JP5073698B2 - 溶融金属の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、溶融金属（特に、溶鋼）の連続鋳造方法に関する。

図３に示すように、溶融金属の連続鋳造において、精錬が完了した溶融金属８０は、取鍋と呼ばれる容器８１から、タンディッシュと呼ばれる中間容器８２を経由し、連続鋳造用ノズル８３により鋳型８４内へ注入される。
そして、鋳型８４による一次冷却で凝固シェル８５を形成し、引き続き、鋳型８４の下方に配置された支持セグメント８６に敷設した冷却ノズルからの散水による二次冷却で凝固を促進して、連続的に鋳片８７を製造している。なお、図３中の番号８８は、鋳片８７を下流側へ引抜くピンチロールである。

鋳型８４においては、溶融金属８０のメニスカス表面に粉末状の潤滑剤パウダー８９が添加され、潤滑剤パウダー８９の溶融金属接触面側が溶融する。そして、この溶融状態のパウダー（以下、溶融パウダーという）９０が、所定の条件で振動する鋳型８４の内壁面と、一定速度で引抜かれる凝固シェル８５との間に形成される流路９１内に、溶融パウダー９０の静圧による自然落下（自重によりメニスカス表面に働く力での流入）と、鋳型８４の内壁面と凝固シェル８５との相互作用により、流入して消費される。
この溶融パウダー９０の流路９１への流入量（消費量）は、鋳型８４の内壁面と凝固シェル８５の間の潤滑に影響を及ぼすため、連続鋳造で製造された鋳片８７の表面性状を支配する重要な因子である。

このため、流路９１の幅（即ち、鋳型８４の内壁面と凝固シェル８５との間に形成されるパウダーフィルムの厚みに相当）が減少すれば、流路９１内への溶融パウダー９０の流入量が減少するため、以下の問題が発生する。
鋳型８４の内壁面の表面温度の上昇や、鋳型８４の内壁面と凝固シェル８５との間の摩擦抵抗の上昇を招くため、鋳片８７の表面が割れたり、また凝固シェル８５が鋳型８４の内壁面に焼付いて鋳片８７の引抜きができなくなる。更に、このような状況下で、鋳片８７を鋳型８４から無理に引抜くと、凝固シェル８５が破れ、未凝固状態の溶融金属が少量漏れ出す現象（ブリード）や、大量に漏れ出す現象（ブレークアウト）が発生する。
そこで、表面性状の優れた鋳片を、生産に支障をきたすことなく安定に鋳造するため、これまで、流路への溶融パウダーの流入量（消費量）を増大させる方法や、流入量を減少しにくくする方法が、種々提案されてきた。

例えば、特許文献１には、予め溶解してガラス状とした所要組成のＣａＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ_２−Ｆ系組成物基材に、アルカリ金属・アルカリ土類金属の炭酸塩を２〜１５重量％、アルカリ金属・アルカリ土類金属の弗化物を２〜３０重量％、及び炭素を０．２〜１０重量％混合し、必要に応じ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＮｉの各金属酸化物の少なくとも１種以上を、内枠量で２〜１０重量％混合した複合配合物よりなり、凝固温度が９００℃以下で、１３００℃における粘度が３ポアズ以下である連続鋳造用モールドパウダーが記載されている。
また、特許文献２には、パウダーの１３００℃におけるイニシャル粘性η（ｐｏｉｓｅ）、イニシャル表面張力τ（ｄｙｎ／ｃｍ^２）、パウダー巻き込み性指数Ｐ、及び１ストランド単位時間あたりの鋳造量Ｗ（トン／時間）が、所定の条件を満足するように鋳造することで、パウダー系内質欠陥のない連鋳々片を製造する方法が記載されている。

そして、特許文献３には、連続鋳造において、鋳型の側壁に埋設した電磁コイルに、交流電流をパルス状に供給して、パウダーの供給を円滑に行うパウダーの供給方法が記載されている。
また、特許文献４には、溶鋼のメニスカス位置から鋳造方向に少なくとも１０ｃｍの範囲に、周波数３０〜２００Ｈｚ、磁束密度１０００ガウス以上の交流磁場を形成して、鋳型中心軸に向かう電磁気圧を溶融プールに作用させると共に、粘度０．５〜２．０ポアズ（１３００℃で）、融点９００〜１２００℃に調整した連鋳パウダーを使用して、鋼鋳片を連続鋳造する方法が記載されている。
更に、特許文献５には、鋳型内の溶鋼に電磁力を印加し、メニスカス形状を変化させながら行う連続鋳造方法において、パウダーの粘度を１６〜２００ポアズ、磁束密度の最大値を３００〜５０００ガウスにして、鋼鋳片を連続鋳造する方法が記載されている。

