JP4264291B2

JP4264291B2 - Steel continuous casting method

Info

Publication number: JP4264291B2
Application number: JP2003119275A
Authority: JP
Inventors: 敏之梶谷; 欣晃木村; 英明山村; 亘山田; 重典田中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-04-24
Filing date: 2003-04-24
Publication date: 2009-05-13
Anticipated expiration: 2023-04-24
Also published as: JP2004322140A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼の連続鋳造方法に関し、特にプレス割れの少ないＩＦ鋼板を製造することのできる鋼の連続鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融金属の連続鋳造においては、溶融金属を取鍋からタンディッシュに注入し、さらにタンディッシュから鋳型内に注入する。鋳型内おいて、溶融金属と鋳型との接触部において凝固シェルが成長し、凝固シェルは下方に引き抜かれつつさらに凝固が進行し、最終的に凝固が完了して鋳片となり、引き出される。
【０００３】
タンディッシュ底面には鋳造ストランド数に等しい数の注入口が設けられ、各注入口から鋳型内に溶融金属が注入される。注入口にはストッパーあるいはスライディングノズルが設けられ、これらを開閉することによって溶融金属の注入制御が行われる。ストッパーを設ける場合には、タンディッシュ底面に注入ノズル（ストッパーノズル）を設け、注入ノズルの上方にストッパーを配置する。スライディングノズルを設ける場合には、図１に示すように、タンディッシュ１底面に上部ノズル２を配置し、その下方にスライディングノズル３を配置する。注入ノズル、上ノズル、スライディングノズルは、通常はいずれもアルミナグラファイト耐火物によって形成される。スラブ連続鋳造においては、タンディッシュの注入口下部に浸漬ノズル４を設ける。浸漬ノズル４の材質としては、アルミナグラファイト耐火物が用いられる。
【０００４】
アルミナグラファイト耐火物製浸漬ノズルにおいては、溶融金属が流通するノズル内周部の溶融金属流通部に析出物が付着しやすいという性質を有している。付着する析出物の主成分はαＡｌ₂Ｏ₃であり、脱酸生成物として溶融金属中に含まれているＡｌ₂Ｏ₃がノズル内壁に析出して堆積するものと考えられる。浸漬ノズル内壁への析出物付着は、特にアルミキルド鋼の連続鋳造において顕著に観察される。浸漬ノズル内壁への析出物付着を防止するため、上ノズルやスライディングノズル、浸漬ノズル部分にアルゴンガスを吹き込む方法が採用されている。
【０００５】
近年、自動車用外板や表面処理鋼版等には、優れた加工性を有するＣが０．００４％以下の極低炭素鋼が広く用いられている。特に、ＴｉやＮｂなどの炭素、窒素を固定する元素を添加した極低炭素鋼はＩＦ鋼（Interstitial soluted element Free鋼）と呼ばれ、連続鋳造によって製造される極低炭素鋼の中心となっている。
【０００６】
連続鋳造においては、鋳型と凝固シェルとの間の潤滑を確保するため、連続鋳造パウダーが用いられる。極低炭素鋼の連続鋳造においては、高粘度パウダーが用いられることが多い。高粘度にするのは、極低炭素鋼は鋳造の際に凝固シェル先端の爪部が異常発達しがちであり、それに由来したパウダー巻き込みという問題を極力防止しようとするためである（例えば特許文献１）。
【０００７】
特許文献２においては、極低炭素鋼の連続鋳造において１３００℃の粘性が３ｐｏｉｓｅ以上のパウダーを用いることにより、鋳型内での溶鋼中へのパウダー巻き込みを減らし、さらに鋳型内電磁攪拌を行うことにより、高粘性パウダーであるにもかかわらず鋳型と鋳片界面へのパウダー流入を改善する技術が開示されている。パウダーの粘度を３ｐｏｉｓｅ以上とすることにより、冷延板では連鋳パウダーが原因となった線状疵の発生が低減するとともに、加工時の加工割れが低減し、成形性が向上するとしている。
【０００８】
特許文献３においては、鋳造品種を限定せず、モールドパウダー巻き込みに起因するパウダー性欠陥の発生を防止するため、高い粘度のモールドパウダーを用い、浸漬ノズルへの吹き込みガス量を臨界値以下とする発明が開示されている。１２００℃における粘度を１．２〜４ｐｏｉｓｅとし、浸漬ノズル内に吹き込むガス量を所定の値以下とすることによって薄鋼板のモールドパウダー性欠陥発生率が低減するとしている。ここで、ガス量の所定の値は、溶鋼のスループットＱ（ton/min）が増大するほど増大し、パウダーの１２００℃粘度が増大するほど増大する関数となっている。
【０００９】
【特許文献１】
特開平１０−２６３７６７号公報
【特許文献２】
特開２０００−２８００５１号公報
【特許文献３】
特開平１０−１９３０５８号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
ＩＦ鋼をはじめとする超深絞り加工用材料に要求される特性として、ｒ値や伸び等の機械的特性値が優れているだけでなく、清浄性、特に従来から要求されていた表面の清浄性に加え、プレス割れを防止するため、加工時の割れの起点となる鋳片内部の清浄性向上が求められている。従来から進められている高粘性パウダーの使用により、パウダー巻き込みが低減して鋳片品質の向上が図られているが、薄板の加工性の向上については更なる改善が要求されている。
【００１１】
本発明は、プレス割れを防止し、薄板加工性のより一層の向上を実現することのできる鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）タンディッシュから鋳型への溶鋼注入流中にアルゴンガスを吹き込み、タンディッシュ上ノズル及び／又はスライディングノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₁とし、浸漬ノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₂として、下記（２）式で得られる溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Ar（リットル／分）を下記（１）式の範囲内とするとともに、
