JP2007290007A - 高Ａｌ鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】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。
【解決手段】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、式（４）：１．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦５、および式（５）：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。
【選択図】なし

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、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役割としては、（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。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％以上であるような溶鋼から連続鋳造法によって鋳片を製造する際には、（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、このような高Ａｌ鋼の連続鋳造では、下記の反応式（７）：
４Ａｌ＋３ＳｉＯ₂ → ２Ａｌ₂Ｏ₃＋３Ｓｉ … （７）
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ける塩基度［ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］が上昇して、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、凝固シェルと鋳型とが焼き付き、ブレークアウトが発生してしまう。

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Ａｌ鋼の連続鋳造では、上記式（７）の反応による組成変動が生ずるために、表面品質に優れた鋳片を、安定して製造することが難しい。

そこで特許文献１は、高Ａｌ鋼の連続鋳造でも表面品質に優れた鋳片を製造するため、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い組成および物性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［０００４］および［０００７］）。

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］）。尚、特許文献２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化物を２種類以上含有することを特徴としている（段落［００２４］）。

特許文献３は、高アルミニウム鋼の連続鋳造において、ＡｌとＳｉＯ₂との反応［上記式（７）］によりＡｌ₂Ｏ₃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鋳片の表面品質の悪化を防止するために、ＣａＯ、ＳｉＯ₂ 、Ｌｉ₂Ｏ、Ｆ、Ｎａ₂Ｏ、Ｋ₂ＯおよびＡｌ₂Ｏ₃含有率が所定の式を満たし、溶融層が凝固したフィルム中に、カスピ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いる（特許請求の範囲、段落［００１１］および［００１７］）。

しかしながら、高Ａｌ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（凹凸）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あるいは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、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］−０．０１９５［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［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、夫々Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。〕
特開２００３−５３４９６号公報（特許請求の範囲、段落［０００４］および［０００７］） 特開平１０−２１６９０７号公報（特許請求の範囲、段落［００１３］、［００２０］、［００２４］および［００３０］） 特開２００２−３４６７０８号公報（特許請求の範囲、段落［００１１］および［００１７］） 「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。しかしながら、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、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鋳造するに際して、
ｆ１−０．１０≦［Ｃ］≦ｆ２＋０．０５ …（１）
ｆ１＝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［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、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％、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、下記式（４）および（５）を満たすと共に、
１．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦５ …（４）
０．２≦［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］≦１．１ …（５）
〔式中、［Ｔ−ＣａＯ］、［ＳｉＯ₂］および［Ｌｉ₂Ｏ］は、夫々Ｔ−ＣａＯ、ＳｉＯ₂およびＬｉ₂Ｏのモールドパウダー中の含有量（質量％）を表す。〕
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、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鋳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。
ｔＮ＝（１／π・ｆ）ｃｏｓ^-1（Ｖｃ／π・ｆ・ｓ） …（６）
〔ここで、ｆ：鋳型振動数（Ｈｚ）、ｓ：鋳型振動時の鋳型の上止点と下止点間の距離（ｍｍ）、Ｖｃ：鋳片引き抜き速度（ｍｍ／秒）を夫々示す〕

上記本発明方法においては、３００〜１２００ガウス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、モールドパウダーの組成を適切にすると共に、連続鋳造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た。

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晶出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（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）のような結晶を晶出させると、鋳型銅板温度変動が大きくなる問題がある上に、鋳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、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、鋳片の凹凸や割れを、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、鋳片の凹凸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ェルが形成されることにより、変態収縮による鋳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。

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ＳｉＯ₂と溶鋼からのＡｌとが反応して形成されるＡｌ₂Ｏ₃に、モールドパウダーからのＬｉ₂Ｏを反応させて、ＬｉＡｌＯ₂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Ａｌ鋼の連続鋳造で、組成変動の原因となる上記式（７）のＳｉＯ₂とＡｌとの反応を利用して、ＬｉＡｌＯ₂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、ＬｉＡｌＯ₂を晶出させるために、各成分量、殊にＴ−ＣａＯ、ＳｉＯ₂およびＬｉ₂Ｏ量、並びにこれらの質量比［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］および塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］が、適正範囲に調整されている必要がある。

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］／［ＳｉＯ₂］および質量比［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］を、それぞれ説明する。

