以上。

本发明中，在弯月面位置附近的铸模内壁面使热阻变动。由此，可充分地确保异种金属填充部3的热通量的周期性变动的效果，即使在容易产生表面裂纹的高速铸造时或中碳钢的铸造时，也能够充分得到铸片表面裂纹的防止效果。即，若考虑到对初期凝固的影响，则需要至少在热通量q大的距离弯月面20mm下方的位置配置异种金属填充部3。在距离R小于20mm时，铸片表面裂纹的防止效果变得不充分。

另一方面，异种金属填充部3的上端部的位置只要是与弯月面相同的位置或比弯月面位置更上方，就可以是任意位置，因此，距离Q可以是零以上的任意的值。但是，弯月面需要在铸造中存在于异种金属填充部3的设置区域，并且，弯月面在铸造中在上下方向变动，因此为了使异种金属填充部3的上端部总是成为比弯月面更上方的位置，优选将异种金属填充部3设置到距离假定的弯月面位置10mm左右的上方位置，优选为20mm～50mm左右的上方位置。

省略了图示的铸模短边铜板也与铸模长边铜板1同样地在其内壁面侧形成有异种金属填充部3，以下省略对铸模短边铜板的说明。然而，在钢坯铸片中，由于其形状而使在长边面侧的凝固壳容易引起应力集中，在长边面侧容易产生表面裂纹。因此，在钢坯铸片用的连续铸造用铸模的铸模短边铜板不一定要设置异种金属填充部3。此外，图1中，在铸模长边铜板1的内壁面的铸片宽度方向整体设置有异种金属填充部3，但也可以仅在铸片的凝固壳上容易发生应力集中的相当于铸片的宽度方向中央部的部位设置异种金属填充部3。

图2是图1所示的铸模长边铜板的形成有异种金属填充部的部位的放大图，图2中的(A)是从内壁面侧观察的部位的图，图2中的(B)是图2中的(A)的X－X’断面图。异种金属填充部3是在铸模长边铜板1的内壁面侧分别独立地加工而成的直径d为2～20mm的圆形凹槽2的内部，利用镀覆方法、喷镀方法等，填充热传导率相对于铸模铜板的热传导率为80％以下或125％以上的异种金属而形成的。图2中的符号5为冷却水流路，符号6为背板。

应予说明，异种金属填充部3中的异种金属的填充厚度H优选设为0.5mm以上。通过将填充厚度设为0.5mm以上，异种金属填充部3中的热通量的下降变得充分。异种金属填充部彼此的间隔P无需在全部异种金属填充部彼此相同。然而，为了使后述的热阻的变动可靠地呈现周期性，优选全部异种金属填充部彼此的间隔P相同。

图3是将铸模长边铜板1的三处位置中的热阻与异种金属填充部3的位置对应地进行概念性表示的图。通过将填充有热传导率比铸模铜板低的金属的异种金属填充部3，即，热阻比铸模长边铜板1高的异种金属填充部3在包含弯月面位置的弯月面附近的连续铸造用铸模的宽度方向和铸造方向设置多个，从而在弯月面附近的铸模宽度方向和铸造方向的连续铸造用铸模的热阻规则地且周期性地增减。由此，在弯月面附近，即，从凝固初期的凝固壳向连续铸造用铸模的热通量规则地且周期性地增减。通过该热通量规则地且周期性地增减，由于从δ铁向γ铁的相变而产生的应力、热应力减少，通过这些应力而产生的凝固壳的变形变小。由于凝固壳的变形变小，使凝固壳的变形所引起的不均匀的热通量分布均匀化，且所产生的应力被分散而各个应变量变小。其结果，可防止在凝固壳表面的表面裂纹的产生。

本发明中，使用纯铜或铜合金作为铸模铜板。作为用作铸模铜板的铜合金，一般而言，只要使用用作连续铸造用铸模铜板的添加有微量的铬(Cr)、锆(Zr)等的铜合金即可。近年来，为了铸模内的凝固的均匀化或防止钢水中夹杂物在凝固壳中的捕捉，通常设置对铸模内的钢水进行搅拌的电磁搅拌装置。在设置电磁搅拌装置时，为了抑制从电磁线圈向钢水的磁场强度的衰减，使用减少了导电率的铜合金。在这种情况下，热传导率也根据导电率的下降而减少，有时也使用具有纯铜(热传导率；398W/(m×K))的大致1/2的热传导率的铜合金制铸模铜板。一般而言，用作铸模铜板的铜合金与纯铜相比热传导率低。