鋳造速度ｖ_C（ｍ／分）を１．５〜２．０ｍ／ｍｉｎの範囲とし、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が１４．７ｐｏｉｓｅ以上でさらに下記（３）式の範囲内であるパウダーを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
１≦Ｖ_Ar≦０．３×η＋０．５（１）
Ｖ_Ar＝０．２×Ｖ₁＋０．７×Ｖ₂ （２）
ｖ_C≦（0.0527×２×60×Ｓ×η）／（Ｗ×Ｔ）（３）
ただし、Ｗは鋳片幅（ｍ）、Ｔは鋳片厚み（ｍ）、Ｓは浸漬ノズルの吐出口断面積（ｍ²）である。
（２）タンディッシュから鋳型への溶鋼注入流中にアルゴンガスを吹き込み、タンディッシュ上ノズル及び／又はスライディングノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₁とし、浸漬ノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₂として、下記（２）式で得られる溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Ar（リットル／分）を下記（１）式の範囲内とするとともに、
鋳造速度ｖ_C（ｍ／分）を１．５〜２．０ｍ／ｍｉｎの範囲とし、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が１４．７ｐｏｉｓｅ以上であるとともに、下記（７）式によってｖ（ｍ／秒）を求め、下記（８）式によってｖ_d（ｍ／秒）を求め、ｖとｖ_dを対比し、ｖがｖ_dよりも大きくなる粘度範囲内のパウダーを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
１≦Ｖ_Ar≦０．３×η＋０．５（１）
Ｖ_Ar＝０．２×Ｖ₁＋０．７×Ｖ₂ （２）
ｖ＝0.0527η （７）
ｖ_d＝（Ｗ×Ｔ×ｖ_C）／（Ｓ×２×６０）（８）
ただし、Ｗは鋳片幅（ｍ）、Ｔは鋳片厚み（ｍ）、Ｓは浸漬ノズルの吐出口断面積（ｍ²）である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
ＩＦ鋼をはじめとする超深絞り加工用材料において、製品のプレス割れの原因を追及したところ、鋼板の内部、即ち鋳片の内部に取り込まれたパウダー起因の介在物がプレス割れの原因となっていることが多い。
【００１４】
溶鋼中に巻き込まれたパウダー巻き込み介在物のうち、鋳型内の凝固シェル付近に巻き込まれたものは凝固シェル先端の爪部に捕捉され、表面疵の原因となる。一方、プレス割れの原因となるパウダー起因介在物は、まず鋳型内のメニスカス付近で溶融パウダー層から溶鋼中に巻き込まれ、巻き込まれたパウダーが鋳型内の溶鋼下降流に乗ってメニスカスの下方に運ばれ、最終的にシェルに捕捉されて鋳片内部の介在物となる。
【００１５】
以下、図１に基づいて本発明の説明を行う。図１おいて、タンディッシュ１下部に設けられた注入ノズルは、上から上ノズル２，スライディングノズル３を経て浸漬ノズル４が接続され、浸漬ノズル４先端の吐出口８から鋳型５内に溶鋼を吐出する。鋳型５内には溶鋼１０の表面メニスカス部に溶融パウダー層１１が形成されている。
【００１６】
前述の通り、タンディッシュの浸漬ノズル詰まり防止を目的として、浸漬ノズル４を通過する溶鋼中にアルゴンガスが吹き込まれる。図１においては、上ノズル１と浸漬ノズル４にガススリーブノズル６が配置され、外部からアルゴンガス配管７を経由してアルゴンガスが供給され、溶鋼注入流にアルゴンガスが吹き込まれる。吹き込まれたアルゴンガスは溶鋼とともに浸漬ノズル先端の吐出口８からアルゴン気泡１２として鋳型内に吐出され、その大部分は浮上してメニスカスから離脱する。メニスカスに達したアルゴンガス気泡１２は、メニスカス部の溶鋼１０と溶融パウダー層１１の界面を乱す原因となり、その結果として溶融パウダーが溶鋼中に巻き込まれてパウダー巻き込み介在物１４となる。プレス割れの原因となるパウダー巻き込み介在物は、アルゴンガス気泡１２に起因して溶鋼中に巻き込まれたものが主であることが明らかとなった。
【００１７】
１０ｋｇの小型溶解炉を用い、溶鋼の表面に種々の粘度を有する溶融パウダー層を形成し、溶鋼中にアルゴンガスを種々の流量で吹き込み、浮上するアルゴン気泡による攪拌で溶鋼中に巻き込まれるパウダー系介在物の量と大きさについて調査した。その結果、溶鋼中に巻き込まれるパウダー系介在物の平均粒径は、パウダー粘度が高くなるほど大きくなることがわかった。また、溶鋼中に巻き込まれるパウダー系介在物の巻き込み個数は、アルゴンガス流量が増えるほど増大すること、パウダーの粘度が高いほど低減することが分かった。パウダーの粘度が高いほど巻き込み粒径が増加し、その結果浮上速度が増大して浮上しやすくなるので、結果としてパウダー粘度が高いほど巻き込み個数が低減するものと考えられる。
【００１８】
パウダーの粘度が高くなるほど巻き込み介在物の粒径が大きくなる理由として、以下の点が考えられる。即ち、溶融パウダーの粘度が大きいと、溶融パウダー層と溶鋼との界面のせん断力が低下するため、界面におけるKelvin-Helmholtzの乱れの波長が大きくなる。その結果、パウダーの巻き込み粒径が大きくなるのである。
【００１９】
以上の実験結果から、パウダーの１３００℃粘度η（ｐｏｉｓｅ）、アルゴンガス流量Ｖ_Ar（リットル／分）と巻き込み個数Ｎ（個／ｋｇ）との間には、下記（４）式の関係が見られることが分かった。なお、アルゴンガス流量表示において、リットルはいずれもＮリットル（標準状態表示）の意味である。
Ｎ＝（１００００／η）（Ｖ_Ar−０．５）（４）
【００２０】
また、実機の鋳型メニスカス直下でパウダーが何個巻き込まれているかは実測できないが、実機におけるη、Ｖ_Arとプレス割れの関係を（４）式と対応させたところ、鋼板を加工したときのプレス割れを低減するためには、巻き込み個数Ｎが３０００個／ｋｇ以下であればよいことがわかった。
【００２１】
以上の結果を総合すると、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）のパウダーを用い、溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Ar（リットル／分）を下記（１）式の範囲内とすることにより、鋼板でのプレス割れの少ない連続鋳造鋳片を製造できることが分かる。
Ｖ_Ar≦０．３×η＋０．５（１）
【００２２】
ここにおいて、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が８ｐｏｉｓｅ以上のパウダーを用いる。８ｐｏｉｓｅ以上のパウダーに限定する理由は、８ｐｏｉｓｅ未満の粘性であるとＶ_Ar＜２．９リットル／分となり、このようなアルゴンガス流量でノズル閉塞を発生させずに操業することは極低炭素鋼の場合には難しい、もしくは連々鋳のチャージ／キャストを大幅に低下させざるを得なくなるからである。
