(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｌｉ2Ｏおよびフッ素化合物を基本成分とするモールドパウダであって、さらに、Ｎａ2ＯおよびＫ2Ｏのうちの１種以上、ならびにＡｌ2Ｏ3を含有し、ＳｉＯ2の含有率が１０〜３０質量％、フッ素化合物を構成するＦの含有率が４〜２５質量％、Ｎａ2ＯおよびＫ2Ｏの合計の含有率が１．５質量％以下であり、かつ、これらＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｌｉ2Ｏ、Ｆ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2ＯおよびＡｌ2Ｏ3の含有率で表される、下記（イ）式、（ロ）式および（ハ）式によって規定される指標ａが０．４７〜０．７、指標ｂが０を超え０．４以下、および指標ｃが０．１〜０．５であることを特徴とする連続鋳造用モールドパウダ。
ａ＝(％ＣａＯ)ｈ/｛(％ＣａＯ)ｈ＋(％ＳｉＯ2)ｈ＋(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ｝・・・（イ）
ｂ＝(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ/｛(％ＣａＯ)ｈ＋(％ＳｉＯ2)ｈ＋(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ｝・・・（ロ）
ｃ＝(％ＣａＦ2)ｈ/｛(％ＣａＯ)ｈ＋(％ＳｉＯ2)ｈ＋(％ＣａＦ2)ｈ｝ ・・・（ハ）
ここで、(％ＣａＯ)ｈ＝｛ＷCaO−(％ＣａＦ2)ｈ×０．７１８｝・・・（ニ）、
(％ＣａＦ2)ｈ＝（ＷF−ＷLi2O×１．２７−ＷNa2O×０．６１３−ＷK2O×０．４０４）×２．０５・・・（ホ）、
(％ＳｉＯ2)ｈ＝ＷSiO2および(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ＝ＷAl2O3であり、また、ＷCaO、ＷSiO2 、ＷAl2O3、ＷLi2O、ＷNa2OおよびＷK2Oは、モールドパウダ中の分析されるＣａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋが全てそれらの酸化物であるとして換算した含有率（質量％）であり、ＷFは、分析されるＦの含有率（質量％）である。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳型内の溶鋼表面に添加する連続鋳造用モールドパウダに関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼の連続鋳造では、鋳型内の溶鋼表面にモールドパウダを添加して鋳造する。モールドパウダには、ＣａＯ、ＳｉＯ２  、Ａｌ２  Ｏ３  などの複数種類の酸化物、フッ素化合物、炭素などの粉体を混合したものが一般的に用いられている。鋳型内の溶鋼表面に添加されたモールドパウダは、溶鋼からの受熱により溶融し、溶鋼表面との接触部においてモールドパウダの溶融層（以下、単に溶融層と記す場合がある）を形成する。この溶融層は、鋳型内壁と凝固殻との間に流入し、フィルムを形成する。このフィルムは、鋳型により冷却された固相部分と、液相部分との二相からなる。このような挙動をするモールドパウダには、溶鋼の保温および酸化防止、溶鋼中の気泡または酸化物の吸収、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性の確保、凝固殻の冷却速度の調整などの役割がある。
【０００３】
ところで、高Ａｌ含有鋼を連続鋳造する際に、上記のモールドパウダの役割のなかで、溶鋼の酸化防止および鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性確保の効果が不十分となり、ブレークアウトが発生したり、鋳片の表面品質が悪化することが知られている。鋳型内の溶鋼中のＡｌ含有率が高いため、溶融層中のＳｉＯ２  と溶鋼中のＡｌとが、４Ａｌ＋３（ＳｉＯ２  ）＝２（Ａｌ２  Ｏ３  ）＋３Ｓｉで示される反応を起こし、Ａｌが酸化されてＡｌ２  Ｏ３  が生成する。
【０００４】
生成したＡｌ２  Ｏ３  は、溶融層中に移行し、溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が高くなる。溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が高くなると、溶融層の凝固温度および粘度が高くなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化することによって、ブレークアウトが発生したり、鋳片の表面品質が悪化する。