作为填充于圆形凹槽2的异种金属，需要使用其热传导率相对于铸模铜板的热传导率为80％以下或125％以上的金属。若异种金属的热传导率相对于铸模铜板的热传导率大于80％或小于125％，则由异种金属填充部3所致的热通量的周期性变动的效果不充分，因此在容易产生铸片表面裂纹的高速铸造时、中碳钢的铸造时，铸片表面裂纹的防止效果变得不充分。

作为填充于圆形凹槽2的异种金属，优选为容易进行镀覆、喷镀的镍(Ni，热传导率；约90W/(m·K))、镍合金(热传导率；约40～90W/(m·K))、铬(Cr，热传导率；67W/(m×K))、钴(Co，热传导率；70W/(m×K))等。此外，也可以根据铸模铜板的热传导率将铜合金(热传导率：约100～398W/(m·K))、纯铜用作填充于圆形凹槽2的金属。在使用热传导率低的铜合金作为铸模铜板、使用纯铜作为异种金属时，设置有异种金属填充部3的部位与铸模铜板的部位相比热阻变小。

图1和图2中，异种金属填充部3在铸模长边铜板1的内壁面的形状为圆形，但无需设为圆形。例如只要是如椭圆形的不具有所谓的“角”的接近圆形的形状，就可以是任意形状。以下，将接近圆形的形状称为“准圆形”。在异种金属填充部3的形状为准圆形时，将为了形成异种金属填充部3而在铸模长边铜板1的内壁面进行加工的槽称为“准圆形槽”。准圆形例如是椭圆形、在角部形成有圆弧的长方形等不具有角部的形状，进而，也可以是如花瓣图案的形状。准圆形的大小是以由准圆形的面积求出的等效圆直径进行评价。该准圆形的等效圆直径d由下述(3)式算出。

等效圆直径d＝(4×S/π)^1/2···(3)

其中，在(3)式中，S为异种金属填充部3的面积(mm²)。

如专利文献4那样设置纵槽或格子槽且在该槽中填充异种金属时，会引起如下问题：在异种金属与铜的边界面以及格子部的正交部，由异种金属与铜的热应变差所致的应力会集中，在铸模铜板表面产生裂纹。与此相对，通过如本发明那样将异种金属填充部3的形状设为圆形或准圆形，异种金属与铜的边界面成为曲面状，因此呈现在边界面应力难以集中、在铸模铜板表面难以产生裂纹的优点。

异种金属填充部3的直径d或等效圆直径d需要为2～20mm。通过设为2mm以上，在异种金属填充部3的热通量的下降变得充分，可得到上述效果。此外，通过设为2mm以上，将异种金属利用镀覆方法、喷镀方法填充于圆形凹槽2、准圆形凹槽(未图示)的内部变得容易。另一方面，通过将异种金属填充部3的直径d或等效圆直径d设为20mm以下，可抑制异种金属填充部3中的热通量的下降，即，抑制在异种金属填充部3的凝固延迟而防止应力集中在该位置的凝固壳，防止在凝固壳产生表面裂纹。即，若直径d或等效圆直径d大于20mm，则产生表面裂纹，因此异种金属填充部3的直径d或等效圆直径d需要设为20mm以下。

此外，在形成有异种金属填充部3的铸模铜板内壁面，以防止由凝固壳所致的磨损、热经历产生的铸模表面的裂纹为目的，优选设置由镀覆层、喷镀层形成的被覆层。图4是表示在铸模铜板内壁面设置用于保护铸模铜板表面的镀覆层4的例子的图。镀覆层4以通常使用的镍或镍系合金，例如镍－钴合金(Ni－Co合金，钴含量；50质量％以上)等进行镀覆即可。其中，镀覆层4的厚度h优选设为2.0mm以下。通过将镀覆层4的厚度h设为2.0mm以下，可以减少镀覆层4对热通量造成的影响，可以充分得到异种金属填充部3产生的热通量的周期性变动的效果。在以喷镀层形成被覆层的情况下也按照上述内容进行设置即可。