【００２３】
溶鋼注入流にアルゴンガスを吹き込む手段として、タンディッシュの上ノズル２やスライディングノズル３，浸漬ノズル４に図１に示すようなガスの流入口を設け、アルゴンガスを供給することが行われる。ここで、供給したアルゴンガスのすべてが溶鋼注入流中に吹き込まれるのではなく、一部はタンディッシュ内の溶鋼中を上昇し、他の一部は注入ノズルを構成する耐火物の隙間から外部に漏れ出る。通常用いられている連続鋳造装置においては、上ノズル２及び／又はスライディングノズル３へのアルゴンガス供給量をＶ₁とし、浸漬ノズル４へのアルゴンガス供給量をＶ₂とすると、Ｖ₁の２０％が溶鋼注入流中に吹き込まれ、Ｖ₂の７０％が溶鋼注入流中に吹き込まれる。従って、（１）式のＶ_Arを下記（２）式によって定めれば、アルゴンガスの供給量によって良好範囲を規定することが可能になる。
Ｖ_Ar＝０．２×Ｖ₁＋０．７×Ｖ₂ （２）
【００２４】
溶鋼注入流中にアルゴンガスを吹き込む目的は浸漬ノズルの詰まりを防止するためであり、詰まり防止を実現するために必要最小限のアルゴンガス流量を確保する必要がある。通常の連続鋳造装置であって、浸漬ノズル４にアルミナグラファイト質耐火物を用い、ＩＦ鋼などの極低炭素鋼を鋳造する際においては、Ｖ_Arは最低でも１リットル／分以上確保する必要がある。従って、上ノズル２のみからアルゴンガスを吹き込むときはアルゴンガス供給量を５（＝１／０．２）リットル／分、浸漬ノズル４のみからアルゴンガスを吹き込むときはアルゴンガス供給量を１．４（＝１／０．７）リットル／分以上とする必要がある。
【００２５】
鋳型内の溶鋼中に巻き込まれたパウダー巻き込み介在物１４は、自身の浮力によって所定の浮上速度で浮上する。浮上速度ｖ（ｍ／ｓｅｃ）はストークスの式から定まり、下記（５）式のとおりパウダー巻き込み介在物粒径ｄ（ｍ）によって定まる関数である。
ｖ＝(2/9)×ｄ²（ρ_l−ρ_p）ｇ／μ （５）
ここで、ρ_lは溶鋼密度（ｋｇ／ｍ³）、ρ_pは介在物密度（ｋｇ／ｍ³）、ｇは重力加速度（ｍ／ｓ²）、μは溶鋼の粘度（Ｐａ・ｓ）である。
【００２６】
一方、上述の通り、溶鋼中に巻き込む介在物粒径はパウダーの粘度が高いほど大きくなる。Kelvin-Helmholtzの乱れの波長の関数を実験結果に基づいてフィッティングすると、巻き込み介在物粒径ｄ（μｍ）は１３００℃パウダー粘度η（ｐｏｉｓｅ）を用いて下記（６）式のように定まる。
ｄ＝-0.563η²＋61.455η＋408.51 （６）
【００２７】
以上の（５）式（６）式に基づいて、巻き込み介在物の浮上速度ｖは１３００℃パウダー粘度η（ｐｏｉｓｅ）を用いて下記（７）式のように定まる。
ｖ＝0.0527η （７）
【００２８】
鋳型内において、浸漬ノズル４の吐出口８から流出した溶鋼吐出流１５は、図１に示すように鋳型短辺に衝突した後に上昇流１６と下降流１７とに分かれる。溶鋼中に巻き込まれたパウダー巻き込み介在物１４が、吐出流１５に捕まった上でさらに下降流１７に乗ってメニスカスから下方まで運ばれると、その後凝固シェル１２にトラップされ、鋳片内部の介在物となってプレス割れの原因となる。ここで、パウダー巻き込み介在物１４の浮上速度ｖが溶鋼の下降速度ｖ_dより速ければ、巻き込み介在物は下降流に乗って下降せず、鋳型内容鋼表面に浮上分離することができる。ここで、溶鋼の下降速度ｖ_d（ｍ／ｓｅｃ）は下記（８）式で表される。
ｖ_d＝（Ｗ×Ｔ×ｖ_C）／（Ｓ×２×６０）（８）
ただし、Ｗは鋳片幅（ｍ）、Ｔは鋳片厚み（ｍ）、Ｓは浸漬ノズルの吐出口断面積（ｍ²）、ｖ_Cは鋳造速度（ｍ／分）である。
【００２９】
介在物が鋳片中にトラップされない条件であるｖ≧ｖ_dに上記（７）（８）式を代入し、ｖ_C（ｍ／分）についての式に変形すると下記（３）式が得られる。
ｖ_C≦（0.0527×２×60×Ｓ×η）／（Ｗ×Ｔ）（３）
【００３０】
即ち、鋳造速度ｖ_Cとして（３）式を満たす速度を選択して連続鋳造を行うことにより、プレス割れの少ない加工性の良好な鋼板を製造することが可能になる。また、（３）式の右辺から明らかなように、使用するパウダーの１３００℃における粘度ηが高くなるほど、許容される鋳造速度の上限が高くなり、高速での連続鋳造が可能になる。
【００３１】
本発明においては、溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Arを上記（１）式の範囲内としてメニスカス部におけるパウダー巻き込み発生を防止し、さらに鋳造速度ｖ_Cを上記（３）式の範囲内とすることによってメニスカス部の巻き込み介在物が鋳片内部に到達しないようにすることにより、鋳片内部の巻き込み介在物を極小とし、プレス割れの少ない極めて加工性の良好な製品を製造することが可能になる。
【００３２】
本発明はさらに、鋳造品種としてＩＦ鋼を鋳造する場合に特に良好な効果を発揮することができる。ＩＦ鋼においては特に良好な加工性が要求され、本発明が有するプレス割れ防止効果を発揮して優れた品質向上効果を得ることができるからである。
【００３３】
本発明の連続鋳造方法においては、鋳型内電磁攪拌を同時に行うこととすると好ましい。本発明では、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が８ｐｏｉｓｅ以上の高粘度パウダーを用いる。一般的に高粘度パウダーを使用すると、鋳型と凝固シェルとの間に流入する溶融パウダーの消費量が低減し、またパウダー流入に不均一が生じやすくなり、結果として割れ感受性の高い品種では鋳片の割れが発生しやすくなったり、凝固シェルが鋳型に焼き付いて凝固シェルが破れるに至ることがある。これに対し、極低炭素鋼ではオシレーションマーク部の爪が長く、この爪により、パウダーが凝固シェル・鋳型間に容易に引きずり込まれるため、高粘性でも均一にパウダーが流入する。また、鋳型内電磁攪拌を同時に行うことが好ましい。高粘度パウダーであってもパウダー消費量を確保でき、かつパウダー流入の不均一を解消することが可能になる。
【００３４】
本発明で使用する１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が８ｐｏｉｓｅ以上の高粘度パウダーについては、凝固温度の低いパウダーを用いることとするとよい。１３００℃粘度が高粘度であり、同時に凝固温度が高いパウダーを用いると、上記のようにパウダー流入性が低下するが、高粘度かつ低凝固温度のパウダーを用いれば、パウダー消費量を適正化し、かつパウダー流入不均一を防止することが可能になる。
【００３５】
【実施例】
