JP4527693B2 - 高Ａｌ鋼スラブの連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、溶存Ａｌ量が０．１質量％以上である溶鋼から連続鋳造法によって高Ａｌ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鋳片を製造するための連続鋳造方法に関するものである。

鋼の連続鋳造では、良好な表面品質の鋳片を製造するために、モールドパウダーが鋳型内の溶鋼表面上に添加される。これは、溶鋼からの熱で滓化溶融し、溶融スラグ層を形成し、順次鋳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ＳｉＯ₂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Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、Ｎａ₂Ｏ、ＦやＬｉ₂Ｏ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る。このモールドパウダーの主な作用としては、（ア）鋳型および凝固シェル間の潤滑性を確保すること、および（イ）凝固シェルから鋳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。

まず上記（ア）で挙げた鋳型および凝固シェル間の潤滑性を確保するためには、鋳型および凝固シェルの隙間にモールドパウダーから得られる溶融スラグが適正量流入するように、その粘度および凝固温度を適正に設定することが重要である。一般的に高速鋳造となるほど、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。

また上記（イ）の緩冷却は、得られる鋳片の表面品質に直結するため重要である。亜包晶鋼のように鋳片表面割れの発生しやすい鋼種では、特に緩冷却が必要とされる。緩冷却のためには、モールドパウダーから得られるスラグフィルム中、特にその鋳型側表面に結晶を晶出させることが有効である。スラグフィルムの鋳型側表面に結晶が晶出すると、フィルムと鋳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。このための結晶として、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・ＣａＦ₂）が、一般的に利用されている。

しかし溶存Ａｌ量が０．１％以上であるような高アルミニウム鋼の連続鋳造では、（ア）の潤滑性の確保、および（イ）の緩冷却が困難となる。なぜなら高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記式（６）：
４Ａｌ＋３ＳｉＯ₂ → ２Ａｌ₂Ｏ₃＋３Ｓｉ … （６）
で表される化学反応により、ＳｉＯ₂が消費されるからである。そのため溶融スラグ中において塩基度［ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］が上昇し、その結果、凝固温度が著しく上昇する。そして鋳型壁面にスラグベアが形成され、溶融スラグの流入が阻害される。そのため潤滑性が損なわれて、凝固シェルと鋳型とが焼き付き、ブレークアウトが発生してしまう。なおスラグベアは、一般に、溶融スラグが冷却され凝固して形成された部分と、溶融スラグないしモールドパウダーが焼結した層が団子状に固まって形成された部分とから構成される。

上記式（６）の化学反応により引き起こされる溶融スラグの組成変動は、鋳片の表面品質を悪化させ得る。そこで特許文献１は、連続鋳造用フラックス中において、あらかじめＳｉＯ₂量を極力低下させ、Ａｌ₂Ｏ₃を適量に調整することより、上記式（６）の反応を抑制して、組成変動を防ぐことを提案している（特許請求の範囲、段落［０００９］）。しかしＳｉＯ₂量が少ないと、カスピダインを生成させることが難しく、緩冷却の達成が困難となる。

また高アルミニウム鋼の連続鋳造では溶融スラグの組成が変動するため、カスピダインを安定して生成させることが困難である。高アルミニウム鋼の連続鋳造においてカスピダインの結晶を晶出させるために、特許文献２は、ＣａＯ、ＳｉＯ₂ 、Ｌｉ₂Ｏ、Ｆ、Ｎａ₂Ｏ、Ｋ₂ＯおよびＡｌ₂Ｏ₃含有率が所定の式を満たすような特定の組成を有するモールドパウダーを提案している（特許請求の範囲、段落［００１１］および［００１７］）。

他方、特許文献３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に、周期律表ＩＡ族に属する元素の酸化物を２種類以上含有するモールドパウダーを開示している（特許請求の範囲および段落［００１３］）。なお特許文献３の発明では、想定する複合結晶として、ＬｉＣａ₂ＦＳｉＯ₄やＮａＣａ₂ＦＳｉＯ₄などを開示しているが、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化物の中では、Ｎａ₂Ｏ量が最も多いことから、メインの複合結晶としてＮａＣａ₂ＦＳｉＯ₄を想定していると考えられる（段落［００２０］および［００３０］）。また特許文献３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化物を２種類以上含有させることを特徴としている（段落［００２４］）。