应予说明，图1中，在铸造方向或铸模宽度方向设置了相同形状的异种金属填充部3，但在本发明中不一定要设置相同形状的异种金属填充部3。此外，若异种金属填充部3的直径或等效圆直径为2～20mm的范围内，则也可以将直径不同的异种金属填充部3设置在铸造方向或铸模宽度方向。在这种情况下也能够防止铸模内的凝固壳的不均匀冷却所引起的铸片表面裂纹。

＜实验1＞

为了对形成于铸模铜板的内壁面的异种金属填充部3的直径d与使用该铸模制造的钢坯铸片的表面裂纹个数密度的关系进行研究而进行了试验。该试验中，使用具有长边的长度2.1m、短边的长度0.25m的内面空间尺寸且在内壁面形成有异种金属填充部3的水冷铜铸模。从水冷铜铸模的上端到下端的长度(＝铸模长)为900mm，试验中，将弯月面设为距离铸模上端80mm的下方的位置，在从距离弯月面30mm的上方到距离弯月面190mm的下方的位置的范围(范围长度；(距离Q+距离R)＝220mm)的铸模内壁面形成异种金属填充部3。

该试验中，使用热传导率λc为119W/(m·K)的铜合金作为铸模铜板，且使用镍合金(热传导率；90W/(m·K))作为异种金属，使用形成有多个填充厚度H为0.5mm的圆形的异种金属填充部3的连续铸造用铸模，进行多次钢的连续铸造。

在各连续铸造试验中，变更圆形凹槽2的直径d，即，异种金属填充部3的直径d，测定所铸造的钢坯铸片的表面裂纹密度。钢坯铸片的表面裂纹的个数根据染色探伤法以目视确认，对产生于铸片表面的纵裂纹的长度进行测定，在长度为1cm以上时视为表面裂纹而进行计数，算出表面裂纹个数密度(个/m²)。

将异种金属填充部3的直径d与钢坯铸片表面裂纹个数密度的关系示于图5。在异种金属填充部3的直径小于2mm和大于20mm的情况下，在钢坯铸片产生大量表面裂纹。推测在异种金属填充部3的直径小于2mm和大于20mm的情况下，由凝固壳相变时的体积收缩所致的相变应力无法分散而引起应力集中，由此，钢坯铸片的表面裂纹个数密度与设置有将直径d设为2～20mm的异种金属填充部3的情况相比变大。

＜实验2＞

异种金属填充部3的膨胀率等物性值与铸模铜板(纯铜或铜合金)的物性值不同，因此异种金属填充部3在与铸模铜板的边界部分容易剥离。由此引起本发明所涉及的连续铸造用铸模的寿命与未形成异种金属填充部3的以往的铸模相比容易变短。因此，本发明的发明人等对异种金属填充部3的物性值进行了深入研究。其结果获得以下结论：铸模的耐久性是与铸模铜板的维氏硬度与异种金属的维氏硬度的比、以及铸模铜板的热膨胀系数与异种金属的热膨胀系数的比相关的。为了确认该结论而进行了试验。

试验是使用比实验1中使用的铸模小的尺寸的铸模，进行300次试验性连续铸造，从而进行铸模的极限确认试验。若进行300次试验性连续铸造，大致的情况下，存在在内壁面的铸模铜板与异种金属的边界部分产生龟裂的趋势。将该试验性的300次连续铸造进行多次。各试验中，通过对构成铸模铜板的金属(纯铜、铜合金)和构成异种金属填充部3的金属进行变更，使用HVc/HVm和αc/αm不同的铸模。对于所产生的龟裂的深度，即，在边界部分产生的铸模的裂纹，利用超声波探伤法测定从铸模表面起算的裂纹的深度。将HVc/HVm与在异种金属与铸模铜板的边界部分的龟裂深度的关系示于图6的图，将αc/αm与上述龟裂深度[mm]的关系示于图7的图。

由图6和图7可知，若HVc/HVm为0.3～2.3、αc/αm为0.7～3.5，则与不是上述范围的情况相比，即使在铸模的内壁面产生龟裂的情况下，也能够极度抑制龟裂深度。

即，本发明中，铸模铜板的维氏硬度与异种金属的维氏硬度的比需要满足下述(1)式。

0.3≤HVc/HVm≤2.3···(1)

其中，(1)式中，HVc表示铸模铜板的维氏硬度(单位；kgf/mm²)，HVm表示异种金属的维氏硬度(单位；kgf/mm²)。维氏硬度Hv可以通过以JIS Z 2244规定的维氏硬度试验进行评价。例如，在采用纯铜作为铸模铜板时，维氏硬度HVc为37.6kgf/mm²，在采用镍作为异种金属时，维氏硬度HVm为65.1kgf/mm²。