転炉にて溶製した溶鋼３００ｔｏｎを、ＲＨにて所定の成分濃度に調整したＩＦ鋼（極低炭素鋼）の溶鋼を、タンディッシュ、浸漬ノズルを介して垂直曲げ型の連続鋳造機で鋳造した。溶鋼成分範囲を表１に示す。上ノズル２単独、あるいは上ノズル２と浸漬ノズル４から溶鋼注入流にアルゴンガス吹き込みを行った。鋳造速度、鋳片幅、鋳片厚み、浸漬ノズル吐出口８断面積、使用した連続鋳造パウダーの粘度、アルゴンガス供給量Ｖ₁（上ノズル）、Ｖ₂（浸漬ノズル）、（２）式から計算したアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Ar、（１）式の右辺、（３）式の右辺を表２に示す。
【００３６】
【表１】

【００３７】
【表２】

【００３８】
鋳型添加剤の粘度測定方法として、回転円筒法を用いた。測定対象の鋳型添加剤を７００℃にて６０分間脱炭処理した試料を黒鉛坩堝に挿入し１４００℃にて１０〜１５分間予備溶解した後鉄坩堝に移し、縦型管状炉（エレマ炉）に入れ、Ｅ型粘度計のローターをスラグ中に浸漬し、１３００℃で３０分間安定させた後、ローターを回転させ粘性抵抗によるトルクを測定し、粘度を求める。なおＥ型粘度計は事前に標準粘度液にて較正しておく。
【００３９】
巻き込み個数の測定については、鋳片から介在物の集積帯部位を切り出し、スライム法で溶解し、介在物を抽出し、パウダー系の介在物の個数をカウントする。
【００４０】
プレス割れ指数については、製品となった０．８ｍｍ厚の鋼板を１００ｍｍφの球状のダイを用いて３２ｍｍ張り出させたときの割れ発生枚数比率を評点化したものであり、割れ発生枚数比率０．２％未満を◎、０．２〜３％を○、３〜５％を△、５％以上を×とした。
【００４１】
本発明例Ｎｏ．３、６、９、１２は、アルゴンガス吹き込み量Ｖ_Arが（１）式を満足するとともに鋳造速度ｖ_Cが（３）式を満足しており、巻き込み個数、プレス割れ指数は良好な結果となった。
【００４２】
比較例Ｎｏ．１〜５はアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Arが（１）式を満足せず、鋳造速度ｖ_Cが（３）式を満足せず、巻き込み個数、プレス割れ指数ともに不良であった。
【００４３】
【発明の効果】
本発明は、１３００℃粘度が８ｐｏｉｓｅ以上の高粘度パウダーを使用しつつパウダーの粘度に応じて溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量を制御し、さらにパウダーの粘度に応じて鋳造速度を制御することにより、製品のプレス割れに影響する鋳片内部のパウダー起因巻き込み介在物を低減し、プレス割れの少ない加工性の良好な製品を製造することのできる連続鋳造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明を適用する連続鋳造装置の部分断面図である。
【符号の説明】
１タンディッシュ
２上ノズル
３スライディングノズル
４浸漬ノズル
５鋳型
６ガススリーブノズル
７アルゴンガス配管
８吐出口
１０溶鋼
１１溶融パウダー層
１２凝固シェル
１３アルゴンガス気泡
１４パウダー巻き込み介在物
１５吐出流
１６上昇流
１７下降流[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel continuous casting method, and more particularly to a steel continuous casting method capable of producing an IF steel sheet with few press cracks.
[0002]
[Prior art]
In continuous casting of molten metal, molten metal is poured from a ladle into a tundish, and further poured into the mold from the tundish. In the mold, a solidified shell grows at the contact portion between the molten metal and the mold, and the solidified shell further pulls downward to further solidify. Finally, solidification is completed and a cast piece is drawn out.
[0003]
The bottom surface of the tundish is provided with a number of inlets equal to the number of cast strands, and molten metal is injected into the mold from each inlet. A stopper or a sliding nozzle is provided at the injection port, and the molten metal injection is controlled by opening and closing these. When the stopper is provided, an injection nozzle (stopper nozzle) is provided on the bottom surface of the tundish, and the stopper is disposed above the injection nozzle. When the sliding nozzle is provided, as shown in FIG. 1, the upper nozzle 2 is disposed on the bottom surface of the tundish 1 and the sliding nozzle 3 is disposed below the upper nozzle 2. The injection nozzle, the upper nozzle, and the sliding nozzle are usually all formed of alumina graphite refractory. In continuous slab casting, an immersion nozzle 4 is provided below the tundish inlet. As a material of the immersion nozzle 4, an alumina graphite refractory is used.