しかし高Ａｌ鋼でも、特に包晶反応またはδ／γ変態量が多い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、得られる鋳片の表面に変態収縮に伴うディプレッション（凹み）や割れが発生しやすいという問題がある。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またはＦｅ−Ｆｅ₂Ｃ₃二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。

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Ａｌ鋼でも特に包晶反応または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）。なお、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、それぞれ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、Ａｌの含有量は０．１〜３．０％である。
ｆ１−０．１０≦［Ｃ］≦ｆ２＋０．０５ … （１）
ｆ１＝０．０８２８［Ｓｉ］−０．０１９５１［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［Ａｌ］
−０．０６７１５［Ｎｉ］＋０．０４７７６［Ｃｒ］＋０．０４６０１［Ｍｏ］
＋０．１７３ … （３）
〔式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼中のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を表す。〕
特開平９−８５４０４号公報（特許請求の範囲、段落［０００９］） 特開２００２−３４６７０８号公報（特許請求の範囲、段落［００１１］および［００１７］） 特開平１０−２１６９０７号公報（特許請求の範囲、段落［００１３］、［００２０］、［００２４］および［００３０］） 「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

上記式（１）〜（３）で規定される亜包晶鋼のように、鋳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、モールドパウダーから得られるスラグフィルム中にカスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・ＣａＦ₂）を晶出させて、その鋳型表面に凹凸（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。しかし高Ａｌ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。

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、適切なモールドパウダーを用いることも重要であるが、連続鋳造における条件も適切に制御する必要がある。しかしＡｌ含有量が０．１％以上である高Ａｌ鋼を連続鋳造する場合における最適な鋳造条件について、確立されているとはいえないのが実情である。

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、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ことにある。

上記目的を達することのできた本発明の連続鋳造方法とは、モールドパウダーを用いる高Ａｌ鋼の連続鋳造方法であって、
Ａｌ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、それぞれ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）：
ｆ１−０．１０≦［Ｃ］≦ｆ２＋０．０５ … （１）
ｆ１＝０．０８２８［Ｓｉ］−０．０１９５１［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［Ａｌ］
−０．０６７１５［Ｎｉ］＋０．０４７７６［Ｃｒ］＋０．０４６０１［Ｍｏ］
＋０．１７３ … （３）
〔式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼中のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を表す。〕
の関係を満たす溶鋼を連続鋳造するに際して、
Ｔ−ＣａＯ：３５〜６０％、ＳｉＯ₂：５〜２０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１５〜３０％、ＭｇＯ：０．２〜１．０％、Ｌｉ₂Ｏ：７〜１３％、Ｆ：７．０〜１３％、Ｃ：１０．５〜１４％および不可避不純物からなり、下記式（４）：
２．５≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦１２．０ … （４）
〔式中、［Ｔ−ＣａＯ］および［ＳｉＯ₂］は、それぞれ、モールドパウダー中のＴ−ＣａＯおよびＳｉＯ₂の含有量（質量％）を表す。〕
の関係を満たすモールドパウダーを用いると共に、
鋳型内の湯面レベル変動速度を１４ｍｍ／秒以下とし、鋳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、下記式（５）：
ｔ_N＝（１／π×ｆ）ｃｏｓ^-1（Ｖ_c／π×ｆ×ｓ） … （５）
〔式中、ｆは鋳型振動数（Ｈｚ）であり、ｓは鋳型振動時の鋳型の上止点および下止点間の距離（ｍｍ）であり、Ｖ_cは鋳片引き抜き速度（ｍｍ／秒）である。〕
で定められるネガティブストリップ時間ｔ_Nが０．２５秒以下となるような鋳型振動を付与し、且つ１２００ガウス以下の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ操業することを特徴とするものである。

ここで「１２００ガウス以下の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行う」との要件は、電磁撹拌を行う際の磁束密度の上限を１２００ガウスに制限することを意図し、本発明の範囲には、磁束密度が０である場合、即ち鋳型内電磁撹拌を行わない場合も包含される。また本発明の方法において、３００ガウス以上の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ操業することが好ましい。

本発明によれば、適正に調整された組成を有するモールドパウダーを用いると共に、連続鋳造の操業条件を適切に制御することによって、鋳片表面の凹みや割れが防止されて表面品質に優れた高Ａｌ鋼を製造することができる。

本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意研究を重ねた。その結果、適正に調整された組成を有するモールドパウダーを用いると共に、連続鋳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、本発明で用いるモールドパウダーについて説明する。