特開昭６０−７２６５３号公報 特開昭６２−２３８０５３号公報 特開昭６４−８３３４８号公報 特開平４−３１９０５６号公報 特許第４０９１７７７号公報

しかしながら、前記従来の技術には、未だ解決すべき以下のような問題があった。
特許文献１、２では、溶融パウダーの粘度を調整することで、鋳型の内壁面と凝固シェルとの相互作用を通じて、溶融パウダーの流入性に影響を与えている。しかし、大断面スラブ（例えば、スラブの幅方向の内幅が８００ｍｍ以上、かつ厚み方向の内幅が１５０ｍｍ以上の鋳型で鋳造される断面積が大きなスラブ）を鋳造する場合、溶融パウダー層が極端に薄くなる局所的な部位においては、溶融パウダーの静圧が小さくなり、溶融パウダーの粘度を変化させても、溶融パウダーの流入部位が制限される。このため、流路への溶融パウダーの流入量の低減を防止することができず、鋳片の表面性状が劣化したり、また操業に支障をきたしたりする場合がある。

また、特許文献３〜５では、鋳型の内壁面と凝固シェルとの間への溶融パウダーの流入が促進されるため、鋳片の表面性状を改善できる。しかし、溶融パウダーの流入量が増加するため、メニスカス上面を覆う溶融パウダー層の厚みが薄くなる。特に、大断面スラブを鋳造する場合、溶融パウダー層が極端に薄くなる局所的な部位において、溶融パウダーの静圧が小さくなり、溶融パウダーの流入部位が制限される。その結果、流路への溶融パウダーの流入量が低減し、鋳片欠陥が発生したり、操業に支障をきたしたりする場合がある。
以上のことから、前記従来の方法では、大断面スラブの鋳造において、鋳片欠陥の発生を防止する点では、有効に作用しなかった。

また、大断面スラブの鋳造において、電磁力により、鋳型の内壁面と凝固シェルとの間に形成される溶融パウダーの流路を拡大する技術を適用すると、メニスカスの形状（表面形状）が時間的に変動し、また、メニスカスの形状が波立って不均一になり、局部的に溶融パウダー層が極端に薄くなる部位が発生する。この現象が継続すると、溶融パウダー層が薄くなった部位において、溶融パウダー層による静圧が小さくなり、溶融パウダーの流入部位が制限されるため、流路への溶融パウダーの流入量が低減して、鋳片欠陥が発生したり、また操業に支障をきたしたりする場合がある。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、断面積が大きなスラブを鋳造するに際し、鋳型の内壁面と凝固シェルとの間の潤滑を改善し、表面性状の優れたスラブを安定に鋳造可能な溶融金属の連続鋳造方法を提供することを目的とする。

前記目的に沿う本発明に係る溶融金属の連続鋳造方法は、鋳造するスラブの幅方向の内幅が８００ｍｍ以上、かつ厚み方向の内幅が１５０ｍｍ以上の鋳型を取り囲むように配置、又は該鋳型内に埋設されたソレノイド式電磁コイルに、周波数が３０Ｈｚ以上３００Ｈｚ以下を満たす交流電流を通電し、前記鋳型内の溶融金属に、メニスカス位置から鋳造方向に少なくとも４００ｍｍまでの範囲に形成される磁束密度の最大値が３００ガウス以上５０００ガウス以下を満たす電磁力を印加しながら鋳造を行う溶融金属の連続鋳造方法において、
前記電磁力の印加時に、溶融金属のメニスカス上面を覆う溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上確保しながら連続鋳造を行う。

本発明に係る溶融金属の連続鋳造方法において、溶融金属の鋳造速度を１．２ｍ／分以上にしてもよい。

本発明に係る溶融金属の連続鋳造方法は、電磁力の印加時に、溶融金属のメニスカス上面を覆う溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上確保しながら連続鋳造を行うので、溶融パウダー層の静圧を増大させることができる。これにより、溶融パウダー層が局所的に極端に薄くなる部位が発生する条件下においても、鋳型の内壁面と凝固シェルとの間への溶融パウダーの流入量を増加させることができ、スラブの表面性状を改善でき、操業を安定にできる。