[0004]
The immersion nozzle made of alumina graphite refractory has the property that precipitates are likely to adhere to the molten metal flow portion in the inner peripheral portion of the nozzle through which the molten metal flows. The main component of the deposited deposit is αAl ₂ O ₃ , and it is considered that Al ₂ O ₃ contained in the molten metal as a deoxidation product is deposited and deposited on the inner wall of the nozzle. Deposits on the inner wall of the immersion nozzle are particularly observed in continuous casting of aluminum killed steel. In order to prevent deposits from adhering to the inner wall of the immersion nozzle, a method of blowing argon gas into the upper nozzle, the sliding nozzle, and the immersion nozzle is employed.
[0005]
In recent years, ultra-low carbon steel having excellent workability with 0.004% or less of C is widely used for automobile outer plates and surface-treated steel plates. In particular, ultra-low carbon steel added with carbon and nitrogen-fixing elements such as Ti and Nb is called IF steel (Interstitial soluted element free steel), which is the center of ultra-low carbon steel produced by continuous casting. Yes.
[0006]
In continuous casting, continuous casting powder is used to ensure lubrication between the mold and the solidified shell. In continuous casting of extremely low carbon steel, high viscosity powder is often used. The reason why the viscosity is high is that ultra-low carbon steel tends to abnormally develop the claw portion at the tip of the solidified shell during casting, and tries to prevent the problem of entrainment of powder derived therefrom (for example, patent document). 1).
[0007]
In Patent Document 2, by using a powder having a viscosity of 1300 ° C. or more in continuous casting of ultra-low carbon steel, powder entrainment in molten steel in the mold is reduced, and further, electromagnetic stirring in the mold is performed. A technique for improving the powder inflow to the interface between the mold and the slab despite being a highly viscous powder is disclosed. By setting the viscosity of the powder to 3 poise or more, the occurrence of linear wrinkles caused by continuous casting powder in the cold-rolled sheet is reduced, the processing cracks during processing are reduced, and the moldability is improved.
[0008]
In Patent Document 3, the casting type is not limited, and in order to prevent the occurrence of powder defects caused by entrainment of mold powder, a high-viscosity mold powder is used, and the amount of gas blown into the immersion nozzle is set to a critical value or less. The invention is disclosed. By setting the viscosity at 1200 ° C. to 1.2 to 4 poise and the amount of gas blown into the immersion nozzle to a predetermined value or less, the mold powder defect generation rate of the thin steel sheet is reduced. Here, the predetermined value of the gas amount is a function that increases as the throughput Q (ton / min) of the molten steel increases and increases as the 1200 ° C. viscosity of the powder increases.
[0009]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 10-263767 [Patent Document 2]
JP 2000-280051 A [Patent Document 3]
Japanese Patent Laid-Open No. 10-193058
[Problems to be solved by the invention]
The properties required for ultra deep drawing materials such as IF steel are not only excellent in mechanical property values such as r value and elongation, but also cleanliness, especially the surface cleanliness that has been required in the past. In addition to the property, in order to prevent press cracking, improvement in cleanliness inside the slab, which is the starting point of cracking during processing, is required. The use of high-viscosity powder, which has been promoted in the past, has reduced powder entrainment and improved the quality of the slab, but further improvement is required for improving the workability of the thin plate.
[0011]
An object of this invention is to provide the continuous casting method of steel which can prevent a press crack and can implement | achieve the further improvement of thin plate workability.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) blowing argon gas molten steel injection stream from the tundish into the mold, the argon gas feed to the tundish on the nozzle and / or sliding nozzle and V _1, the argon gas feed to the immersion nozzle V ₂ As follows, the argon gas blowing rate V _Ar (liter / minute) into the molten steel injection flow obtained by the following equation (2) is within the range of the following equation (1),
The casting speed v _C (m / min) is in the range of 1.5 to 2.0 m / min, and the viscosity η (poise) at 1300 ° C. is 14.7 poise or more as powder for continuous casting. A continuous casting method of steel, characterized by using a powder within a range.
1 ≦ V _Ar ≦ 0.3 × η + 0.5 (1)
V _Ar = 0.2 × V ₁ + 0.7 × V ₂ (2)
v _C ≦ (0.0527 × 2 × 60 × S × η) / (W × T) (3)
Here, W is the slab width (m), T is the slab thickness (m), and S is the discharge port cross-sectional area (m ² ) of the immersion nozzle.
(2) blowing an argon gas into molten steel injection stream from the tundish into the mold, the argon gas feed to the tundish on the nozzle and / or sliding nozzle and V _1, the argon gas feed to the immersion nozzle V ₂ As follows, the argon gas blowing rate V _Ar (liter / minute) into the molten steel injection flow obtained by the following equation (2) is within the range of the following equation (1),
The casting speed v _C (m / min) is in the range of 1.5 to 2.0 m / min, and the viscosity η (poise) at 1300 ° C. is 14.7 poise or more as a continuous casting powder, and the following (7) V (m / sec) is obtained from the equation, v _d (m / sec) is obtained from the following equation (8), v and v _d are compared, and powder in a viscosity range where v is larger than v _d is used. A continuous casting method for steel characterized by the above.
1 ≦ V _Ar ≦ 0.3 × η + 0.5 (1)
V _Ar = 0.2 × V ₁ + 0.7 × V ₂ (2)
v = 0.0527η (7)
v _d = (W × T × v _C ) / (S × 2 × 60) (8)
Here, W is the slab width (m), T is the slab thickness (m), and S is the discharge port cross-sectional area (m ² ) of the immersion nozzle.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the ultra deep drawing materials such as IF steel, the cause of the press crack of the product was investigated, and the inclusion caused by the powder incorporated in the steel plate, that is, the inside of the slab, caused the press crack. There are many.