【０００５】
特開昭５７−１８４５６３号公報には、ＣａＯおよびＡｌ２  Ｏ３  を基本成分とし、ＳｉＯ２  の含有率を低くしたモールドパウダが提案されている。具体的には、それぞれの含有率が、質量％で、ＣａＯ：４０〜６０％、Ａｌ２  Ｏ３：２０〜４０％で、その他ＭｇＯ：０．５〜５．０％、Ｃ：０．５〜２．０％、Ｎａ２  Ｏ：０．１〜５．０％、ＣａＦ２  ：１〜１０％とし、かつ、ＳｉＯ２  ：７．０％以下であるモールドパウダである。ＳｉＯ２  含有率を７．０質量％以下とすることにより、溶融層中のＳｉＯ２  の活量を低下させ、前述の（イ）式の反応量を抑制することにより、溶融層の凝固温度および粘度が高くなることを抑制しようとするものである。
【０００６】
しかし、特開昭５７−１８４５６３号公報で提案されたモールドパウダでは、溶融層の凝固温度が鋳造中に急激に変化して高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪くなり、鋳型を構成する銅板の温度が急激に高くなったり、極端な場合にはブレークアウトが発生する。また、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の溶鋼を鋳造する際に、Ｎａ２  Ｏ含有率によっては、モールドパウダの溶融速度が速くなって、溶融層が過剰に形成され、鋳片表面に割れが発生する。また、モールドパウダの溶融速度を調整するために、モールドパウダのＣ含有率を通常よりも高くすることは、Ａｌ含有率が高く、かつ、Ｃ含有率が５０ｐｐｍ程度以下の極低炭素鋼を鋳造する場合には、溶鋼中のＣ含有率が高くなることから、実施困難である。
【０００７】
特開昭６３−１００５２号公報には、ＣａＯおよびＳｉＯ２  を主成分とし、ＣａＯのＳｉＯ２  に対する含有率の比、ＣａＯ／ＳｉＯ２  （塩基度）が０．６〜０．８、凝固温度が８００〜１０００℃、１３００℃における粘度が１．５ｐｏｉｓｅ以下であるモールドパウダが提案されている。０．１０質量％以上のＡｌを含有する溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化することによって、ブレークアウトが発生したり、鋳片の表面品質が悪化するのは、溶鋼中のＡｌと溶融層中の成分とが反応することによって、ゲーレナイト（２ＣａＯ・Ａｌ２  Ｏ３  ・ＳｉＯ２  ）が生成して、溶融層が凝固したフィルム中にゲーレナイトの結晶が析出することに起因するとしている。モールドパウダの組成およびその溶融層の物性値を上記組成および物性値とすることにより、ゲーレナイトの析出を防止するものである。具体的には、溶融層中のＳｉＯ２  と溶鋼中のＡｌとが反応して、溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が高くなっても、溶融層の凝固温度および粘度が著しく高くなるのを回避できるように、予めモールドパウダのＳｉＯ２  含有率を高くしている。実施例では、ＳｉＯ２  含有率は３０質量％程度以上となっている。
【０００８】
しかし、特開昭６３−１００５２号公報で提案されたモールドパウダでは、モールドパウダのＳｉＯ２  含有率が３０質量％程度以上に高い場合に、溶鋼中のＡｌが酸化されて、溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が高くなる度合いが大きくなり、溶融層の凝固温度および粘度が著しく高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化し、ブレークアウトが発生する。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
前述の特開昭５７−１８４５６３号公報で提案されたモールドパウダにおいて、溶融層の凝固温度が鋳造中に急激に変化して高くなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪くなるのは、ＳｉＯ２  含有率が７．０質量％以下と低い場合に、溶融層の凝固温度および粘度の変化が急激となり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪く不安定になるからである。また、モールドパウダの溶融速度が速くなって、溶融層が過剰に形成されるのは、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の溶鋼を鋳造する際に、Ｎａ２  Ｏ含有率によっては、溶鋼中のＡｌが溶融層中のＮａ２  Ｏにより酸化されやすく、その際に発生するＮａガスが、さらに酸化される際に発生する酸化熱により、モールドパウダの溶融が促進されるからである。