また、溶融金属の鋳造速度を１．２ｍ／分以上にする場合は、スラブの表面性状の改善効果と、操業を安定化できる効果が、より顕著に現れる。
これは、溶融金属の鋳造速度を１．２ｍ／分以上にした場合、１．２ｍ／分未満の場合と比較して、メニスカスの形状変化が大きくなるため、スラブの表面性状と操業性が悪化し易いことによる。

（Ａ）は電磁力の非印加時における小断面スラブを製造する鋳型の側断面図、（Ｂ）は電磁力の印加時における小断面スラブを製造する鋳型の側断面図、（Ｃ）は電磁力の非印加時における大断面スラブを製造する鋳型の側断面図、（Ｄ）は電磁力の印加時における大断面スラブを製造する鋳型の側断面図である。 溶鋼の鋳造速度と溶融パウダー層の最小厚みが操業性と品質に与える影響を示す説明図である。 連続鋳造方法の説明図である。

続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
まず、本発明の一実施の形態に係る溶融金属の連続鋳造方法を想到するに至った経緯について説明した後、溶融金属の連続鋳造方法について説明する。
最初に、鋳造するスラブの幅方向の内幅が８００ｍｍ以上、かつ厚み方向の内幅が１５０ｍｍ以上を満足しない鋳型を使用して、断面積が小さなスラブ（以下、小断面スラブともいう）を連続鋳造する場合について説明する。なお、ここでは、小断面スラブを鋳造する鋳型とは、鋳造するスラブの幅方向の内幅が８００ｍｍ未満、又は厚み方向の内幅が１５０ｍｍ未満である空間部を有する鋳型を指す。この空間部は、鋳型の内壁面で形成される。

図１（Ａ）、（Ｂ）に示すように、鋳型１０に設けられたソレノイド式電磁コイル（図示しない）に、周波数ｆが３０Ｈｚ以上３００Ｈｚ以下を満たす交流電流を通電し、鋳型１０内の溶鋼（溶融金属の一例）１１に、メニスカス位置１２から鋳造方向に少なくとも４００ｍｍまでの範囲に形成される磁束密度の最大値Ｂ_ｍａｘが３００ガウス以上５０００ガウス以下を満たす電磁力を印加しながら鋳造を行う。

このとき、電磁力により、図１（Ａ）に示す溶鋼１１のメニスカスの平坦形状が、図１（Ｂ）に示すように、鋳型１０の幅方向中央部が上に凸の形状に変化する。なお、溶鋼のメニスカスには、１０〜２０ｍｍ程度の高低差が生じる。
また、電磁力により、溶鋼１１のメニスカス近傍において、形成される凝固シェルが電磁力により鋳型１０の内壁面から遠ざかり、鋳型１０の内壁面と凝固シェルとの間に形成される溶融パウダー１３の流路、即ち図３に示す流路９１の幅（パウダーフィルムの厚みに相当）が拡大する。このため、溶融パウダー１３の静圧による自然落下（自重によりメニスカス表面に働く力での流入）と、鋳型１０の内壁面と凝固シェルとの相互作用により、流路９１への溶融パウダー１３の流入が促進される。

このように、流路９１への溶融パウダー１３の流入が促進した結果、メニスカス表面の溶融パウダー１３層の厚みが若干減少し、溶融パウダー１３層の静圧も減少するが、上記した流路拡大の影響が大きいため、溶融パウダー１３の流入は阻害されない。従って、鋳片の表面性状が改善し、操業が安定になる（操業に支障をきたすブリードやブレークアウトの頻度が減少する）。
また、電磁力の印加と非印加を、短周期で繰返すパターンを用いると、電磁力によって誘起される溶鋼流動を抑制することができ、鋳片の表面性状と操業性が更に改善する。

ここで、周波数ｆが３０Ｈｚ未満の場合、発生する電磁力が小さ過ぎて、溶鋼のメニスカスの形状変化が小さくなり、凝固シェルが鋳型の内壁面から遠ざからないため、鋳片の表面性状と操業性が改善されない。
一方、周波数ｆが３００Ｈｚを超える場合、長辺と短辺からなる通常の一体型の組立て鋳型では、電磁力が鋳型で遮断されて溶鋼に印加されない。このため、溶鋼のメニスカスの形状変化が小さくなり、凝固シェルが鋳型の内壁面から遠ざからず、鋳片の表面性状と操業性が改善されない。
このため、周波数ｆを３０Ｈｚ以上３００Ｈｚ以下としたが、下限を５０Ｈｚ、上限を２５０Ｈｚとするのがよい。