[0014]
Of the powder entrained inclusions entrained in the molten steel, those entrained near the solidified shell in the mold are trapped by the claw at the tip of the solidified shell and cause surface flaws. On the other hand, powder-induced inclusions that cause press cracks are first entrapped in the molten steel from the molten powder layer in the vicinity of the meniscus in the mold, and the entrained powder rides down the molten steel in the mold and moves below the meniscus. Finally, it is captured by the shell and becomes an inclusion inside the slab.
[0015]
Hereinafter, the present invention will be described with reference to FIG. In FIG. 1, the injection nozzle provided in the lower part of the tundish 1 is connected to the immersion nozzle 4 from the top through the upper nozzle 2 and the sliding nozzle 3, and molten steel is introduced into the mold 5 from the discharge port 8 at the tip of the immersion nozzle 4. Discharge. In the mold 5, a molten powder layer 11 is formed on the surface meniscus portion of the molten steel 10.
[0016]
As described above, argon gas is blown into the molten steel passing through the immersion nozzle 4 for the purpose of preventing clogging of the immersion nozzle in the tundish. In FIG. 1, a gas sleeve nozzle 6 is disposed on the upper nozzle 1 and the immersion nozzle 4, and argon gas is supplied from the outside via an argon gas pipe 7, and argon gas is blown into the molten steel injection flow. The argon gas thus blown is discharged together with the molten steel from the discharge port 8 at the tip of the immersion nozzle into the mold as an argon bubble 12, and most of it floats and leaves the meniscus. The argon gas bubbles 12 reaching the meniscus cause disturbance of the interface between the molten steel 10 and the molten powder layer 11 in the meniscus portion. As a result, the molten powder is entrained in the molten steel to become a powder entrainment inclusion 14. It has been clarified that powder inclusions that cause press cracks are mainly those entrained in molten steel due to the argon gas bubbles 12.
[0017]
A powder system in which a molten powder layer having various viscosities is formed on the surface of the molten steel using a small melting furnace of 10 kg, argon gas is blown into the molten steel at various flow rates, and is stirred into the molten steel by stirring with floating argon bubbles The amount and size of inclusions were investigated. As a result, it was found that the average particle diameter of the powder inclusions that are entangled in the molten steel increases as the powder viscosity increases. It was also found that the number of powder-type inclusions involved in the molten steel increases as the argon gas flow rate increases and decreases as the powder viscosity increases. As the viscosity of the powder increases, the entrainment particle size increases, and as a result, the ascent speed increases and the surface becomes easy to float. As a result, it is considered that the entrainment number decreases as the powder viscosity increases.
[0018]
The following points can be considered as the reason why the particle size of the inclusions increases as the viscosity of the powder increases. That is, when the viscosity of the molten powder is large, the shearing force at the interface between the molten powder layer and the molten steel is lowered, so that the wavelength of Kelvin-Helmholtz disturbance at the interface increases. As a result, the entrained particle size of the powder increases.
[0019]
From the above experimental results, the relationship of the following formula (4) is seen among the powder 1300 ° C. viscosity η (poise), the argon gas flow rate V _Ar (liter / min) and the entrainment number N (pieces / kg). I found out that In the argon gas flow rate display, all liters mean N liters (standard state display).
N = (10000 / η) (V _Ar −0.5) (4)
[0020]
Although it is not possible to actually measure how many powders are wound directly under the mold meniscus of the actual machine, the relationship between η, V _Ar and press cracking in the actual machine is matched with equation (4). In order to reduce cracks, it has been found that the number N of entrainment may be 3000 / kg or less.
[0021]
Summing up the above results, powder of viscosity η (poise) at 1300 ° C. was used as the powder for continuous casting, and the argon gas blowing rate V _Ar (liter / min) into the molten steel injection flow was within the range of the following formula (1) It turns out that the continuous cast slab with few press cracks in a steel plate can be manufactured by setting it as an inside.
V _Ar ≦ 0.3 × η + 0.5 (1)
[0022]
Here, a powder having a viscosity η (poise) at 1300 ° C. of 8 poise or more is used as the powder for continuous casting. The reason for limiting to powders of 8 poise or more is that V _Ar <2.9 l / min when the viscosity is less than 8 poise, and it is extremely low carbon steel to operate without causing nozzle clogging at such an argon gas flow rate. In this case, it is difficult, or the charge / casting of casting must be greatly reduced.
[0023]
As a means for blowing argon gas into the molten steel injection flow, a gas inlet as shown in FIG. 1 is provided in the upper nozzle 2, sliding nozzle 3, and immersion nozzle 4 of the tundish, and argon gas is supplied. Here, not all of the supplied argon gas is blown into the molten steel injection flow, part of it rises through the molten steel in the tundish, and the other part from the refractory gap constituting the injection nozzle to the outside Leaks out. In a continuous casting apparatus that is normally used, assuming that the supply amount of argon gas to the upper nozzle 2 and / or the sliding nozzle 3 is V ₁ and the supply amount of argon gas to the immersion nozzle 4 is V ₂ , V ₁ of 20 % Is blown into the molten steel pouring stream, and 70% of V ₂ is blown into the molten steel pouring stream. Accordingly, if the V _Ar in the formula (1) is determined by the following formula (2), a good range can be defined by the supply amount of the argon gas.
V _Ar = 0.2 × V ₁ + 0.7 × V ₂ (2)
[0024]
The purpose of blowing argon gas into the molten steel injection flow is to prevent clogging of the immersion nozzle, and it is necessary to secure a minimum argon gas flow rate necessary to prevent clogging. In a normal continuous casting apparatus, when using an alumina graphite refractory for the immersion nozzle 4 and casting ultra-low carbon steel such as IF steel, V _Ar must be secured at least 1 liter / min. is there. Therefore, when argon gas is blown from only the upper nozzle 2, the argon gas supply rate is 5 (= 1 / 0.2) liter / minute, and when argon gas is blown only from the immersion nozzle 4, the argon gas supply rate is 1.4. (= 1 / 0.7) liter / minute or more is necessary.
[0025]
The powder entrainment inclusion 14 entrained in the molten steel in the mold floats at a predetermined ascent rate due to its own buoyancy. The ascent speed v (m / sec) is determined from the Stokes equation, and is a function determined by the particle diameter d (m) of the inclusion powder as shown in the following equation (5).
v = (2/9) × d ² (ρ _l −ρ _p ) g / μ (5)
Where ρ _l is the molten steel density (kg / m ³ ), ρ _p is the inclusion density (kg / m ³ ), g is the gravitational acceleration (m / s ² ), and μ is the viscosity of the molten steel (Pa · s). is there.