【００１０】
さらに、特開昭６３−１００５２号公報で提案された、ＣａＯおよびＳｉＯ２を主成分とするモールドパウダにおいて、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が著しく悪化するのは、実質的に、溶融層中のＳｉＯ２  含有率が３０質量％程度以上に高いことから、溶鋼中のＡｌが酸化される量が多くなり、溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が著しく高くなるからである。
【００１１】
本発明は、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の高Ａｌ含有鋼、またはＡｌ含有率が１．０質量％程度以上の極低炭素鋼を連続鋳造する場合に、溶融層の凝固温度および粘度が高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化することによる、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ことができる連続鋳造用モールドパウダ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】
本発明の要旨は、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｌｉ2Ｏおよびフッ素化合物を基本成分とするモールドパウダであって、さらに、Ｎａ2ＯおよびＫ2Ｏのうちの１種以上、ならびにＡｌ2 Ｏ3を含有し、ＳｉＯ2の含有率が１０〜３０質量％、フッ素化合物を構成するＦの含有率が４〜２５質量％、Ｎａ2ＯおよびＫ2Ｏの合計の含有率が１．５質量％以下であり、かつ、これらＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｌｉ2Ｏ、Ｆ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2ＯおよびＡｌ2Ｏ3の含有率で表される、下記（イ）式、（ロ）式および（ハ）式によって規定される指標ａが０．４７〜０．７、指標ｂが０を超え０．４以下、および指標ｃが０．１〜０．５である連続鋳造用モールドパウダにある。
ａ＝(％ＣａＯ)ｈ/｛(％ＣａＯ)ｈ＋(％ＳｉＯ2)ｈ＋(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ｝・・・（イ）
ｂ＝(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ/｛(％ＣａＯ)ｈ＋(％ＳｉＯ2)ｈ＋(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ｝・・・（ロ）
ｃ＝(％ＣａＦ2)ｈ/｛(％ＣａＯ)ｈ＋(％ＳｉＯ2)ｈ＋(％ＣａＦ2)ｈ｝・・・（ハ）
ここで、(％ＣａＯ)ｈ＝｛ＷCaO−(％ＣａＦ2)ｈ×０．７１８｝・・・（ニ）、
(％ＣａＦ2)ｈ＝（ＷF−ＷLi2O×１．２７−ＷNa2O×０．６１３−ＷK2O×０．４０４）×２．０５・・・（ホ）、
(％ＳｉＯ2)ｈ＝ＷSiO2および(％Ａｌ2Ｏ3)ｈ＝ＷAl2O3であり、また、ＷCaO、ＷSiO2 、ＷAl2O3、ＷLi2O、ＷNa2OおよびＷK2Oは、モールドパウダ中の分析されるＣａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋが全てそれらの酸化物であるとして換算した含有率（質量％）であり、ＷFは、分析されるＦの含有率（質量％）である。
【００１３】
溶鋼の保温と酸化防止、溶鋼中の酸化物の吸収、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性の確保などのモールドパウダの役割から、通常、モールドパウダは、ＣａＯ、ＳｉＯ２  、フッ素化合物、Ａｌ２  Ｏ３  などを基本成分とする。一方、本発明が対象とする、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の溶鋼を鋳造する際には、モールドパウダの溶融層中のＳｉＯ２  が溶鋼中のＡｌを著しく酸化させ、そのため、溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が顕著に増加することが、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化する根本的な要因である。