従来提案されているモールドパウダーでは、高Ａｌ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、カスピダインに代わる結晶を生成させることを検討した。

しかし緩冷却のために、ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）およびゲーレナイト（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）といった結晶を晶出させると、鋳型銅板温度の変動が大きくなる問題があり、また鋳片の凹みや割れの防止にも有効ではない。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、鋳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、鋳片表面に凹みや割れが発生すると考えられる。

そこで鋭意検討した結果、カスピダインの代わりに、ＬｉＡｌＯ₂をスラグフィルム中に晶出させることで、鋳片の凹みや割れを有効に防止できることを見出した。ＬｉＡｌＯ₂を晶出させることにより、鋳片の凹みや割れを防止できる正確なメカニズムは不明であるが、次のように推定できる。

ＬｉＡｌＯ₂は、スラグフィルムの鋳型側表面に、微細な結晶として均一に晶出するため、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、鋳型銅板温度の変動が小さく、また均一な緩冷却により均一な厚みの凝固シェルが形成されて、変態収縮による鋳片の凹凸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。

本発明のモールドパウダーは、カスピダインの代わりにＬｉＡｌＯ₂を晶出させるために、各成分量および塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］が、適正範囲に調整されていることを特徴とする。さらに溶融スラグ（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、本発明の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、および塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］を、それぞれ説明する。

〈Ｔ−ＣａＯ：３５〜６０％〉
本発明において「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。モールドパウダー中の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、６０％以下、好ましくは５５％以下、より好ましくは５０％以下である。Ｔ−ＣａＯ量が３５％未満であると、相対的にＳｉＯ₂量が増加し、ＬｉＡｌＯ₂よりもゲーレナイト（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）が生成しやすくなる。逆にＴ−ＣａＯ量が６０％を超えると、相対的にＬｉ₂Ｏ量が低下してＬｉＡｌＯ₂が生成しにくくなり、またメイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）の粗大な結晶が優先的に晶出する。さらに溶融スラグの凝固温度が高くなりすぎるおそれがある。

〈ＳｉＯ₂：５〜２０％〉
ＳｉＯ₂量は、５％以上、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上であり、２０％以下、好ましくは１７％以下、より好ましくは１４％以下である。ガラス形成化合物であるＳｉＯ₂量が少ないと、液相の溶融スラグから粗大な結晶が晶出しやすくなる。そしてＬｉＡｌＯ₂は、一般に介在物の融点を低下させるＬｉＯ₂から構成されることから、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）などと比べて、その融点はかなり低いと推定される。そのためＳｉＯ₂量が５質量％未満であると、ＬｉＡｌＯ₂よりも融点が高く、且つＳｉＯ₂を含まないメイエナイトの粗大な結晶が優先的に生成し、その結果、スラグフィルムの鋳型側表面に不均一な凹凸が形成されると考えられる。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ＳｉＯ₂量が２０％を超えても、ＳｉＯ₂から構成されるゲーレナイト（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）やダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）が多く生成する。

〈Ａｌ₂Ｏ₃：１５〜３０％〉
Ａｌ₂Ｏ₃量は、１５％以上、好ましくは１６％以上、より好ましくは１７％以上であり、３０％以下、好ましくは２８％以下、より好ましくは２６％以下である。Ａｌ₂Ｏ₃を１５％以上という高濃度で含有させておくことにより、ＬｉＡｌＯ₂が形成されやすくなる。またモールドパウダー中のＡｌ₂Ｏ₃量が１５％以上であると、溶融スラグ中のＡｌ₂Ｏ₃濃度は飽和状態に近くなり、上記式（６）の反応を抑制して、溶融スラグの組成、殊にＳｉＯ₂量を適正範囲に維持することができる。なおＡｌ₂Ｏ₃量が１５％未満であると、Ａｌ₂Ｏ₃成分を含まないダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）の粗大な結晶が形成されやすくなり、抜熱速度にバラツキが生じて、鋳片表面の品質に悪影響を及ぼすことがある。しかし逆にＡｌ₂Ｏ₃量が３０％を超えると、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）が生成しやすくなり、また溶融スラグの凝固温度が上昇しすぎて、適正な潤滑性を確保することが困難になる。

〈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・ＳｉＯ₂）など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鋳型メニスカス直下では、緩冷却が達成されにくくなる。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。

