(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくともTi：0.08〜3.0wt%、Al：0.02〜0.8wt%を含有する鋼の連続鋳造に用いるパウダーであって、このパウダーは、CaＯ：25〜40wt％、SiＯ２：25〜40wt％、Na2Ｏ：10〜20wt％、Al２Ｏ３：10wt％以下、Ｆ：5〜10wt％、Ｃを1〜3.5wt％含有してなる成分組成を有し、かつ、塩基度が0.7＜CaＯ／SiＯ２＜1.8、1300℃における粘度が1〜4poise、凝固温度が900〜1300℃、かつ鋳型と凝固シェルとの間に流入したときに鋳型に接する側に、パウダートータル厚み（０．５〜３ mm）の１５〜７５％が、カスピダイン、ネフェリン、ペロブスカイトのうちいずれか１種または２種以上からなる結晶相を晶出するものであることを特徴とするTiおよびAl含有鋼用連続鋳造パウダー。
【請求項２】
C≦1.0wt%、Si≦2.0wt%、Mn≦2.0wt%、Ni≦85wt%、Cr≦30wt%、Ti：0.08〜3.0wt％、Al：0.02〜0.8wt％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、引抜速度：600〜900mm／分、溶鋼過熱度：5〜50℃の条件の下で、請求項１に記載の連続鋳造パウダーを用いて連続鋳造することを特徴とするTiおよびAl含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項３】
上記溶鋼は、さらに、Mo：0.5〜5wt%、Cu：0.5〜5wt%、V：0.5wt%以下およびB：100ppm以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項２に記載のTiおよびAl含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項４】
連続鋳造時におけるパウダーのTiＯ２およびAl２Ｏ３のピックアップ合計量が、30wt％以下であることを特徴とする請求項２に記載のTiおよびAl含有鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＴｉおよびＡｌを含有する鋼、とくにステンレス鋼や耐熱鋼，超耐食鋼などを連続鋳造するときに用いる連続鋳造用パウダーと、そのパウダーを用いて表面欠陥のないスラブを連続鋳造する方法についての提案である。
【０００２】
【従来の技術】
鋼の連続鋳造用パウダーは、一般に、ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ｎａ２Ｏ，Ａｌ２Ｏ３，Ｆ等の酸化物にて構成されているものが用いられている。しかし、このようなパウダーの場合、活性な元素であるＴｉやＡｌを含有する鋼を連続鋳造する場合には、これらの元素がパウダー（以下、単に「パウダー」という）に含まれるＳｉＯ２と反応し、ＴｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３等の酸化物を生成し、これらがパウダー（スラグ）中にピックアップされる。そのため、パウダーの組成が大きく変化するとともに、粘度、凝固温度等の物性もまた変化し、鋳造に適した物性範囲を逸脱するという問題点があった。その結果、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等のスラブ表面欠陥を引き起こし、最悪の場合、ブレークアウトを招いて鋳造停止となるようなこともあった。
【０００３】
こうした問題に対処するため従来、たとえば特開平４−１００６６０号公報では、塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２を０．４以下、凝固温度を７９０〜８３５℃としたパウダーを用いて鋳造し、パウダーが組成変化を起こしても、物性値が適性範囲に収まるようにした技術を提案している。しかし、この技術は、塩基度ならびに凝固温度を低めに誘導していることから、パウダーの結晶性が失われてガラス化し、凝固シェル／銅鋳型間への溶融パウダーの流入量が大幅に増加し、不均一冷却を招くという問題があった。
【０００４】
また、Ｔｉ濃度０．１〜０．５ｗｔ％の鋼種に対して、特開平７−３２０９１号公報では、塩基度ＣａＯ／ＳｉＯが０．４〜０．７のパウダーを、特開平７−１１６７７８号公報では、塩基度ＣａＯ／ＳｉＯが０．２〜０．６のパウダーをそれぞれ用いて鋳造する技術を開示している。しかし、これらの技術の場合もまた、塩基度が低いため、パウダーの結晶性が失われてガラス化し、パウダー流入量が大幅に増加し、不均一冷却を招くという問題があった。
【０００５】