此外，本发明中，铸模铜板的热膨胀系数与异种金属的热膨胀系数的比需要满足下述(2)式。

0.7≤αc/αm≤3.5···(2)

其中，(2)式中，αc表示铸模的热膨胀系数(单位；μm/(m×K))，αm表示异种金属的热膨胀系数(单位；μm/(m×K))。热膨胀系数α能够以热机械分析装置(TMA：ThermalMechanical Analysis)进行测定。热膨胀系数αc例如在采用纯铜作为铸模铜板时为16.5μm/(m×K)，在采用镍作为异种金属时，αm为13.4μm/(m×K)。

维氏硬度HV、热膨胀系数α的值可以通过变更金属的组成或变更金属的材料来改变。例如，若采用铬代替镍作为异种金属，则HVm提高，但αm下降。

在满足(1)式和(2)式的连续铸造用铸模中，在钢的连续铸造时在铸模表面，异种金属不易剥离，此外，不易形成龟裂。此外，即使产生龟裂，其龟裂深度也不易变大，铸模的寿命变长。这里，龟裂是指在铸模铜板的内壁面产生的裂纹，该裂纹特别容易产生在内壁面的铸模铜板与异种金属的边界部分。

＜实验3＞

在进行钢的连续铸造时，对连续铸造用铸模注入钢水，使铸模振动，并且，在被注入到铸模中的钢水的表面投入保护渣，一边将铸模冷却一边从铸模抽出凝固壳而制造铸片。以往，以防止伴随着包晶反应的中碳钢的铸片表面裂纹为目的，尝试使用容易结晶化的组成的保护渣。因容易结晶化的组成的保护渣而使保护渣层的热阻增大，促进凝固壳的缓慢冷却。如上所述，在使用起到由异种金属填充部3所致的热通量的周期性变动的效果的连续铸造用铸模时，即使不在保护渣的组成下功夫，也可通过缓慢冷却而降低作用于凝固壳的应力，即使是相变量大的钢种，也可期待能够防止表面裂纹的效果。

然而，在使用上述连续铸造用铸模对中碳钢的铸片进行连续铸造时，以进一步防止铸片表面裂纹为目的，本发明的发明人等对促进在异种金属填充部3的缓慢冷却的保护渣的组成进行了研究。

在通常的铸模中，若使用促进缓慢冷却的保护渣，则有可能由于铸模的排热量的下降而凝固壳的厚度不足。然而，在上述连续铸造用铸模中，弯月面附近的凝固壳的变形变小，因此存在凝固壳与铸模表面的密合性提高、铸模的排热量变大的趋势，因此可以抑制凝固壳的厚度的下降，目前为止无法使用的促进缓慢冷却的保护渣变得能够使用。以下，对这种保护渣组成进行说明。

本发明中，使用含有CaO、SiO₂和Al₂O₃作为主成分的保护渣，将由该保护渣中的CaO浓度与SiO₂浓度的比(质量％CaO/质量％SiO₂)表示的碱度设为1.0～2.0。这里，保护渣的主成分是指CaO、SiO₂和Al₂O₃的浓度的和达到80～90质量％。碱度是用于生成均匀的枪晶石结晶的重要指标，本发明的发明人等对保护渣的碱度与保护渣结晶化的温度(结晶化温度)的关系进行了研究。将该关系示于图8。

由图8可知，在保护渣的碱度为1.0～2.0的范围内，结晶化温度高，可以期待在铸模内有效地发挥由缓慢冷却效果所致的裂纹抑制作用。在碱度小于1.0或大于2.0时，结晶化温度低，可预想由保护渣的结晶化所致的缓慢冷却效果变小。

由上述说明中可知，在碱度为1.0～2.0的范围时，结晶化温度上升，本发明的发明人等对将不会过量地结晶化而抑制过度促进铸模内的缓慢冷却化的成分，即，抑制在铸模出侧的凝固壳厚变得过薄的成分添加于保护渣的情况进行了研究。

其结果发现，若保护渣进一步含有Na₂O和Li₂O且Na₂O浓度和Li₂O浓度的和为5.0质量％～10.0质量％，则可以一边缓慢冷却凝固壳一边增厚铸模内的凝固壳。以下，对发现最佳的保护渣的试验进行说明。