【００１４】
そこで、本発明者らは、溶鋼中のＡｌと溶融層中のＳｉＯ２  との反応を抑制して、溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率の増加を抑制する方法、および溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率が増加する際の溶融層の凝固温度および粘度の増加を抑制する方法について、鋭意検討および試験を行った結果、本発明に到った。その詳細を、以下に説明する。
【００１５】
溶融層中のＬｉ２  Ｏは、アルカリ金属の酸化物の中では例外的に化学的に安定な酸化物であり、溶鋼中のＡｌによる還元反応を受けにくい。また、Ｌｉ２  Ｏは塩基性の性質が強いため、溶融層中ではＳｉＯ２  の活量を低下させ、前述の４Ａｌ＋３（ＳｉＯ２  ）＝２（Ａｌ２  Ｏ３  ）＋３Ｓｉで示される反応を抑制する効果を有することがわかった。
【００１６】
また、溶融層中のＳｉＯ２  は、溶鋼中のＡｌとの反応を抑制するという観点だけからは、その含有率は少ない方がよいが、前述のとおり、ＳｉＯ２  を１０質量％程度以下に少なくすると、溶融層中のＳｉＯ２  含有率のわずかな変化により、溶融層の凝固温度が急激に高くなる。したがって、凝固温度などの物性変化を小さく安定化させるためには、ＳｉＯ２  を適度な含有率でモールドパウダに配合するのがよい。さらに、ＣａＯおよびフッ素化合物は、溶鋼の酸化防止、溶鋼中の酸化物の吸収、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性の確保などの観点から、通常、モールドパウダに配合する。
上記のことから、本発明のモールドパウダは、ＣａＯ、ＳｉＯ２  、Ｌｉ２  Ｏおよびフッ素化合物を基本成分とした。
【００１７】
さらに、溶融層中のＡｌ2Ｏ3含有率が増加しても、溶融層が凝固したフィルム中に、前述のゲーレナイトの結晶ではなく、３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2で表されるカスピダインの結晶が析出するような溶融層の組成に維持することにより、溶融層の凝固温度および粘度が高くなることを抑制できることがわかった。具体的には、溶融層を凝固させた際に析出する結晶の組成を、種々のモールドパウダの組成について調査した結果、モールドパウダの組成に関する、前述の（イ）式、（ロ）式および（ハ）式によってそれぞれ規定される指標ａを０．４７〜０．７、指標ｂを０を超え０．４以下、および指標ｃを０．１〜０．５とすることにより、ゲーレナイトの結晶の析出を防止し、カスピダインの結晶を析出させることができることがわかった。
【００１８】
ここで、前述の（イ）式、（ロ）式および（ハ）式の中で用いる前述の（ニ）式および（ホ）式で定義する（％ＣａＯ）ｈおよび（％ＣａＦ２  ）ｈについて、さらに説明する。（ホ）式で定義する（％ＣａＦ２  ）ｈは、溶融層中のＦが、溶融層中のＬｉ２  Ｏ、Ｎａ２  ＯまたはＫ２  Ｏを構成するＬｉ、ＮａまたはＫであるアルカリ金属と優先的に結合してアルカリ金属のフッ化物を形成し、残るＦがＣａＦ２  として存在するとした換算ＣａＦ２  含有率を意味する。また、（ニ）式で定義する（％ＣａＯ）ｈは、上記の残るＦが溶融層中のＣａと優先的に結合して、ＣａＦ２  として存在し、Ｆと結合しなかった残るＣａが、ＣａＯとして存在するとした換算ＣａＯ含有率を意味する。このように、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、ＦおよびＣａを取り扱うことにより、カスピダインの結晶が析出する溶融層の組成範囲、すなわち、モールドパウダの組成範囲を正確に把握することが可能になった。
【００１９】
また、Ｎａ２  Ｏは、溶融層の凝固温度および粘度を低下させる効果があるが、一方、前述のとおり、溶鋼中のＡｌ含有率が１．０質量％程度以上に高い場合に、溶鋼中のＡｌが溶融層中のＮａ２  Ｏにより酸化され、生成したＮａの酸化熱によりモールドパウダの溶融が過度に促進され、鋳片表面に割れが発生しやすい。さらに、Ｋ２  Ｏも同様の作用がある。そこで、Ｎａ２  ＯおよびＫ２  Ｏの含有率の合計を１．５質量％以下とすることにより、モールドパウダの溶融速度の増大を抑制することができることがわかった。これにより、モールドパウダの溶融速度を遅くするためのＣの多配合を抑制できるので、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の極低炭素鋼を鋳造する場合にも、鋼のＣ含有率の増加を防止できる。