上記の技術とは逆に、特開平７−１１６７９７号公報では、塩基度ＣａＯ／ＳｉＯを１．８〜２．５と高く調整したパウダーを用いて鋳造する技術を提案している。このようにパウダーの塩基度を高くすると、溶鋼成分であるＴｉやＡｌとパウダー中のＳｉＯ２との反応が抑制され、パウダーの物性変化を防止することができる。しかし、このパウダーは、塩基度が著しく高いために、凝固温度が高くなり、適性なパウダーの流入量が確保できず、スティッキング等の間題を起こすおそれがあった。また、このパウダーは、凝固温度および粘度を適正化するために、Ｌｉ２ＯやＮａ２Ｏ等の高価なフラックスの添加を必要とするため、コスト高となるという問題もあった。
【０００６】
なお、Ｔｉ含有鋼については、Ｔｉが高活性な元素であるため、精錬時の歩留りが悪いという問題がある。そのため、Ｔｉ含有鋼の脱酸は、Ａｌで行っており、Ａｌの濃度は、低くても０．０２ｗｔ％、高い場合には０．８ｗｔ％程度である。その結果、パウダー中にＡｌ２Ｏ３のピックアップが起こり、パウダー物性に対して大きな影響を及ぼすようになる。しかし、上記各従来技術では、この点についての配慮がなされていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、従来、活性なＴｉやＡｌを含有する鋼を連続鋳造する場合、従来のパウダーでは、鋳造中にＳｉＯ２が低減し、ＴｉＯ２やＡｌ２Ｏ３のピックアップが起こり、その結果、上述したように、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を招いたり、場合によっては、ブレークアウトして、鋳造停止となる問題があった。
【０００８】
本発明の目的は、ＴｉおよびＡｌ含有鋼の鋳造に好適な連続鋳造用パウダーを提供すること、および表面欠陥のないスラブを連続鋳造する方法を提案することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
従来技術が抱えている上述した問題に接し、発明者らは、まず、少なくともＴｉ：０．０８〜３．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０２〜０．８ｗｔ％を含み、その他にＦｅならびに各種添加成分と不可避的混入元素とからなる鋼を連続鋳造するのに好適な、連続鋳造用パウダーの物性値がどのようなものが好適かについて検討した。その検討のために、発明者らは熱分析等の溶鋼の凝固試験を行った。その結果、１３００℃における粘度が１〜４ｐｏｉｓｅ、凝固温度が９００〜１３００℃であり、さらに、凝固時に、カスピダイン、ネフェリン、ペロブスカイトといった結晶相を晶出する特性を有するパウダーであれば、本発明において処理対象とするＴｉおよびＡｌ含有鋼を、表面欠陥を伴うことなく鋳造できることが明らかとなった。
【００１０】
次に、上記の物性を満足するパウダーは、どのような化学成分・組成にしたらいいかについて究明するために、種々の成分組成のパウダーについて、粘度ならびに凝固温度を測定した。その結果、ＣａＯ：２５〜４０ｗｔ％、ＳｉＯ２：２５〜４０ｗｔ％、Ｎａ２Ｏ：１０〜２０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３：１０ｗｔ％以下、Ｆ：５〜１０ｗｔ％を含む成分組成のパウダーが、上記の物性値ならびに性質を満足することがわかった。
【００１１】
引き続き、高周波誘導炉にて、種々の成分組成の連続鋳造用パウダーと、Ｔｉ：０．０８〜３．０％、Ａｌ：０．０２〜０．８％を含む溶鋼との反応実験を行った。その結果、溶鋼の過熱度を５０℃以下とし、かつ、パウダーの塩基度を０．７＜ＣａＯ／ＳｉＯ２＜１．８を満足するようにした場合、パウダー中へのＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のピックアップを、鋳造適性範囲を超えない範囲（合計で３０％以下）に抑えることができることがわかった。
【００１２】
このような知見の下に開発したパウダーを、最終的に実機にて使用し、種々の鋳造条件で試験鋳造を行った。その結果、上記成分組成のものにさらに骨材としてのＣを1〜3.5wt％含む連続鋳造用パウダーを用い、溶鋼過熱度を5〜50℃とし、引抜速度を600〜900mm／分に制御して連続鋳造を行うことにより、パウダーの溶融速度ならびに溶融パウダーの流入量がともに適正範囲に入ることが明らかとなった。
【００１３】