[0026]
On the other hand, as described above, the particle size of inclusions entrained in molten steel increases as the viscosity of the powder increases. When the function of the wavelength of Kelvin-Helmholtz disturbance is fitted based on the experimental results, the entrained inclusion particle size d (μm) is determined by the following equation (6) using 1300 ° C. powder viscosity η (poise).
d = -0.563η ² + 61.455η + 408.51 (6)
[0027]
Based on the above equation (5) and equation (6), the levitation speed v of the inclusion is determined by the following equation (7) using 1300 ° C. powder viscosity η (poise).
v = 0.0527η (7)
[0028]
In the mold, the molten steel discharge flow 15 flowing out from the discharge port 8 of the immersion nozzle 4 is divided into an upward flow 16 and a downward flow 17 after colliding with the short side of the mold as shown in FIG. When the powder entrainment inclusion 14 entrained in the molten steel is caught in the discharge flow 15 and further carried on the descending flow 17 from the meniscus to the lower part, it is trapped in the solidified shell 12 and is contained in the slab. This causes press cracks. Here, if the flying velocity v of powder entrainment inclusions 14 is fast than lowering speed v _d of the molten steel, the entrainment inclusions not lowered ride downward flow, it is possible to flotation to the mold contents steel surfaces. Here, the descent speed v _d (m / sec) of the molten steel is expressed by the following equation (8).
v _d = (W × T × v _C ) / (S × 2 × 60) (8)
However, W is the slab width (m), T is the slab thickness (m), S is the discharge nozzle cross-sectional area (m ² ), and v _C is the casting speed (m / min).
[0029]
Substituting the above formulas (7) and (8) into v ≧ v _d , which is a condition in which inclusions are not trapped in the slab, and transforming into the formula for v _C (m / min), the following formula (3) is obtained. .
v _C ≦ (0.0527 × 2 × 60 × S × η) / (W × T) (3)
[0030]
That is, it is possible to produce a steel sheet with good workability with few press cracks by selecting a speed satisfying the expression (3) as the casting speed v _C and performing continuous casting. Further, as apparent from the right side of the formula (3), the higher the viscosity η at 1300 ° C. of the powder to be used, the higher the upper limit of the allowable casting speed, and the continuous casting at high speed becomes possible.
[0031]
In the present invention, the amount of _Ar gas blown into the molten steel injection flow V _Ar is within the range of the above formula (1) to prevent the occurrence of powder entrainment at the meniscus portion, and the casting speed v _C is within the range of the above formula (3). By preventing the inclusions in the meniscus from reaching the inside of the slab, it is possible to minimize the inclusions in the slab and produce a product with extremely good workability with few press cracks. It becomes possible.
[0032]
Furthermore, the present invention can exhibit particularly good effects when casting IF steel as a casting type. This is because particularly good workability is required for IF steel, and an excellent quality improvement effect can be obtained by exhibiting the press crack preventing effect of the present invention.
[0033]
In the continuous casting method of the present invention, it is preferable to perform electromagnetic stirring in the mold at the same time. In the present invention, a high-viscosity powder having a viscosity η (poise) at 1300 ° C. of 8 poise or more is used as the powder for continuous casting. In general, when high-viscosity powder is used, the consumption of molten powder flowing between the mold and the solidified shell is reduced, and uneven powder inflow tends to occur. In some cases, the cracks are likely to occur or the solidified shell is baked on the mold and the solidified shell is broken. On the other hand, in the low carbon steel, the oscillation mark portion has a long claw, and the claw allows the powder to be easily dragged between the solidified shell and the mold, so that the powder flows evenly even with high viscosity. Moreover, it is preferable to perform electromagnetic stirring in a mold simultaneously. Even if it is a high viscosity powder, the amount of powder consumption can be ensured and the non-uniformity of powder inflow can be eliminated.
[0034]
For the high-viscosity powder having a viscosity η (poise) at 1300 ° C. of 8 poise or more used in the present invention, a powder having a low coagulation temperature may be used. If a powder having a high viscosity of 1300 ° C. and a high coagulation temperature is used, the powder inflow is reduced as described above. However, if a powder having a high viscosity and a low coagulation temperature is used, the powder consumption is optimized, And it becomes possible to prevent the powder inflow nonuniformity.
[0035]
【Example】
Cast 300 ton of molten steel melted in a converter to IF steel (ultra-low carbon steel) adjusted to the prescribed component concentration with RH in a vertical bending type continuous casting machine via a tundish and immersion nozzle. did. The molten steel component range is shown in Table 1. Argon gas was blown into the molten steel injection flow from the upper nozzle 2 alone or from the upper nozzle 2 and the immersion nozzle 4. Casting speed, slab width, slab thickness, cross-sectional area of submerged nozzle discharge port 8, viscosity of continuous casting powder used, argon gas supply amount V ₁ (upper nozzle), V ₂ (immersion nozzle), from formula (2) Table 2 shows the calculated argon gas blowing amount V _Ar , the right side of equation (1), and the right side of equation (3).
[0036]
[Table 1]

[0037]
[Table 2]

[0038]
The rotating cylinder method was used as a method for measuring the viscosity of the mold additive. A sample obtained by decarburizing the template additive for 60 minutes at 700 ° C. was inserted into a graphite crucible, pre-dissolved at 1400 ° C. for 10 to 15 minutes, transferred to an iron crucible, and placed in a vertical tubular furnace (Elema furnace). Then, the rotor of the E-type viscometer is immersed in the slag and stabilized at 1300 ° C. for 30 minutes, and then the rotor is rotated to measure the torque due to the viscous resistance to determine the viscosity. The E-type viscometer is calibrated with a standard viscosity solution in advance.
[0039]
Regarding the measurement of the number of entrainment, the inclusion band portion of the inclusions is cut out from the slab, dissolved by the slime method, the inclusions are extracted, and the number of powder inclusions is counted.