〈Ｌｉ₂Ｏ：７〜１３％〉
Ｌｉ₂Ｏ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。Ｌｉ₂Ｏ量が７％未満であると、充分な量のＬｉＡｌＯ₂を晶出させることが難しく、また溶融スラグの凝固温度および粘度が上昇して、充分な潤滑性を確保できない場合がある。逆にＬｉ₂Ｏ量が１３％を超えても、ＬｉＡｌＯ₂が晶出する最適範囲から外れて、その晶出量が低下し、緩冷却が達成されない場合がある。さらに溶融スラグ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、連続鋳造の安定操業に悪影響を及ぼすことがある。

〈Ｆ：７．０〜１３％〉
Ｆ量は、７．０％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、溶融スラグの凝固温度および粘度が上昇し、潤滑性を確保できなくなる場合がある。一方、Ｆは結晶晶出を抑制する作用を有するため、Ｆ量が過剰であると、溶融スラグの鋳型側表面に充分な結晶を晶出させることができず、緩冷却を達成することが困難になる。殊にＦ量が１３％を超えると、ＬｉＡｌＯ₂の晶出量が急激に低減する。

〈Ｃ：１０．５〜１４％〉
本発明で規定する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。即ち本発明の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Ｌｉ₂Ｏ原料として添加されるＬｉ₂ＣＯ₃など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、鋳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鋳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、溶鋼が直接鋳型に接することによる急冷のために、鋳片の表面品質が劣化する。

本発明のモールドパウダーは、上記成分および不可避不純物からなる。なお一般的なモールドパウダーには、粘度や凝固温度を低減させるために、Ｎａ₂ＯやＫ₂Ｏが添加されているが、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。なぜなら高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記の反応式（７）および（８）：
２Ａｌ＋３Ｎａ₂Ｏ → Ａｌ₂Ｏ₃＋６Ｎａ … （７）
２Ａｌ＋３Ｋ₂Ｏ → ２Ａｌ₂Ｏ₃＋６Ｋ … （８）
で示される化学反応が起こるため、Ｎａ₂ＯやＫ₂Ｏが消費されて、これらの作用が充分に発揮されず、逆に本発明が想定する以上のＡｌ₂Ｏ₃が生成して、溶融スラグの凝固温度などに悪影響を及ぼすからである。またＮａ₂ＯやＫ₂Ｏを添加すると、モールドパウダーの軟化開始温度から溶融温度までの差が広がるため、溶融スラグないしモールドパウダーの焼結層が形成され易くなり、その結果、スラグベアの生成が助長される。さらにＮａ₂Ｏが存在すると、Ｎａ−Ａｌ−Ｏ結晶が不均一に晶出して、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。

〈２．５≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦１２．０〉
塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］は、２．５以上、好ましくは３．０以上、より好ましくは３．５以上であり、１２．０以下、好ましくは１１．０以下、より好ましくは１０．０以下である。塩基度が２．５未満であると、相対的にＳｉＯ₂量が増加し、ＬｉＡｌＯ₂よりもダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）やゲーレナイト（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）が生成しやすくなる。逆に塩基度が１２．０を超えても、相対的に、ガラス形成化合物であるＳｉＯ₂量が減少し、ＬｉＡｌＯ₂よりも融点が高いと考えられるダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）やゲーレナイト（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）の粗大な結晶が優先的に生成する。また塩基度が高すぎると、凝固温度が高くなって潤滑性に悪影響を及ぼし得る。

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１０５０〜１２２０℃、より好ましくは１０５０〜１１９０℃である。凝固温度が１０５０℃未満であると、結晶が晶出しにくくなり、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１２２０℃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、ブレークアウトや鋳片表面の割れが生ずる場合がある。

連続鋳造する鋼の溶存Ａｌ量（溶鋼中のＡｌ含有量）は、本発明の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Ａｌ量とは、連続鋳造に用いる溶鋼中に溶けているＡｌの量を表し、この量には、Ａｌ₂Ｏ₃等の化合物として存在しているＡｌ量は含まれない。

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、それぞれ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。

本発明において、上記目的を達成するためには、連続鋳造の操業条件も適切に制御する必要があるが、次にこれらの条件について説明する。

〈鋳型内の湯面レベル変動速度：１４ｍｍ／秒以下〉
鋳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１４ｍｍ／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鋳型銅板に直接接触し、鋳型抜熱速度が不均一となる。その結果、鋳型熱電対温度変動が大きくなって凹みや割れが発生しやすくなる。なお、この変動速度は、好ましくは１０ｍｍ／秒以下とするのが良い。また、鋳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、鋳造条件に応じて、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。