本発明は正に、上記の知見ならびに試験結果に基づき開発されたものであって、その要旨構成とするところは、少なくともTi：0.08〜3.0wt%、Al：0.02〜0.8wt%を含有する鋼の連続鋳造に用いるパウダーであって、このパウダーは、CaＯ：25〜40wt％、SiＯ２：25〜40wt％、Na2Ｏ：10〜20wt％、Al２Ｏ３：10wt％以下、Ｆ：5〜10wt％、骨材としてのＣを1〜3.5wt％含有する成分組成を有し、かつ、塩基度が0.7＜CaＯ／SiＯ２＜1.8、1300℃における粘度が1〜4poise、凝固温度が900〜1300℃かつ鋳型と凝固シェルとの間に流入したときに鋳型に接する側に、パウダートータル厚みの１５〜７５％の厚みにて、カスピダイン、ネフェリン、ペロブスカイトのうちいずれか１種または２種以上からなる結晶相を晶出する特性を有することにある。
【００１５】
また、本発明は、Ｃ≦１．０ｗｔ％、Ｓｉ≦２．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．０ｗｔ％、Ｎｉ≦８５ｗｔ％、Ｃｒ≦３０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０８〜３．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０２〜０．８ｗｔ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、引抜速度：６００〜９００ｍｍ／分、溶鋼過熱度：５〜５０℃の条件の下で、上記した連続鋳造用パウダーを用いて連続鋳造する方法である。
【００１６】
なお、本発明は、上記溶鋼は、さらに、Ｍｏ：０．５〜５ｗｔ％、Ｃｕ：０．５〜５ｗｔ％、Ｖ：０．５％以下およびＢ：１００ｐｐｍ以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことが好ましい。
【００１７】
なお、本発明においては、連続鋳造時における、パウダー中のＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のピックアップ量が、合計で３０ｗｔ％以下になるように鋳造することが好ましい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
上述したように、本発明に係る連続鋳造用パウダーは、実験を通して開発されたものであり、基本的に、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ−Ａｌ２Ｏ３−Ｆ系から構成されており、１３００℃における粘度が１〜４ｐｏｉｓｅ、凝固温度が９００〜１３００℃という特性を有し、かつ凝固時に結晶化することが特徴である。以下、本発明のかかるパウダーの物性と性質を上記のように限定した理由について説明する。
【００１９】
１３００℃における粘度：１〜４ｐｏｉｓｅ
パウダー粘度は、これが１ｐｏｉｓｅ未満と低すぎたり、４ｐｏｉｓｅを超えるような高さのものでは、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブの研削量が増加して歩留りが低下する。しかも、最悪の場合には、ブレークアウトを引き起こす。このことから、１３００℃における粘度は１〜４ｐｏｉｓｅとする。好ましくは１．２〜３．７ｐｏｉｓｅ、より好ましくは１．５〜２．５ｐｏｉｓｅである。
【００２０】
凝固温度：９００〜１３００℃
凝固温度は、これが９００℃未満と低すぎたり、１３００℃を超えて高すぎたりすると、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブの研削量が増加して歩留りが低下する。最悪の場合にはブレークアウトを引き起こす。このことから、凝固温度は９００〜１３００℃とする。好ましくは９５０〜１２８０℃、より好ましくは９８０〜１２５０℃である。
【００２１】
結晶化挙動
酸化物あるいは酸フッ化物は一般に、凝固の際に、結晶化する場合とガラス化する場合とがある。溶融したパウダーは、鋳造中に凝固シェルと銅鋳型間に流入して少なくとも一部が凝固する。このとき、凝固層のパウダーがガラス化することなく結晶化すれば、パウダーフイルムが均一に形成されるようになり、スラブの均一冷却が実現される。従って、パウダーの特性として、凝固時に少なくとも鋳型に接する側が所定の厚みで結晶化することが必要とされる。なお、パウダーが凝固する際に生成する該結晶相の組成は、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ２・ＣａＦ２）、ネフェリン（Ｎａ２Ｏ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２）、ペロブスカイト（ＣａＯ・ＴｉＯ２）のうちのいずれか１種または２種以上となることが望ましい。なお、ペロブスカイトは、パウダー中にＴｉＯ２がピックアップした際に生成する。
【００２２】