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明のモールドパウダは、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の高Ａｌ含有鋼、またはＡｌ含有率が１．０質量％程度以上の極低炭素鋼を連続鋳造する場合に適用するのに好適である。このような高Ａｌ含有率の溶鋼を連続鋳造する際の、モールドパウダの溶融層の凝固温度および粘度が高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化することによるブレークアウトの発生、および鋳片表面の品質の悪化を防止できる。さらに、極低炭素鋼を鋳造する際の鋼中のＣ含有率の増加を防止できる。
【００２１】
本発明の連続鋳造用モールドパウダを以下に詳細説明する。なお、以下の含有率％は、質量％を意味する。本発明のモールドパウダは、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｌｉ2Ｏおよびフッ素化合物を基本成分とする。それぞれの含有率は、ＣａＯは３０〜６０％とするのが望ましく、ＳｉＯ2は１０〜３０％とする必要があり、Ｌｉ2Ｏは１〜１５％とするのが望ましく、また、フッ素化合物を構成するＦは４〜２５％とする。ここで、ＣａＯ、ＳｉＯ2またはＬｉ2Ｏは、モールドパウダ中の分析されるＣａ、ＳｉまたはＬｉが、全てそれらの酸化物であるとして換算した含有率であり、また、Ｆは、分析されるＦの含有率である。
【００２２】
ＣａＯ含有率は３０〜６０％とするのが望ましく、ＳｉＯ2含有率は１０〜３０％とする必要がある理由は、鋳型内の溶鋼の保温と大気による酸化防止、鋳型内壁と凝固殻との間の良好な潤滑性、溶鋼表面に浮上する酸化物などの捕捉に効果的であり、さらに、溶融層が凝固したフィルム中に、３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2で表されるカスピダインの結晶が効果的に析出するからである。ＣａＯ含有率が３０％未満では、鋳型内の溶鋼表面に浮上してくる気泡および酸化物の吸収が悪くなる。また、ＣａＯ含有率が６０％を超えると、溶融層の凝固温度が高くなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪くなる。ＳｉＯ2含有率が１０％未満では、溶融スラグの凝固温度が高くなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪くなる。また、ＳｉＯ2含有率が３０％を超えると、溶鋼中のＡｌ、Ｍｎなどとの反応が起こりやすい。
【００２３】
Ｌｉ２  Ｏ含有率を１〜１５％とするのが望ましい理由は、前述のとおり、溶融層中のＬｉ２  Ｏは、溶融層中のＳｉＯ２  の活量を低下させ、溶鋼中のＡｌと溶融層中のＳｉＯ２  との反応を抑制する効果があるからである。含有率が１％未満では、その効果が弱く、また、１５％を超えると、溶融層の凝固温度および粘度が過度に低下し、溶融層が鋳型内壁と凝固殻の間に過度に流入し、かえって、鋳片表面に割れが発生しやすい。
【００２４】
Ｆの含有率を４〜２５％とする理由は、溶融層中のＦは溶融層の凝固温度を調整する効果があり、また、溶融層が凝固したフィルム中に、カスピダインの結晶が効果的に析出するからである。Ｆ含有率が４％未満では、その効果が小さくなる。また、Ｆ含有率が２５％を超えると、溶融層の粘度が過度に低下して溶鋼中に巻き込まれ、鋳片表面にノロカミ疵が発生する。
【００２５】
さらに、本発明のモールドパウダは、Ｎａ２  ＯおよびＫ２  Ｏのうちの１種以上を含有し、これらの合計の含有率は１．５質量％以下とする。Ｎａ２  ＯおよびＫ２  Ｏは、前述のとおり、Ａｌ含有率が１．０％程度以上の溶鋼を鋳造する際に、溶鋼中のＡｌと反応し、生成したＮａの酸化熱によりモールドパウダの溶融が過度に促進され、鋳片表面に割れが発生しやすい。これらの合計の含有率を１．５％以下とすることにより、上記反応を抑制でき、モールドパウダの溶融速度の増大を抑制できる。さらに、後述するＣの含有率を低く抑制することができ、極低炭素鋼を鋳造する際に、鋼中のＣ含有率の増加を抑制できる。
【００２６】
また、本発明のモールドパウダは、Ａｌ２  Ｏ３  を含有し、その含有率は１０％以下が望ましい。その含有率が１０％を超えると、溶融層が凝固したフィルム中にＡｌ２  Ｏ３  を構成成分とする結晶が析出しやすく、溶融層の凝固温度および粘度が高くなる。また、モールドパウダの原料の配合上、不可避的にＡｌ２  Ｏ３  が含有される場合があるが、その含有率は極力少ない方が望ましい。
【００２７】