〈鋳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〉
鋳型内で使用する浸漬ノズルは、その溶鋼吐出方向が鋳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、鋳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凹みや割れの起点となり易い。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パウダーと溶鋼浴面の界面に直接向かうため、界面が高温かつ攪拌される状態となり、溶鋼中の溶存Ａｌとモールドパウダー中のＳｉＯ₂との間で起こる上記式（６）の反応が激しく進行し、適切なモールドパウダー組成に維持できない。また、浸漬ノズルの吐出角度が水平方向下向き５５°を超えると、高温の溶鋼吐出流が鋳型下方に向かう流れが中心となり、鋳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、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。

〈振幅のストローク：２ｍｍ超、８ｍｍ以下、下記式（５）で定められるネガティブストリップ時間ｔ_N：０．２５秒以下〉
連続鋳造を行う場合には、鋳型を振動しながら鋳片を下方に引き抜くのが一般的であるが、この鋳型振動条件としては、鋳型の上止点と下止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（５）で定められるネガティブストリップ時間ｔ_Nが０．２５秒以下となるような鋳型振動を付与しつつする必要がある。
ｔ_N＝（１／π×ｆ）ｃｏｓ^-1（Ｖ_c／π×ｆ×ｓ） … （５）
〔式中、ｆは鋳型振動数（Ｈｚ）であり、ｓは鋳型振動時の鋳型の上止点および下止点間の距離（ｍｍ）であり、Ｖ_cは鋳片引き抜き速度（ｍｍ／秒）である。〕

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、鋳型−鋳片間の焼き付き頻度が増加し、ブレークアウトの危険性が増加するため安定鋳造が実現し難くなる。また、ストロークが８ｍｍを超えると、オッシレーションマークの間隔が広くなり、鋳造初期の収縮応力が分散されず、オッシレーションマーク部に集中し、凹みを引き起こすことになる。

上記式（５）で定められるネガティブストリップ時間ｔ_Nは、振幅も考慮に入れたオッシレーショ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 ＩＩ 製鉄・製鋼」（日本鉄鋼協会編）、ｐ．６３８）、この値が小さいほどオッシレーショ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）、ｐ．１１９０）。また、通常の鋼材を連続鋳造するときには、上記ネガティブストリップ時間ｔ_N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ろによれば、本発明で対象とする高Ａｌ鋼を連続鋳造するには、上記式（５）で定められるネガティブストリップ時間ｔ_Nを０．２５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ｔ_Nが０．２５秒よりも大きな値となると、鋳型の下向きの運動エネルギー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オッシレーションマークの深さが大きくなり、オッシレーショ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。なお、ネガティブストリップ時間ｔ_Nの好ましい上限は０．２３秒である。

本発明方法における基本的な鋳造条件は上記の通りであるが、必要によって鋳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、鋳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、鋳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、凹み・縦割れが防止できることになる。こうした効果を発揮させるためには、電磁攪拌を行なうときの磁束密度を３００ガウス（ｇａｕｓｓ）以上とすることが好ましく、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維持できないことがあるので、１２００ガウス以下とする必要がある。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下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。

〈実施例１〉
垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、１ヒート２４０トンの溶鋼を鋳造した。この実施例では、下記表１に示す化学成分組成の溶鋼（鋼種）を用いると共に、下記表２に示す化学成分組成のモールドパウダーを用いた。連続鋳造におけるモールドサイズは２４０×１２３０ｍｍであり、鋳造速度は１．４ｍ／分である。

モールドパウダー（溶融スラグ）の潤滑性の指針として、その凝固温度を算出した。凝固温度（℃）は、溶融スラグの粘度η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ηを連続的に測定し、粘度ηの対数ｌｏｇηをＹ軸に、粘度の測定温度Ｔの逆数１／Ｔ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Ｔを凝固温度として求めた。この結果も、下記表２に示す。

各試験で使用した鋼種、モールドパウダー、および操業条件（鋳型内の湯面レベル変動速度、浸漬ノズルの吐出角度、電磁攪拌の磁束密度、鋳型の振幅ストローク、ネガティブストリップ時間ｔ_N）を、下記表３に示す。また下記表３には、以下のようにして測定したスラグフィルム中に存在する結晶のＸ線回折強度、鋳型熱流束、鋳型銅板の温度変動、鋳片表面の凹みおよび割れの結果も示す。