また、溶鋼のメニスカスから少なくとも４００ｍｍ以内に形成される磁束密度の最大値Ｂ_ｍａｘが３００ガウス未満の場合、電磁力が小さ過ぎて、溶鋼のメニスカスの形状変化が小さくなり、凝固シェルが鋳型の内壁面から遠ざからないため、鋳片の表面性状と操業性が改善されない。
一方、磁束密度の最大値Ｂ_ｍａｘが５０００ガウスを超える場合、電磁力が大き過ぎて、溶鋼のメニスカスの幅方向中央部の形状が、上に凸の形状に過大に変化し、また、電磁力によって誘起される溶鋼流速が過大となる。このため、メニスカスの形状が時間的に変動し、また、その形状が波立って不均一になり、凝固シェルと鋳型壁面との間の溶融パウダーが流入する流路の幅、つまり、パウダーフィルムの厚みが時間的に変動し、また、その厚みが鋳型の内壁面の周方向全体的に渡って不均一な部分が生じる。その結果、溶融パウダーの流入量が局所的に低減して、鋳片の表面性状と操業性が改善されない。
このため、磁束密度の最大値Ｂ_ｍａｘを３００ガウス以上５０００ガウス以下としたが、下限を７００ガウス、上限を３０００ガウスとするのがよい。

しかしながら、鋳造試験の結果、図１（Ｃ）、（Ｄ）に示すように、電磁力を印加しても、鋳造するスラブ（鋳片の一例）の幅方向の内幅が８００ｍｍ以上（上限は、例えば、２５００ｍｍ程度）、かつ厚み方向の内幅が１５０ｍｍ以上（上限は、例えば、７００ｍｍ程度）の鋳型１５を用いて、断面積が大きなスラブ（以下、大断面スラブともいう）を連続鋳造した場合、スラブの表面性状が悪化し、操業が不安定になることが分かった。ここでは、大断面スラブを鋳造する鋳型とは、鋳造するスラブの幅方向の内幅が８００ｍｍ以上、かつ厚み方向の内幅が１５０ｍｍ以上である空間部を有する鋳型を指す。なお、上記した空間部の断面積が、１２００００ｍｍ^２（＝８００ｍｍ×１５０ｍｍ）を超えて大きくなればなるほど、操業が不安定になる。
なお、この現象は、ソレノイド式電磁コイルが、鋳型を取り囲むように配置された場合、また鋳型内に埋設された場合のいずれについても、同様に起こる。

そこで、鋳造試験とメニスカス表面の溶融パウダー層の厚みの実測に基づいた検討を行うことで、以下の知見を得た。
図１（Ｃ）に示すように、大断面スラブを鋳造する鋳型１５を用いた連続鋳造において、鋳型１５に設けられたソレノイド式電磁コイルに、周波数ｆが３０Ｈｚ以上３００Ｈｚ以下を満たす交流電流を通電し、鋳型１５内の溶鋼（溶融金属の一例）１６に、メニスカス１７位置から鋳造方向に少なくとも４００ｍｍまでの範囲に形成される磁束密度の最大値Ｂ_ｍａｘが３００ガウス以上５０００ガウス以下を満たす電磁力を印加した場合、メニスカス１７表面の面積も大きくなるため、メニスカスの形状が時間的に変動し、また、空間的に不均一になり易く、更に、共振現象が起こる場合もある。このため、電磁力の作用と相まって、図１（Ｃ）に示すメニスカス１７には、図１（Ｄ）に示すように、局所的に１５〜２５ｍｍ程度の高低差が生じる。また、図３に示す流路９１が広がり、この流路９１への溶融パウダー９０の流入が促進した結果、溶融パウダー９０の層厚が減少し易い。

そのため、局所的に盛り上がったメニスカス部において、溶融パウダー１８層の最小厚みＴが極端に薄くなり、溶融パウダー１８層の最小厚みが０ｍｍ（即ち、溶鋼１６が粉末状のパウダーや大気と接触する状態）、又は溶融パウダー１８層の最小厚みが０ｍｍを超え７ｍｍ未満になることがある。
これにより、当該部位における鋳型１５の内壁面と凝固シェルとの間の流路への、溶融パウダー１８の静圧による自然落下が阻害され、鋳片の表面性状が悪化し、操業が不安定になることが分かった。