かかる凝固相のうちの鋳型に接する側に生成する結晶相の厚み（割合）は、凝固層トータル厚みの15〜75%を占める厚みとする。ただし、このような凝固層にする理由は、結晶相の割合が15%未満であると、ほとんどガラスとしての挙動を示すため、上述した理由により不均一冷却を起こす。逆に、75%を超える場合、溶融パウダー層が薄くなり、凝固シェルの潤滑を悪くする。これらの場合、いずれも、表面欠陥をもたらす危険性がきわめて高くなる。したがって、本発明に係るパウダーの性質としては、鋳型／凝固シェル間に流入したパウダーの結晶相の割合が、凝固層トータルの厚みの15〜75%を占めるようなものにする。この性質については、CaO，SiO２，Al３O２，Na２O，F含有量を適正化することにより制御できる。なお、鋳型／凝固シェル間に流入したパウダーのトータル厚みは、0.5〜3mmとする。
【００２３】
次に、本発明に係るパウダーの組成を上記のように限定した理由を説明する。ＣａＯ：２５〜４０ｗｔ％、ＳｉＯ２：２５〜４０ｗｔ％、Ｎａ２Ｏ：１０〜２０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３：１０ｗｔ％以下、Ｆ：５〜１０ｗｔ％；
これらの成分は、いずれも、上記した物性値ならびに結晶化挙動を達成するために必要である。このうち、Ａｌ２Ｏ３は、含まなくても、物性値および結晶化挙動を適正範囲とすることができるため、１０ｗｔ％以下とした。その他のＣａＯやＳｉＯ２，Ｎａ２Ｏ，Ｆについては、凝固温度，粘度，結晶化挙動を適正なものにするため、それぞれ上記の範囲内に制御することとした。
【００２４】
塩基度：０．７＜ＣａＯ／ＳｉＯ２＜１．８
塩基度が０．７以下の場合には、パウダー中のＳｉＯ２の活量が高くなるため、下記の反応が起こり、パウダー中にＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３がピックアップされる。ＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のうちのいずれかまたは両方のピックアップ量が１０％を超えると、物性値が鋳造適性範囲を逸脱してしまう。その結果、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブの研削量が増加して歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起こす。
（ＳｉＯ２）＋Ｔｉ＝（ＴｉＯ２）＋Ｓｉ        ……（１）
３（ＳｉＯ２）＋４Ａｌ＝２（Ａｌ２Ｏ３）＋３Ｓｉ  ……（２）
ここで、（  ）はパウダー中の成分であり、下線部は溶鋼中の成分を表す。
また、パウダーは、塩基度が低いとガラス化し易くなるとともに、粘度も高くなる傾向にあり、物性値を調整し難くなる。また、塩基度が１．８以上の場合は、上記の物性値を得ることが出来ない。したがって、塩基度の範囲を０．７超え１．８末満とした。好ましくは、０．７５以上、１．５以下、より好ましくは０．８以上、１．３以下である。
【００２５】
骨材としてのＣ：１〜５ｗｔ％
Ｃはパウダーの溶融速度を制御するために添加されるものであり、１ｗｔ％未満では、溶融が速すぎて、過剰流入を引き起こし、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブ歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起こす。逆に、Ｃが５ｗｔ％を超えて高い場合は、溶融速度が遅くなりすぎて、流入が追いつかず、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を引き起こし、スラブ歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起こす。
【００２６】
また、本発明は上記のパウダーを用いたＴｉ，Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法を提案する。
本発明に係る上記パウダーが効果的に用いられる対象鋼種は、Ｃ≦１．０ｗｔ％、Ｓｉ≦２．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．０ｗｔ％、Ｎｉ≦８５ｗｔ％、Ｃｒ≦３０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０８〜３．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０２〜０．８ｗｔ％、残部がＦｅと不可避的不純物からなる溶鋼である。そして、この溶鋼を鋳造する際は、引抜速度を６００〜９００ｍｍ／分、溶鋼過熱度を５〜５０℃に制限する。すなわち、本発明のパウダーを用いて、上記条件下で連続鋳造を行うことにより、パウダー中へのＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のピックアップ量を、合計で３０ｗｔ％以下に抑制することが可能となり、その結果、表面欠陥がなく、スラブの研削における歩留りを９０％以上に確保することが可能となる。以下に、それぞれの限定理由について説明する。