试验中，使用以异种金属填充部3的直径d为20mm的铸模，使用含有CaO、SiO₂和Al₂O₃作为主成分且进一步含有Na₂O和Li₂O的保护渣。其它条件与实验1中使用的条件同样地进行多次钢的连续铸造。试验中，使用碱度恒定为1.5、但Na₂O浓度和Li₂O浓度的和不同的保护渣。为了使保护渣对铸模排热量产生的影响明确化，冷却水向铸模的供给量在所有试验中相同。

根据多次试验结果，对保护渣的Na2O浓度和Li₂O浓度的和对铸模总排热量Q产生的影响进行研究。图9中示出表示保护渣的Na₂O浓度和Li₂O浓度的和与铸模总排热量Q的关系的图。

由图9可知，在Na₂O浓度和Li₂O浓度的和小于5.0质量％时，存在铸模总排热量Q变大的趋势，难以达成铸模内的缓慢冷却。另一方面，在Na₂O浓度和Li₂O浓度的和大于10.0质量％时，会过度促进保护渣的结晶化，过度促进铸模内的缓慢冷却化，在铸模出侧的凝固壳厚变薄，有可能产生漏钢。可知若保护渣中的Na₂O浓度和Li₂O浓度的和为5.0质量％～10.0质量％，则铸模总排热量Q成为中程度的值。即，在与由埋入异种金属所致的壳凝固的均匀化的效果的基础上，可以更加良好地减少铸片表面裂纹。

保护渣含有CaO、SiO₂和Al₂O₃作为主成分，且含有Na₂O和Li₂O，进而，也可以具有其它成分。也可以在保护渣中添加例如MgO、CaF₂、BaO、MnO、B₂O₃、Fe₂O₃、ZrO₂等、或用于控制保护渣的熔融速度的碳，保护渣也可以含有其它不可避免的杂质。

投入至弯月面的保护渣熔融而混入振动的铸模的内壁与凝固壳之间，可以设为此时的振动冲程为4～10mm、振动频率为50～180cpm的条件。

＜实验4＞

进行使用将Na₂O浓度和Li₂O浓度的和设为7.5质量％的保护渣，变更对铸模的冷却水的量，强制性变更铸模总排热量Q的试验。其它条件与实验3中使用的条件同样地多次进行钢的连续铸造。

根据多次的试验求出铸模总排热量Q与钢坯铸片的表面裂纹个数密度的关系。试验中，将使用未形成异种金属填充部3的以往的铸模作为连续铸造用铸模的钢的连续铸造中制造的钢坯铸片的表面裂纹个数密度(个/m²)设为1.0，求出以各试验中铸造的钢坯铸片的表面裂纹个数密度(个/m²)的比例进行评价的表面裂纹个数密度指数，作为表面裂纹个数的尺度。

图10中示出表示铸模总排热量Q与钢坯铸片的表面裂纹个数密度指数的关系的图。由图10可知，若铸模总排热量Q为0.5MW/m²～2.5MW/m²，则能够大幅度抑制表面裂纹个数。另外，观察到在铸模总排热量Q约为1.5～2.5MW/m²的范围内，存在随着铸模总排热量Q的增加，表面裂纹个数密度指数若干增加的趋势，推测该趋势是因为，虽然具有埋入异种金属埋的效果，但缓慢冷却的效果减弱。

即，在对形成有异种金属填充部3的连续铸造用铸模注入钢水，将含有CaO、SiO₂和Al₂O₃作为主成分且含有Na₂O和Li₂O的保护渣投入至铸模内的钢水表面而进行钢的连续铸造时，优选以铸模总排热量Q为0.5MW/m²～2.5MW/m²的方式冷却铸模。由此，能够大幅度抑制钢坯铸片的表面裂纹个数。

＜实验5＞

研究了形成于铸模铜板的内壁面的被覆层(镀覆层或喷镀层)的断裂伸长率对铸模表面的龟裂的产生造成的影响。被覆层的断裂伸长率是通过JIS Z 2241所记载的金属材料拉伸试验进行测定的“断裂伸长率”。