そこで、意図的に、溶融パウダー１８層の最小厚みＴを変化させた鋳造試験を行った結果、本発明の一実施の形態に係る溶鋼金属の連続鋳造方法に着想した。
即ち、本発明の一実施の形態に係る溶鋼金属の連続鋳造方法は、電磁力の印加時に、溶鋼のメニスカス上面を覆う溶融パウダー層の最小厚みＴを７ｍｍ以上確保しながら連続鋳造を行う方法である。
これにより、大断面スラブを鋳造する鋳型を用いた連続鋳造において、前記した電磁力を印加した場合でも、溶融パウダー層の静圧の増大により、溶融パウダーの流路への流入量の低減を防止して、鋳片の表面性状を改善でき、操業が安定になることが分かった。

なお、溶融パウダー層は、その厚みが厚くなるに伴って、静圧が増大する効果が得られるため特に限定していないが、最も厚いところＴＢでも、８０ｍｍ以下にすることが望ましい。これは、電磁力が印加されていない条件での鋳造中においては、通常、鋳型の上端から溶鋼のメニスカス位置までの距離が８０〜１５０ｍｍ程度であり、溶融パウダー層が厚くなり過ぎて、パウダーが鋳型上端から流出する等の操業性の悪化が起こることによる。
このように、溶融パウダーがメニスカス上面を覆う方法としては、最小厚みＴが７ｍｍ以上を確保できるならば、いずれの方法を用いてもよいが、例えば、以下の方法がある。

（１）粉末状のパウダー中の高融点成分や低融点成分の比率、又は低融点成分の粒度を調整し、粘度と凝固温度を変えることなく、その滓化速度（溶融速度）を従来よりも１〜３倍程度上昇させる方法。
（２）粉末状のパウダー中の炭素量を上げて発熱性を高め、その滓化速度を上昇させる方法。
（３）粉末状のパウダーの直上にヒータ等の熱源を設置して、その滓化速度を上昇させる方法。
（４）メニスカス上面への粉末状のパウダーの投入量を増加させる方法。

また、溶融パウダー層の最小厚みの測定は、例えば、幅２００ｍｍ、厚み１ｍｍの鉄板を、鋳型上方から、粉末パウダー、溶融パウダー、及び溶鋼に差込み、１秒程度浸漬した後に引上げ、鉄板に付着した溶融スラグの厚みを評価することにより行う（図３参照）。
なお、本実施の形態では、この方法を採用しているが、他の測定方法を用いてもよい。
例えば、直径１ｍｍの鋼線を複数本、鋳型上部から、粉末パウダー、溶融パウダー、及び溶鋼に差込み、１秒程度浸漬した後に引上げ、鋼線に付着した溶融スラグの厚みを評価することにより行うこともできる。
また、２本の耐被覆電極を、鋳型上方から、粉末パウダー、溶融パウダー、及び溶鋼に浸漬させ、電極間の抵抗の変化から測定してもよい。

更に、溶融パウダー層の最小厚みＴが７ｍｍ未満の条件において、溶鋼の鋳造速度が１．２ｍ／分未満の場合に比べて、溶鋼の鋳造速度を１．２ｍ／分以上まで上昇させた場合は、鋳片の表面性状と操業性が極端に悪化することが分かった。
つまり、溶融パウダー層の最小厚みＴを７ｍｍ以上確保することによる鋳片の表面性状と操業性の改善代は、溶鋼の鋳造速度が１．２ｍ／分未満の場合に比べて、１．２ｍ／分以上にした場合の方が大きいことが分かった。なお、溶鋼の鋳造速度が速くなるに伴って、本発明による溶融パウダー層の厚みの効果が顕著に現れるため、上限値については規定していないが、現状では、溶鋼の鋳造速度を２．４ｍ／分にして行った場合もある。
上記したように、溶鋼の鋳造速度が上昇するに伴い、鋳片の表面性状と操業性の改善代が大きくなるのは、溶鋼の鋳造速度が大きい方が、溶鋼のメニスカス高さの変動幅が大きく、また溶融パウダーの流路への流入量が変動し易いことによる。