本発明のモールドパウダで、とくに重要なのは、前述の（イ）式、（ロ）式および（ハ）式で規定される指標ａを０．４７〜０．７、指標ｂを０を超え０．４以下、および指標ｃを０．１〜０．５とすることである。指標ａ、ｂおよびｃを上記の値とすることにより、前述のとおり、溶融層が凝固したフィルム中に、ゲーレナイトの結晶の析出を防止し、カスピダインの結晶を析出させることができる。
【００２８】
指標ａの値が０．４７未満では、ゲーレナイトの結晶の析出が析出し、０．７を超えると、溶融層の凝固温度が過度に高くなる。さらに、指標ａの値の望ましい範囲は０．５〜０．６である。
【００２９】
指標ｂの値は、０を超えた範囲で低いほどよく、０．４を超えると、溶融層中のＡｌ2Ｏ3含有率が、鋳造中にさらに高くなった際に、溶融層の凝固温度が著しく高くなる。さらに、指標ｂの値の望ましい範囲は０を超え０．２以下である。
【００３０】
指標ｃの値が０．５を超えると、溶融層が凝固したフィルム中に、カスピダインの結晶が析出せず、ＣａＦ2の結晶が析出するので、溶融層の凝固温度が過度に高くなる。指標ｃの値が０．１でも、指標ａおよび指標ｂが上記範囲内の値であれば、フィルム中に、カスピダインの結晶が析出する。指標ｃの値の範囲は０．１〜０．５である。
【００３１】
本発明のモールドパウダには、さらに必要により、下記のＭｇＯ、ＢａＯ、Ｂ２  Ｏ３  、ＺｒＯ２  およびＴｉＯ２  のうちの１種以上を含有させるのがよい。ＭｇＯ、ＢａＯ、Ｂ２  Ｏ３  およびＴｉＯ２  は、いずれも溶融層の凝固温度および粘度を低くする効果がある。それらの効果を期待する場合に、ＭｇＯは１〜２０％、ＢａＯは２〜２０％、Ｂ２  Ｏ３  は２〜１５％およびＴｉＯ２は０．５〜１０％、それぞれ含有させるのが望ましい。また、ＺｒＯ２  は、凝固温度および粘度を高くする効果があり、その効果を期待する場合には、０．５〜１０％含有させるのが望ましい。
【００３２】
さらに、本発明のモールドパウダには、上記の成分に加えて、Ｃを配合するのが望ましく、外数の含有率として、１〜１０％含有させるのが望ましい。外数で１〜１０％の含有率で配合するとは、後述する実施例の表２または表５に示すように、たとえば、ＣａＯ、ＳｉＯ２  、Ｌｉ２  Ｏ、Ｆ、Ｎａ２  Ｏ、Ａｌ２  Ｏ３  、ＭｇＯなどを配合し、残り不純物を含めて１００％のモールドパウダに対して、さらに、Ｃを添加した後の全体の質量に対して、Ｃ含有率が１〜１０％になるように、Ｃを配合することを意味する。
【００３３】
Ｃは、モールドパウダの溶融速度の調整する作用を有し、Ｃ含有率が高くなると、その溶融速度が遅くなる。１％未満では、その効果が小さく、１０％を超えると、溶融速度が過度に小さくなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪くなる。さらに、モールドパウダにＣを配合すると、溶鋼中のＣが高くなる作用があるので、Ｃ含有率が５０ｐｐｍ程度以下の極低炭素鋼を鋳造する際には、モールドパウダのＣ含有率は２．５％以下とするのが望ましい。
【００３４】
モールドパウダの溶融層の凝固温度は、８００〜１３００℃とするのが望ましい。８００℃未満に凝固温度を低下させることは困難であり、１３００℃を超えると、溶融層が鋳型内壁と凝固殻の間に流入しにくくなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪くなる。
【００３５】
モールドパウダの溶融層の粘度は、１３００℃において０．５Ｐａ・ｓ以下とするのが望ましい。０．５Ｐａ・ｓを超えると、鋳型内壁と凝固殻との間に流入する溶融層の量が不足し、鋳片表面に縦割れが発生したり、ブレークアウトの発生が多くなる。０．３Ｐａ・ｓ以下が、さらに望ましい。
【００３６】
本発明のモールドパウダを製造する際に使用する原料は、一般的に使用されている原料で構わない。ＣａＯ原料としては生石灰、石灰石、セメントを、ＳｉＯ２ 原料としては珪砂、軽藻土を、Ｌｉ２  Ｏ原料としては炭酸リチウムを、Ｆ分の原料としては蛍石、フッ化ソーダを、Ｎａ２  Ｏ原料としてはソーダ灰を、Ｋ２  Ｏ原料としては炭酸カリウム、弗化カリウムを、Ａｌ２  Ｏ３  原料としてはアルミナ粉を、ＭｇＯ原料としてはＭｇＯクリンカ、炭酸マグネシウムを、Ｃ原料としてはカーボンブラック、コークス粉を用いることができる。
【００３７】
また、原料の粒度は１００μｍ以下が望ましい。なお、これらの原料にはＦｅ２ Ｏ３ 、Ｆｅ３ Ｏ４ などの酸化物が含有されており、モールドパウダおよびその溶融スラグ中にも不可避的に含まれるようになる。しかし、これらの不純物が存在しても、とくに差し支えない。
【００３８】
【実施例】
（実施例１）