在铜板的表面形成多个异种金属填充部3，进而，将覆盖该异种金属填充部3的被覆层利用镀覆方法形成，制作具有断裂伸长率不同的被覆层的样品。对这些样品实施热疲劳试验(JIS 2278，高温侧；700℃，低温侧；25℃)，基于在样品表面产生的龟裂的个数来评价铸模寿命。图11中示出表示被覆层的断裂伸长率与铜板的龟裂个数的关系的图。

确认了在被覆层的断裂伸长率为8％以上时，能够抑制由铜板和异种金属填充部3的热膨胀所致的铜板表面的龟裂。此外，在被覆层的断裂伸长率小于8％时，无法抑制铜板和异种金属填充部3的热膨胀的影响，在铜板表面容易产生龟裂，因此不优选。

如上所述，根据本发明，将多个异种金属填充部3设置在包含弯月面位置的弯月面附近的连续铸造用铸模的宽度方向和铸造方向，因此在弯月面附近的铸模宽度方向和铸造方向的连续铸造用铸模的热阻规则地且周期性地增减。由此，弯月面附近，即，从凝固初期的凝固壳向连续铸造用铸模的热通量规则地且周期性地增减。通过该热通量规则地且周期性地增减，由从δ铁向γ铁的相变所致的应力、热应力减少，由这些应力而产生的凝固壳的变形变小。由于凝固壳的变形变小，使凝固壳的变形所引起的不均匀的热通量分布均匀化，且所产生的应力被分散而各个应变量变小。其结果，可防止在凝固壳表面的裂纹的产生。

进而，由于铸模铜板的维氏硬度HVc与异种金属的维氏硬度HVm的比、以及铸模铜板的热膨胀系数αc与异种金属的热膨胀系数αm的比为规定的范围，因此可以将由铸模铜板与异种金属填充部的硬度不同所致的铸模表面的磨损量的差和热膨胀差所引起的施加于铸模表面的应力减少，铸模的寿命变得更长。

此外，通过调整保护渣的组成、调整冷却水的供给量来将铸模总排热量Q调整为规定的范围，因此可以防止在凝固壳表面的裂纹的产生，抑制钢坯铸片上产生的裂纹的产生。

实施例

准备在铸模铜板的内壁面形成有多个直径为20mm的圆形的异种金属填充部的如图1所示的水冷铜铸模，用所准备的水冷铜铸模铸造中碳钢(化学成分，C；0.08～0.17质量％，Si；0.10～0.30质量％，Mn；0.50～1.20质量％，P；0.010～0.030质量％，S；0.005～0.015质量％，Al；0.020～0.040质量％)，进行了研究铸造后的铸片的表面裂纹的试验。水冷铜铸模具有长边长度为1.8m、短边长度为0.26m的内面空间尺寸。

从所使用的水冷铜铸模的上端到下端的长度(＝铸模长)为900mm，将稳定铸造时的弯月面(铸模内钢水液面)的位置设定为距离铸模上端100mm的下方位置。在从距离铸模上端80mm的下方的位置到距离铸模上端的300mm的下方的位置的范围(距离Q＝20mm，距离R＝200mm，范围长度(距离Q+距离R)＝220mm)的铸模铜板内壁面实施圆形凹槽的加工，在该圆形凹槽的内部使用镀覆方法填充镍合金(热传导率：80W/(m·K))等异种金属，形成异种金属填充部。

使用热传导率约为380W/(m·K)、维氏硬度HVc为37.6kgf/mm²、热膨胀系数αc为16.5μm/(m·K)的铜合金作为铸模铜板，变更填充至圆形凹槽的异种金属，进而，变更所使用的保护渣的组成、铸模总排热量Q而进行多次的钢的连续铸造(本发明例1～11和比较例1～7)。此外，为了与本发明例1～11和比较例1～7进行比较，进行使用未形成异种金属填充部的通常的连续铸造用铸模的钢的连续铸造(以往例)。

将本发明例1～11和比较例1～7中使用的连续铸造铸模的异种金属的维氏硬度HVm和热膨胀系数αm，本发明例1～11、比较例1～7和以往例中使用的保护渣的碱度，Na₂O浓度和Li₂O浓度的和，以及铸模总排热量Q的条件等示于表1。

[表1]

本发明例1～11的铸模中，铸模的维氏硬度HVc与所填充的金属的维氏硬度HVm的比(HVc/HVm)为0.3～2.3，且铸模的热膨胀系数αc与所填充的金属的热膨胀系数αm的比(αc/αm)满足0.7～3.5。因此，本发明例1～11的铸模满足(1)和(2)式。另一方面，在比较例中，并不满足(1)和(2)式中的任一者或两者。