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ＬｉＡｌＯ₂、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・ＣａＦ₂）、ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）およびゲーレナイト（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）の量を調べるために、鋳造終了後に鋳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。

緩冷却の指針として、鋳型熱流束（ＭＷ／ｍ²）を算出した。鋳型熱流束は、鋳型冷却水の流量と入口出口の温度差とから、鋳型での総抜熱量を求め、これを、鋳型銅板と鋳片との接触面積で割ることにより算出した。熱流束値が１．５ＭＷ／ｍ²以上のものを「強冷却」、１．５ＭＷ／ｍ²未満のものを「緩冷却」と判定した。

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

鋳片の表面品質の指針として、凹みおよび割れを評価した。鋳片表面の凹みは、定常状態で鋳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、深さが２ｍｍ超の凹みがあるものを、「凹み有り」と評価した。鋳片表面の割れは、鋳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、そのスラグフィルム中にカスピ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鋳片を製造することができる。試験Ｎｏ．１〜１０での緩冷却は、スラグフィルム中のＬｉＡｌＯ₂により達成されると考えられる。また試験Ｎｏ．１〜１０では、温度変動が少なく、安定に操業することができる。さらに試験Ｎｏ．１〜１０で用いたモールドパウダーＮｏ．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。

一方、本発明で規定する要件を欠くモールドパウダーＮｏ．１１〜２５を用いた試験Ｎｏ．１１〜２５では、以下に記載する理由により、凹みや割れの有る鋳片しか得られなかった。

試験Ｎｏ．１１のものでは、ＳｉＯ₂量が少ないため、メイエナイトが優先的に晶出し、鋳片の割れが発生した。また凝固温度の上昇から、溶融スラグの潤滑性が損なわれて、温度変動も大きくなった。
試験Ｎｏ．１２のものでは、ＳｉＯ₂量が多いため、ゲーレナイトが多く晶出し、均一な緩冷却が達成できず、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．１３のものでは、ＣａＯ量が少ないため、ゲーレナイトが多く晶出し、均一な緩冷却が達成できず、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．１４のものでは、ＣａＯ量が多いため、メイエナイトが多く晶出し、鋳片の割れが発生した。また凝固温度の上昇から、溶融スラグの潤滑性が損なわれて、温度変動も大きくなった。

試験Ｎｏ．１５のものでは、Ａｌ₂Ｏ₃量が多くて、メイエナイトなどの粗大な結晶が多く形成されたため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．１６のものでは、Ａｌ₂Ｏ₃量が少なくて、ダイカルシウムシリケートの粗大な結晶が多く形成されたため、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．１７のものでは、Ｌｉ₂Ｏが多いため、ＬｉＡｌＯ₂晶出の最適範囲から外れて充分な量のＬｉＡｌＯ₂が晶出されなかったこと、および溶融スラグの粘度低下により、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．１８のものでは、Ｌｉ₂Ｏ量が少ないため、ＬｉＡｌＯ₂が晶出せず、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。

試験Ｎｏ．１９のものでは、Ｆ量が多くて、充分な結晶が晶出されず緩冷却できなかったため、また粘度低下による過剰流入のため、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．２０のものでは、Ｆ量が低いため、溶融スラグの凝固温度が上昇し、スラグベアが発生した。その結果、不均一流入により鋳片の縦割れが発生した。
試験Ｎｏ．２１のものでは、ＭｇＯ量が少なくて粗大な結晶が晶出して、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．２２のものでは、ＭｇＯ量が多くて、ダイカルシウムシリケートの粗大な結晶が多く形成されたため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが発生した。

試験Ｎｏ．２３のものでは、Ｎａ₂ＯおよびＫ₂Ｏが存在するため、溶融スラグないしモールドパウダーが焼結した層が多く生成し、その結果、スラグベアが生成した。またＮａ−Ａｌ−Ｏ結晶が不均一に晶出したため、抜熱速度のバラツキが生じ、鋳片表面に凹みや割れが生じた。
試験Ｎｏ．２４のものでは、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、鋳片表面に割れが発生した。
試験Ｎｏ．２５のものでは、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、鋳片表面に凹みや割れが発生した。