次に、本発明の作用効果を確認するために行った実施例について説明する。
ここでは、各種寸法の鋳型（４００ｍｍ×１００ｍｍ、８００ｍｍ×１００ｍｍ、８００ｍｍ×１５０ｍｍ、１２００ｍｍ×２５０ｍｍ、１０００ｍｍ×４００ｍｍ）を用い、低炭素アルミキルド鋼（液相線温度：１５３５℃、タンディッシュ内での温度：１５６５℃）を、０．６〜１．７ｍ／分の鋳造速度で鋳造した結果について説明する。
なお、鋳造に使用した鋳型には、高さ１００ｍｍの電磁コイルが、そのコイル上端位置を溶鋼のメニスカス位置とし、鋳型を２０ターン取囲んだ状態で配置されている。
また、使用した連続鋳造用ノズル（浸漬ノズル）は、その下端部の両側に１個ずつ（合計２個）の溶鋼吐出孔が設けられ、その軸心を、水平方向に対して下向きに３５度傾斜させたものである。

上記した鋳型を使用して、スラブを鋳造するに際しては、鋳型に設けられたソレノイド式電磁コイルに、周波数ｆが６０Ｈｚの交流電流を通電し、メニスカス位置から鋳造方向に少なくとも４００ｍｍまでの範囲に形成される磁束密度の最大値Ｂ_ｍａｘを１５００ガウスとし、電磁力の印加パターンを、０．０５秒の印加と０．０５秒の非印加の繰返しとした。なお、鋳型の振幅（オシレーション）は、基準位置に対して±２〜６ｍｍ（振幅距離：４〜１２ｍｍ）、振動数を９０〜３００サイクル／分とした。
また、粉末状のパウダーには、Ｃ−Ｃａ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系に、Ｎａ_２Ｏを１．５〜８質量％添加し、粘度を４ポアズ（１３００℃）に調整したものを使用して、メニスカス上面を覆う溶融パウダー層の最小厚みを、０ｍｍ、又は０ｍｍを超え２２ｍｍ以下の間で変化させ、鋳造作業の操業性と製造したスラブの品質について評価した。
この試験条件と試験結果を、表１、表２に示す。

なお、表１、表２に示す操業性の評価は、スラブ５ｍあたりに検出されたブリードの個数が０．１個未満の場合を「○」、０．１個以上０．５個未満の場合を「△」、０．５個以上の場合を「×」とした。
また、品質の評価は、製造したスラブを熱間圧延した後に酸洗し、冷間圧延して厚みが０．９ｍｍの鋼板を製造し、この鋼板の単位長さあたりの疵（ヘゲ、スリバー）の個数を、参照例と比較して行った。このとき、参照例の疵の個数を１とし、０．２未満の場合を「○」、０．２以上０．５以下の場合を「△」、０．５より大きい場合を「×」とした。
なお、参照例は、寸法：１２００ｍｍ×２５０ｍｍの鋳型を使用し、鋳造速度１．６ｍ／分、溶融パウダー層の最小厚みを２５ｍｍにして、電磁力を印可することなく鋳造を行った結果である。

表１の参考例１〜５は、鋳型の一方側の内幅寸法が１５０ｍｍ未満の鋳型であり、大断面スラブを製造する鋳型でなく、前記したような課題が発生しなかった。なお、寸法：８００ｍｍ×１５０ｍｍの鋳型の断面積を１とすると、参考例１、２の断面積は０．３３（＝４００００／１２００００）、参考例３〜５の断面積は０．６７（＝８００００／１２００００）である。
このため、参考例１〜５については、操業性の評価が「○」であり、特に参考例３〜５については、鋳片品質の評価も「○」であった。なお、参考例１、２については、圧延をしていないため、品質の評価は行っていない。

一方、表１に示す寸法：８００ｍｍ×１５０ｍｍの鋳型は、大断面スラブを鋳造する鋳型であるが、実施例１〜９に示すように、溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上確保することで、操業性と品質のいずれの評価も「○」であった。
しかし、比較例１〜９は、溶融パウダー層の最小厚みが７ｍｍ未満であったため、操業性と品質の評価はいずれも「△」又は「×」であった。
ここで、溶鋼の鋳造速度の影響について、比較例１、２、５、６、９と、実施例１〜３、６、７を用いて比較した結果を、図２を参照しながら説明する。
図２から明らかなように、溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上（７ｍｍ）にする（実施例１〜３、６、７）ことで、操業性と品質の評価はいずれも「○」であった。しかし、溶融パウダー層の最小厚みが７ｍｍ未満（６ｍｍ）の場合、溶鋼の鋳造速度が１．２ｍ／分未満で遅ければ（比較例１、２）、操業性と品質の評価はいずれも不合格ではあったが「△」であった。
従って、溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上にする場合については、溶鋼の鋳造速度を１．２ｍ／分以上とすることで、操業性と品質の改善効果を更に高めることができる。