在本发明例1～11、比较例1～7和以往例中，测定所制造的钢坯铸片的表面裂纹密度。表面裂纹的个数根据染色探伤法以目视确认，对产生于铸片表面的纵裂纹的长度进行测定，在长度为1cm以上时视为表面裂纹进行计数，算出表面裂纹个数密度(个/m²)。将以往例中的钢坯铸片的表面裂纹个数密度(个/m²)设为1.0，求出以各试验的钢坯铸片的表面裂纹个数密度(个/m²)与该以往例中的表面裂纹个数密度的比例进行评价的表面裂纹个数密度指数，作为表面裂纹个数的尺度。将本发明例1～11和比较例1～7中的表面裂纹个数密度指数示于图12。

如图12所示，本发明例1～11中，表面裂纹个数密度指数小于0.4，与此相对，在比较例1～7中大于0.4。因此，可以确认根据满足(1)式和(2)式的本发明，可防止在凝固壳表面的裂纹的产生，抑制钢坯铸片所产生的裂纹的产生。

符号说明

1 铸模长边铜板

2 圆形凹槽

3 异种金属填充部

4 镀覆层

5 冷却水流路

6 背板

Claims

1.一种连续铸造用铸模，具备铜制或铜合金制的铸模铜板，其特征在于，

至少在从弯月面到距离该弯月面20mm以上的下方的位置的区域的所述铸模铜板的内壁面的一部分或整体，以在弯月面附近的铸模宽度方向和铸造方向的所述连续铸造用铸模的热阻规则地且周期性地增减的方式，将热传导率相对于所述铸模铜板的热传导率为80％以下或125％以上的金属作为多个异种金属填充部而设置于所述内壁面，

所述铸模铜板的维氏硬度HVc与所填充的金属的维氏硬度HVm的比满足下述(1)式，所述HVc、HVm的单位为kgf/mm²，并且，

所述铸模铜板的热膨胀系数αc与所填充的金属的热膨胀系数αm的比满足下述(2)式，所述αc、αm的单位为μm/(m×K)，

0.3≤HVc/HVm≤2.3···(1)，

0.7≤αc/αm≤3.5···(2)，

在所述铸模铜板的内壁面形成有断裂伸长率为8％以上的利用电镀方法或喷镀方法得到的被覆层，

以该被覆层覆盖所述异种金属填充部。

2.一种连续铸造用铸模，具备铜制或铜合金制的铸模铜板，其特征在于，

至少在从弯月面到距离该弯月面20mm以上的下方的位置的区域的所述铸模铜板的内壁面的一部分或整体，分别独立地具有直径2～20mm或等效圆直径2～20mm的多个异种金属填充部，该异种金属填充部是将热传导率相对于所述铸模铜板的热传导率为80％以下或125％以上的金属填充在设置于所述内壁面的圆形凹槽或准圆形凹槽而形成的，

0.3≤HVc/HVm≤2.3···(1)，

0.7≤αc/αm≤3.5···(2)，

以该被覆层覆盖所述异种金属填充部。

3.如权利要求1或2所述的连续铸造用铸模，其特征在于，所述被覆层由镍或镍－钴合金形成，所述镍－钴合金的钴含量为50质量％以上。

4.一种钢的连续铸造方法，使用权利要求1～3中任一项所述的连续铸造用铸模，其特征在于，

对所述铸模注入钢水，以该铸模冷却钢水而使凝固壳形成，

将以该凝固壳为外壳且使内部为未凝固钢水的铸片从所述铸模抽出而制造铸片。

5.如权利要求4所述的钢的连续铸造方法，其特征在于，

使所述铸模铜板振动，并且

向被注入于所述铸模中的钢水的表面投入保护渣，该保护渣含有CaO、SiO₂、Al₂O₃、Na₂O和Li₂O，由保护渣中的CaO浓度与SiO₂浓度的比即质量％CaO/质量％SiO₂表示的碱度为1.0～2.0，且Na₂O浓度和Li₂O浓度的和为5.0质量％～10.0质量％。

6.如权利要求5所述的钢的连续铸造方法，其特征在于，以所述铸模的总排热量Q为0.5MW/m²～2.5MW/m²的方式冷却所述铸模。