〈実施例２〉
垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、１ヒート２４０トンの溶鋼を鋳造した。この実施例では、上記表１に示す化学成分組成の溶鋼（鋼種Ｎｏ．ＣおよびＤ）を用いると共に、上記表２に示す化学成分組成のモールドパウダー（モールドパウダーＮｏ．５〜８）を用いた。連続鋳造におけるモールドサイズは２４０×１２３０ｍｍであり、鋳造速度は１．４ｍ／分である。

各試験で使用した鋼種、モールドパウダー、および連続鋳造条件（鋳型内の湯面レベル変動速度、浸漬ノズルの吐出角度、電磁攪拌の磁束密度、鋳型の振幅ストローク、ネガティブストリップ時間ｔ_N）を、下記表４に示す。また下記表４には、実施例１と同様にして測定した鋳型熱流束、鋳型銅板の温度変動、鋳片表面の凹みおよび割れの結果も示す。

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．２６〜３７）では、緩冷却および鋳型銅板の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鋳片を製造することができる。これに対して、本発明で規定する操業条件を外れるもの（試験Ｎｏ．３８〜４４）では、以下に記載する理由により、凹みや割れの有る鋳片しか得られなかった。

試験Ｎｏ．３８および３９のものでは、鋳型内湯面レベル変動速度が大きいため、抜熱速度が不均一となり、その結果、鋳型銅板の温度変動が大きくなって凹みや割れが発生した。
試験Ｎｏ．４０のものでは、浸漬ノズル吐出角度が−５°であるため、抜熱速度が不均一となり、その結果、鋳型銅板の温度変動が大きくなって凹みおよび割れが発生した。
試験Ｎｏ．４１のものでは、電磁攪拌における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、鋳型熱電対温度変動が大きくなって凹みおよび割れが発生した。

試験Ｎｏ．４２のものでは、振幅ストロークが小さいため、流入不足で割れが発生した。
試験Ｎｏ．４３は、振幅ストロークが大きく、オッシレーションマーク間隔が大きいため、オッシレーションマークに沿った凹みおよび割れが発生した。
試験４４のものでは、ネガティブストリップ時間ｔ_Nが大きく、オッシレーションマーク深さが大きいため、オッシレーションマークに沿った凹みおよび割れが発生した。

Claims (1)

1. モールドパウダーを用いる高Ａｌ鋼スラブの連続鋳造方法であって、
   Ａｌ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、それぞれ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）：
   ｆ１−０．１０≦［Ｃ］≦ｆ２＋０．０５… （１）
   ｆ１＝０．０８２８［Ｓｉ］−０．０１９５１［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［Ａｌ］−０．０６７１５［Ｎｉ］＋０．０４７７６［Ｃｒ］＋０．０４６０１［Ｍｏ］＋０．１７３… （３）
   〔式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を表す。〕
   の関係を満たす溶鋼を連続鋳造するに際して、
   Ｔ−ＣａＯ：３５〜６０％、ＳｉＯ₂：５〜２０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１５〜３０％、ＭｇＯ：０．２〜１．０％、Ｌｉ₂Ｏ：７〜１３％、Ｆ：７．０〜１３％、Ｃ：１０．５〜１４％および不可避不純物からなり、下記式（４）：
   ２．５≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦１２．０ … （４）
   〔式中、［Ｔ−ＣａＯ］および［ＳｉＯ₂］は、それぞれ、モールドパウダー中のＴ−ＣａＯおよびＳｉＯ₂の含有量（質量％）を表す。〕
   の関係を満たすモールドパウダーを用いると共に、
   鋳型内の湯面レベル変動速度を１４ｍｍ／秒以下としてモールドパウダー溶融プールの安定を維持しつつ、鋳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、下記式（５）：
   ｔ_N＝（１／π×ｆ）ｃｏｓ^-1（Ｖ_c／π×ｆ×ｓ） … （５）
   〔式中、ｆは鋳型振動数（Ｈｚ）であり、ｓは鋳型振動時の鋳型の上止点および下止点間の距離（ｍｍ）であり、Ｖ_cは鋳片引き抜き速度（ｍｍ／秒）である。〕
   で定められるネガティブストリップ時間ｔ_Nが０．２５秒以下となるような鋳型振動を付与し、且つ
   １２００ガウス以下の磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ熱流速値が１．５ＭＷ／ｍ ² 未満の緩冷却を行うことを特徴とする高Ａｌ鋼スラブの連続鋳造方法。