［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、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−ＣａＯ量が３５％未満であると、相対的にＳｉＯ₂およびが増加し、その結果、式（７）の反応によりＡｌ₂Ｏ₃量が増加し、ＬｉＡｌＯ₂が晶出しやすい組成範囲から外れて、ＬｉＡｌＯ₂が晶出しにくくなる。またゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）も生成しやすくなる。逆にＴ−ＣａＯ量が５５％を超えても、相対的にＬｉ₂ＯおよびＳｉＯ₂量が低下し、その結果、式（７）の反応によりＡｌ₂Ｏ₃量が低下して、充分な量のＬｉＡｌＯ₂が確保できなくなる。また溶融スラグの凝固温度が高くなりすぎる。

［ＳｉＯ₂：１０〜３０％］
ＳｉＯ₂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％以下、より好ましくは２５％以下である。ガラス形成元素であるＳｉＯ₂量が１０％未満であると、結晶が発達しやすいため、粗大な結晶が形成されて、スラグフィルムの鋳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ＳｉＯ₂量が３０％を超えると、ＬｉＡｌＯ₂よりも、ゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）やダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ₂）が多く晶出する。

［Ａｌ₂Ｏ₃：４．０％以下（０％を含まない）］
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、Ａｌ₂Ｏ₃量は、４．０％以下、好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下である。但しＡｌ₂Ｏ₃は、モールドパウダー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。

［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）やメイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）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。

［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、潤滑性が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、連続鋳造の安定操業に悪影響を及ぼすことがある。

［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、ＬｉＡｌＯ₂の晶出を抑制する作用を有し、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％］
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Ｌｉ₂Ｏ原料として添加されるＬｉ₂ＣＯ₃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、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からなる。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、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。なぜなら本発明が予定する高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記の反応式（８）および（９）：
２Ａｌ＋３Ｎａ₂Ｏ → Ａｌ₂Ｏ₃＋６Ｎａ … （８）
２Ａｌ＋３Ｋ₂Ｏ → ２Ａｌ₂Ｏ₃＋６Ｋ … （９）
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、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。

［１．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦５］
塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］は、１．６以上、好ましくは１．８以上、より好ましくは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ＳｉＯ₂量が増加し、ＬｉＡｌＯ₂が晶出しやすい組成範囲から外れて、ＬｉＡｌＯ₂が晶出しにくくなる。またゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ₂・Ａｌ₂Ｏ₃）も生成しやすくなる。逆に塩基度が５を超えても、相対的にＳｉＯ₂量が減少し、それに伴いＡｌ₂Ｏ₃量およびＬｉＡｌＯ₂量が減少する。またにガラス形成成分であるＳｉＯ₂量が減少することで、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ₂Ｏ₃）が過度に発達してしまう。さらに凝固温度が高くなって潤滑性に悪影響を及ぼし得る。

［０．２≦［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］≦１．１］
質量比［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］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、１．１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。［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］が０．２未満であると、Ｌｉ₂Ｏ量が不充分となるため、ＬｉＡｌＯ₂が充分に生成されなくなる。逆に［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］が１．１を超えても、ＬｉＡｌＯ₂晶出のための最適範囲から外れるために、ＬｉＡｌＯ₂が晶出しにくくなる。

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９５０〜１２００℃、より好ましくは１０００〜１１５０℃である。凝固温度が９５０℃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１２００℃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Ａｌ含有量（溶鋼中のＡｌ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などとして析出している（即ち溶存していない）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、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。

本発明において、上記目的を達成するためには、連続鋳造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ディプレッショ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ディプレッション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との間で起こる前記式（７）の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、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。

［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ップ時間ｔＮ：０．２８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鋳型振動を付与しつつする必要がある。
ｔＮ＝（１／π・ｆ）ｃｏｓ^-1（Ｖｃ／π・ｆ・ｓ） …（６）
〔ここで、ｆ：鋳型振動数（Ｈｚ）、ｓ：鋳型振動時の鋳型の上止点と下止点間の距離（ｍｍ）、Ｖｃ：鋳片引き抜き速度（ｍｍ／秒）を夫々示す〕

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、ブレイ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、ディプレッションを引き起こすことになる。

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）、ｐ６３８）、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），ｐ１１９０）。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Ａｌ鋼を連続鋳造するには、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、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。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。

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、ディプレッション・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制御できないことがあるので、１２００ガウス以下とすることが好ましい。