また、表２に示す寸法：１２００ｍｍ×２５０ｍｍの鋳型は、大断面スラブを鋳造する鋳型であるが、実施例１０〜１４に示すように、溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上確保することで、操業性と品質のいずれの評価も「○」であった。
一方、比較例１０〜１３は、溶融パウダー層の最小厚みが７ｍｍ未満であったため、操業性と品質の評価はいずれも「×」であった。
なお、寸法：８００ｍｍ×１５０ｍｍの鋳型の断面積を１とすると、実施例１０〜１４と比較例１０〜１３の各断面積は、２．５（＝３０００００／１２００００）である。

そして、表２に示す寸法：１０００ｍｍ×４００ｍｍの鋳型は、大断面スラブを鋳造する鋳型であるが、実施例１５〜１７に示すように、溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上確保することで、操業性の評価は「○」であった。
一方、比較例１４は、溶融パウダー層の最小厚みが７ｍｍ未満であったため、操業性の評価は「×」であった。
ここでは、参考例１、２と同様、圧延をしていないため、品質の評価は行っていない。
なお、寸法：８００ｍｍ×１５０ｍｍの鋳型の断面積を１とすると、実施例１５〜１７と比較例１４の各断面積は、３．３３（＝４０００００／１２００００）である。

以上のことから、本発明の溶鋼金属の連続鋳造方法を使用することで、断面積が大きなスラブを鋳造するに際し、鋳型の内壁面と凝固シェルとの間の潤滑を改善し、表面性状の優れたスラブを安定に鋳造できることを確認できた。
なお、前記した従来技術にもあるように、溶融パウダーの粘度も、鋳型の内壁面と凝固シェルとの相互作用を通じて、溶融パウダーの流入性に影響を与える。そこで、鋳造試験において、溶融パウダーの粘度のみを変更した条件についても検討したが、大断面スラブを鋳造する鋳型を用いて電磁力を印加した場合、鋳片の表面性状と操業性を改善できなかった。
これは、溶融パウダー層が極端に薄くなった局所的な部位においては、溶融パウダーの粘度を変化させても、溶融パウダーの流入量の低減を防止することができないためだと考えられる。

以上、本発明を、実施の形態を参照して説明してきたが、本発明は何ら上記した実施の形態に記載の構成に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載されている事項の範囲内で考えられるその他の実施の形態や変形例も含むものである。例えば、前記したそれぞれの実施の形態や変形例の一部又は全部を組合せて本発明の溶融金属の連続鋳造方法を構成する場合も本発明の権利範囲に含まれる。
また、前記実施の形態においては、溶融金属として溶鋼を使用した場合について説明したが、ソレノイド式電磁コイルが設けられた鋳型を使用して連続鋳造を行う溶融金属であれば、これに限定されない。

１０：鋳型、１１：溶鋼（溶融金属）、１２：メニスカス位置、１３：溶融パウダー、１５：鋳型、１６：溶鋼（溶融金属）、１７：メニスカス、１８：溶融パウダー

Claims (2)

1. 鋳造するスラブの幅方向の内幅が８００ｍｍ以上、かつ厚み方向の内幅が１５０ｍｍ以上の鋳型を取り囲むように配置、又は該鋳型内に埋設されたソレノイド式電磁コイルに、周波数が３０Ｈｚ以上３００Ｈｚ以下を満たす交流電流を通電し、前記鋳型内の溶融金属に、メニスカス位置から鋳造方向に少なくとも４００ｍｍまでの範囲に形成される磁束密度の最大値が３００ガウス以上５０００ガウス以下を満たす電磁力を印加しながら鋳造を行う溶融金属の連続鋳造方法において、
   前記電磁力の印加時に、溶融金属のメニスカス上面を覆う溶融パウダー層の最小厚みを７ｍｍ以上確保しながら連続鋳造を行うことを特徴とする溶融金属の連続鋳造方法。
2. 請求項１記載の溶融金属の連続鋳造方法において、溶融金属の鋳造速度を１．２ｍ／分以上にすることを特徴とする溶融金属の連続鋳造方法。

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