垂直曲げ型連続鋳造機を用い、表１に示す化学組成で、Ａｌを２．３〜２．５質量％含有する極低炭素鋼を、厚さ２３０ｍｍ、幅１２６０ｍｍの鋳片に、速度０．９ｍ／分で鋳造した。各試験では、１ヒート約２１０ｔｏｎの溶鋼をそれぞれ鋳造した。
【００３９】
【表１】
0003649153.tif 000002
用いたモールドパウダの組成、前述の（イ）式、（ロ）式および（ハ）式で規定される指標ａ、ｂおよびｃ、凝固温度、１３００℃における粘度を表２に示す。モールドパウダＡ〜Ｄは、本発明で規定する組成、ならびに指標ａ、ｂおよびｃの条件を満たすモールドパウダであり、また、望ましい凝固温度および粘度の条件も満足する。一方、モールドパウダＦ〜Ｈは、本発明で規定する組成、指標ａ、ｂ、ｃなどの条件の範囲を外れたモールドパウダである。モールドパウダＡにはＭｇＯを含有させず、その他のモールドパウダにはＭｇＯを含有させて、凝固温度および粘度を調整した。
【００４０】
【表２】
0003649153.tif 000003
各試験では、鋳造中に鋳型内のモールドパウダ、その溶融層および溶鋼中に、直径約５ｍｍの鋼製の棒を挿入し、約５秒保持した後に引き上げ、その棒表面に付着した溶融層の固化物の厚さを測定することにより、モールドパウダの溶融層の厚さを測定した。また、その引き上げた溶融層の固化物のＡｌ2Ｏ3含有率を発光分光分析法により分析し、溶融層中のＡｌ2Ｏ3の増加量を測定した。
【００４１】
また、鋳型長辺側の銅板内壁に、通常、ブレークアウト予知の目的で行われるのと同じ要領で熱電対を埋設し、銅板内壁の温度変化を測定し、その温度変化の状況により、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性を評価し、極端に潤滑性が悪化した場合には、ブレークアウトの予知警報を行った。さらに、得られた鋳片の表面を目視で観察し、とくにオシレーションマーク、割れ、鋳型内壁との焼き付き跡などを観察した。試験結果を表３に示す。なお、以下の含有率％は、質量％を意味する。
【００４２】
【表３】
0003649153.tif 000004
本発明のモールドパウダＡ〜Ｄを用いた本発明例の試験Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４では、鋳造中の溶融層の厚さは５〜１５ｍｍの範囲内であり、また溶融層中のＡｌ2 Ｏ3 含有率の増加量は７．２〜９．７％で、ともに安定していた。そのため、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が良好であり、鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化は±５℃程度で安定し、鋳片表面品質も良好であった。
【００４３】
比較例の試験Ｎｏ．６では、Ｎａ２  Ｏを１９．０％と著しく多く含有し、指標ａの値が０．３５と低く、本発明で規定する条件を外れたモールドパウダＦを用いた。Ｎａ２  Ｏ含有率が高いことから、モールドパウダの溶融が過度に促進され、鋳造初期から、鋳片表面に縦割れが発生した。また、鋳造中に溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率の増加量が２１．４％と多くなり、さらに、指標ａが小さいこともあって、溶融層中にゲーレナイトの結晶の析出が多くなり、溶融層の凝固温度および粘度が高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化した。そのため、約半分の溶鋼量を鋳造した以降において、溶融層の厚さ順次増大し、鋳造終了時には厚さ４０ｍｍに達した。その間、鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化も±５℃程度から、±２０℃程度にまで大きくなった。鋳造終了直前には、さらに上記温度変化が著しくなった。鋳造後半の鋳片表面には、オシレーションマークが形成されず、また、部分的に鋳型内壁との焼き付き跡が認められ、鋳造終了直前の鋳片表面には、鋳型内壁との著しい焼き付き跡が観察された。
【００４４】
比較例の試験Ｎｏ．７では、Ｎａ２  Ｏを５．０％と多く含有し、指標ｂの値が０．４２と高く、本発明で規定する条件を外れたモールドパウダＧを用いた。また、Ａｌ２  Ｏ３  含有率が約３１％と、望ましい条件を外れて高いモールドパウダである。溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率の増加量は６．４％程度で少なかったが、溶融層の凝固温度が高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化した。また、鋳造初期から溶融層の厚さ順次増大し、約半分の溶鋼量を鋳造した時点で、厚さ４０ｍｍ以上に達した。鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化も大きく、±２０℃程度となった。鋳片表面には、鋳型内壁との焼き付き跡が観察された。