[0040]
Regarding the press crack index, the ratio of the number of cracks generated when a 0.8 mm thick steel plate as a product was extended by 32 mm using a spherical die of 100 mmφ was scored. Less than 2% was marked with ◎, 0.2-3% was marked with ○, 3-5% was marked with Δ, and 5% or more were marked with ×.
[0041]
The present invention example No. 3 , 6 , 9 and 12 , the argon gas blowing amount V _Ar satisfies the formula (1) and the casting speed v _C satisfies the formula (3), and the number of entrainment and the press crack index are good results. became.
[0042]
Comparative Example No. In Nos. 1 to 5, the argon gas blowing amount V _Ar did not satisfy the formula (1), the casting speed v _C did not satisfy the formula (3), and the number of entrainment and the press crack index were poor.
[0043]
【The invention's effect】
In the present invention, while using a high-viscosity powder having a viscosity of 1300 ° C. of 8 poise or more, the amount of argon gas blown into the molten steel injection flow is controlled according to the viscosity of the powder, and the casting speed is controlled according to the viscosity of the powder. Thus, it is possible to provide a continuous casting method that can reduce the inclusion of powder-related inclusions inside the slab that affects the press cracking of the product, and can produce a product with good workability with few press cracks.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a partial sectional view of a continuous casting apparatus to which the present invention is applied.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Tundish 2 Upper nozzle 3 Sliding nozzle 4 Immersion nozzle 5 Mold 6 Gas sleeve nozzle 7 Argon gas piping 8 Discharge port 10 Molten steel 11 Molten powder layer 12 Solidified shell 13 Argon gas bubble 14 Powder inclusion 15 Discharge flow 16 Upflow 17 Downward flow

Claims

タンディッシュから鋳型への溶鋼注入流中にアルゴンガスを吹き込み、タンディッシュ上ノズル及び／又はスライディングノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₁とし、浸漬ノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₂として、下記（２）式で得られる溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Ar（リットル／分）を下記（１）式の範囲内とするとともに、
鋳造速度ｖ_C（ｍ／分）を１．５〜２．０ｍ／ｍｉｎの範囲とし、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が１４．７ｐｏｉｓｅ以上でさらに下記（３）式の範囲内であるパウダーを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
１≦Ｖ_Ar≦０．３×η＋０．５（１）
Ｖ_Ar＝０．２×Ｖ₁＋０．７×Ｖ₂ （２）
ｖ_C≦（0.0527×２×60×Ｓ×η）／（Ｗ×Ｔ）（３）
ただし、Ｗは鋳片幅（ｍ）、Ｔは鋳片厚み（ｍ）、Ｓは浸漬ノズルの吐出口断面積（ｍ²）である。Blowing argon gas from the tundish molten steel injection stream into the mold, the argon gas feed to the tundish on the nozzle and / or sliding nozzle and V _1, the argon gas feed to the immersion nozzle as V _2, below The argon gas blowing rate V _Ar (liter / minute) into the molten steel injection flow obtained by the equation (2) is set within the range of the following equation (1),
The casting speed v _C (m / min) is in the range of 1.5 to 2.0 m / min, and the viscosity η (poise) at 1300 ° C. is 14.7 poise or more as powder for continuous casting. A continuous casting method of steel, characterized by using a powder within a range.
1 ≦ V _Ar ≦ 0.3 × η + 0.5 (1)
V _Ar = 0.2 × V ₁ + 0.7 × V ₂ (2)
v _C ≦ (0.0527 × 2 × 60 × S × η) / (W × T) (3)
Here, W is the slab width (m), T is the slab thickness (m), and S is the discharge port cross-sectional area (m ² ) of the immersion nozzle.

タンディッシュから鋳型への溶鋼注入流中にアルゴンガスを吹き込み、タンディッシュ上ノズル及び／又はスライディングノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₁とし、浸漬ノズルへのアルゴンガス供給量をＶ₂として、下記（２）式で得られる溶鋼注入流へのアルゴンガス吹き込み量Ｖ_Ar（リットル／分）を下記（１）式の範囲内とするとともに、
鋳造速度ｖ_C（ｍ／分）を１．５〜２．０ｍ／ｍｉｎの範囲とし、連続鋳造用パウダーとして１３００℃での粘度η（ｐｏｉｓｅ）が１４．７ｐｏｉｓｅ以上であるとともに、下記（７）式によってｖ（ｍ／秒）を求め、下記（８）式によってｖ_d（ｍ／秒）を求め、ｖとｖ_dを対比し、ｖがｖ_dよりも大きくなる粘度範囲内のパウダーを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
１≦Ｖ_Ar≦０．３×η＋０．５（１）
Ｖ_Ar＝０．２×Ｖ₁＋０．７×Ｖ₂ （２）
ｖ＝0.0527η （７）
ｖ_d＝（Ｗ×Ｔ×ｖ_C）／（Ｓ×２×６０）（８）
ただし、Ｗは鋳片幅（ｍ）、Ｔは鋳片厚み（ｍ）、Ｓは浸漬ノズルの吐出口断面積（ｍ²）である。Blowing argon gas from the tundish molten steel injection stream into the mold, the argon gas feed to the tundish on the nozzle and / or sliding nozzle and V _1, the argon gas feed to the immersion nozzle as V _2, below The argon gas blowing rate V _Ar (liter / minute) into the molten steel injection flow obtained by the equation (2) is set within the range of the following equation (1),
The casting speed v _C (m / min) is in the range of 1.5 to 2.0 m / min, and the viscosity η (poise) at 1300 ° C. is 14.7 poise or more as a continuous casting powder, and the following (7) V (m / sec) is obtained from the equation, v _d (m / sec) is obtained from the following equation (8), v and v _d are compared, and powder in a viscosity range where v is larger than v _d is used. A continuous casting method for steel characterized by the above.
1 ≦ V _Ar ≦ 0.3 × η + 0.5 (1)
V _Ar = 0.2 × V ₁ + 0.7 × V ₂ (2)
v = 0.0527η (7)
v _d = (W × T × v _C ) / (S × 2 × 60) (8)
Here, W is the slab width (m), T is the slab thickness (m), and S is the discharge port cross-sectional area (m ² ) of the immersion nozzle.