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く、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。

［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。

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（℃）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。

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。尚、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以上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。

これらの結果を、連続鋳造条件（鋳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、鋳型振動ストローク、ネガティブストリップ時間ｔＮ）と共に、下記表３に示す。

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、或は鋳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、ＬｉＡｌＯ₂以外の結晶が多く晶出したり、潤滑性に難があったりした結果、鋳片に凹みや割れが発生していることが分かる。

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含有量が過剰となっており、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含有量が少なくなっており、粗大な結晶が晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片の凹みや割れが発生した。

試験Ｎｏ．１３のものでは、モールドパウダー中のＭｇＯ含有量が多くなっており、メイエ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、鋳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ＳｉＯ₂含有量が少なくなっており、スラブベアが多量に発生し、鋳片の凹みや割れが発生した。

試験Ｎｏ．１６のものでは、モールドパウダー中のＬｉ₂Ｏ含有量が多くなっており、その結果［Ｌｉ₂Ｏ／ＳｉＯ₂］の大きくなっており、粘度低下により過剰流入が起こり、流入が脈動する結果となり、鋳型熱電対温度変動が大きくなっている。また、適正な潤滑性が確保されずに、鋳片の凹みや割れが発生した。

試験Ｎｏ．１７のものでは、モールドパウダー中のＬｉ₂Ｏ含有量が少なくなっており、その結果［Ｌｉ₂Ｏ／ＳｉＯ₂］の小さくなっており、粘度・凝固温度が高く、十分な消費原単位が確保できず、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。

試験Ｎｏ．１８のものでは、モールドパウダー中のＦ含有量が少なくなっており、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含有量が多くなっており、ＬｉＡｌＯ₂量が極端に少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。

試験Ｎｏ．２０のものでは、塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］が低くなっており、粗大なゲー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、鋳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Ｌｉ₂Ｏ含有量が少なくなっており、凝固温度が高くなりすぎて適正な潤滑性が確保できず、鋳片に割れが発生した。

試験Ｎｏ．２２のものでは、モールドパウダー中のＬｉ₂Ｏ含有量が多くなっており、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片の割れが発生した。試験Ｎｏ．２３のものでは、塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］が低くなっており、粗大なゲー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、鋳片の割れが発生した。また、Ｎａ₂Ｏも存在するため、Ｎａ−Ａｌ−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。

［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記載の鋼を鋳造した。このとき、連続鋳造条件（鋳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、鋳型振動ストローク、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。

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（鋳型熱流束）、安定操業（温度変動）、鋳片の表面品質（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。

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、或は鋳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、本発明で規定する鋳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。

具体的には、試験Ｎｏ．２６，２７のものでは、鋳型内湯面レベル変動速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、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ている。

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、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ている。

試験Ｎｏ．４０のものでは、鋳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、オッシレーションマーク間隔が大きいので、オッシレーションマークに沿った凹み、割れが発生している。

Claims (2)

1. 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鋳造するに際して、
   ｆ１−０．１０≦［Ｃ］≦ｆ２＋０．０５ …（１）
   ｆ１＝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［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、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％、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、下記式（４）および（５）を満たすと共に、
   １．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ₂］≦５ …（４）
   ０．２≦［Ｌｉ₂Ｏ］／［ＳｉＯ₂］≦１．１ …（５）
   〔式中、［Ｔ−ＣａＯ］、［ＳｉＯ₂］および［Ｌｉ₂Ｏ］は、夫々Ｔ−ＣａＯ、ＳｉＯ₂およびＬｉ₂Ｏのモールドパウダー中の含有量（質量％）を表す。〕
   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、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鋳型振動を付与しつつ操業することを特徴とする高Ａｌ鋼の連続鋳造方法。
   ｔＮ＝（１／π・ｆ）ｃｏｓ^-1（Ｖｃ／π・ｆ・ｓ） …（６）
   〔ここで、ｆ：鋳型振動数（Ｈｚ）、ｓ：鋳型振動時の鋳型の上止点と下止点間の距離（ｍｍ）、Ｖｃ：鋳片引き抜き速度（ｍｍ／秒）を夫々示す〕
2. ３００〜１２００ガウスの磁束密度で鋳型内電磁攪拌を行いつつ操業する請求項１に記載の連続鋳造方法。