【００４５】
比較例の試験Ｎｏ．８では、指標ｂの値が０．４５と高く、本発明で規定する条件を外れたモールドパウダＨを用いた。また、Ａｌ２  Ｏ３  含有率が約３３％と、望ましい条件を外れて高いモールドパウダである。溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率の増加量は５．１％程度で少なく、溶融層の厚さも通常の５〜１５ｍｍ程度であり、鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化も±１０℃程度であったが、溶融層の凝固温度が高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪く、鋳片表面にオシレーションマークは形成されていなかった。
（実施例２）
垂直曲げ型連続鋳造機を用い、表４に示す化学組成で、Ａｌを１．０〜１．２質量％含有する中炭素鋼を、厚さ２３０ｍｍ、幅１２６０ｍｍの鋳片に、速度０．７ｍ／分で鋳造した。各試験では、１ヒート約２１０ｔｏｎの溶鋼をそれぞれ鋳造した。
【００４６】
【表４】
0003649153.tif 000005
用いたモールドパウダの組成、前述の（イ）式、（ロ）式および（ハ）式で規定される指標ａ、ｂおよびｃ、凝固温度、１３００℃における粘度を表５に示す。モールドパウダＩは、本発明で規定する組成ならびに指標ａ、ｂおよびｃの条件を満たすモールドパウダであり、また、望ましい凝固温度および粘度の条件も満足する。一方、モールドパウダＪは、本発明で規定する組成、指標ａおよびｃの条件の範囲を外れたモールドパウダである。
【００４７】
【表５】
0003649153.tif 000006
各試験では、実施例１と同じ方法により、モールドパウダの溶融層厚さ、溶融層中のＡｌ2 Ｏ3 の増加量を測定した。また、鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化を測定し、さらに、得られた鋳片の表面品質を目視で観察した。試験結果を表６に示す。なお、以下の含有率％は、質量％を意味する。
【００４８】
【表６】
0003649153.tif 000007
本発明のモールドパウダＩを用いた本発明例の試験Ｎｏ．９では、鋳造中の溶融層の厚さは５〜１５ｍｍの範囲内であり、また溶融層中のＡｌ２  Ｏ３  含有率の増加量は４．１％で、ともに安定していた。そのため、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が良好であり、鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化は±５℃程度で安定し、鋳片表面品質も良好であった。
【００４９】
比較例の試験Ｎｏ．１０では、Ｎａ2Ｏを１９．０％と多く含有し、指標ａの値が０．３５と低く、本発明で規定する条件を外れたモールドパウダＪを用いた。Ｎａ2Ｏ含有率が高いことから、モールドパウダの溶融が過度に促進され、鋳造初期から、鋳片表面に縦割れが発生した。また、鋳造中に溶融層中のＡｌ2Ｏ3含有率の増加量が１３．４％と多くなり、さらに、指標ａおよびｃが低いこともあって、溶融層中にゲーレナイトの結晶の析出が多くなり、溶融層の凝固温度および粘度が高くなって、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化した。そのため、約半分の溶鋼量を鋳造した以降において、溶融層の厚さ順次増大し、鋳造終了時には厚さ４０ｍｍに達した。その間、鋳型長辺側の銅板内壁の温度変化も±５℃程度から、±２０℃程度にまで大きくなった。鋳造終了直前には、さらに上記温度変化が著しくなった。鋳造後半の鋳片表面には、オシレーションマークが形成されず、また、部分的に鋳型内壁との焼き付き跡が認められ、鋳造終了直前の鋳片表面には、鋳型内壁との著しい焼き付き跡が観察された。
【００５０】
【発明の効果】
本発明のモールドパウダの適用により、Ａｌ含有率が１．０質量％程度以上の高Ａｌ含有鋼、またはＡｌ含有率が１．０質量％程度以上の極低炭素鋼を連続鋳造する場合に、溶融層の凝固温度および粘度が高くなり、鋳型内壁と凝固殻との間の潤滑性が悪化することによる、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ことができる。