【００２７】
対象鋼種は、たとえばＣ：０．０００５〜０．１ｗｔ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：５〜８５ｗｔ％、Ｃｒ：１３〜３０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０８〜３．０ｗｔ％，Ａｌ：０．０２〜０．８ｗｔ％を含み、必要に応じ、Ｍｏ：０．５〜５ｗｔ％、Ｃｕ：０．５〜５ｗｔ％、Ｖ：０．５ｗｔ％以下、Ｂ：１００ｐｐｍ以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含むステンレス鋼，耐熱鋼，超耐食鋼を用いることが好ましい。
【００２８】
上記の成分組成において、Ｃは材料の強度を保つために有用であり、Ｓｉ，Ｍｎは脱酸に有用な元素である。また、Ｎｉは組織をオーステナイトに保つために有用であり、Ｃｒは耐食性，耐熱性に有用な元素である。そして、Ｔｉ，Ａｌは耐熱性や耐高温酸化性あるいは脱酸に有用な元素である。その他、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｖは、耐食性や結晶粒径制御のために有用で、必要に応じて添加できる。Ｂは熱間加工性向上のため添加しても構わない成分である。
【００２９】
引抜速度：６００〜９００ｍｍ／分
引抜速度が６００ｍｍ／分未満の場合には、スラブの鋳型内の滞在時間が長くなり、強冷却になるとともに、溶融パウダーの更新が遅くなり、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生してスラブの研削量が増加して歩留りが低下する。逆に、引抜速度が９００ｍｍ／分を超える場合、鋳型内でのシェルの成長が追いつかず、ブレークアウトを引き起こす。そのため、引抜速度は６００〜９００ｍｍ／分に制限する。好ましくは、６５０〜８８０ｍｍ／分、より好ましくは、７００〜８５０ｍｍ／分とする。
【００３０】
溶鋼過熱度：５〜５０℃
溶鋼の過熱度が５℃未満になると、溶鋼が浸漬ノズル内で凝固してノズル閉塞を引き起こし、鋳造停止となる。逆に、過熱度が５０℃を超えて高い場合は、上記（１）（２）式の反応が活発となり、ＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のピックアップが激しくなる。ＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３両方のピックアップ合計量が３０ｗｔ％を超えると、物性値が鋳造の適性範囲を逸脱してしまう。その結果、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブ研削量が増加して、歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起こす。そのため、溶鋼過熱度は５〜５０℃に限定する。好ましくは、１０〜４５℃、より好ましくは、１５〜４０℃とする。
【００３１】
パウダー中のＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３の合計ピックアップ量：３０ｗｔ％以下
先述したように、ＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３の酸化物の、ピックアップ量が合計で３０ｗｔ％を超えると、物性値が鋳造適性範囲を逸脱してしまう。その結果、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、スラブ歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起こす。このことから、パウダー中のＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３の合計ピックアップ量を３０ｗｔ％以下に制限する。好ましくは、２８ｗｔ％以下、より好ましくは、２５ｗｔ％以下とする。
なお、この連続鋳造の際、鋳造開始のごく初期に、溶融を助ける意味合いで、発熱性のパウダーを添加してもよい。
【００３２】
【実施例】
表１に示した成分組成をもつ溶鋼を溶製し、表１に示すパウダーを用いて連続鋳造してスラブを得た。
溶製は、電気炉で、鉄屑、純ニツケル、フェロクロム、ステンレス屑等の原料を溶解し、ＡＯＤあるいはＶＯＤのいずれか一方または両方を用いて精錬し、所定の成分とした。溶製した鋼種は、［ＮＣＦ８００Ｈ、ＮＣＦ８２５、インコロイ８４０］、ＳＵＨ６６０、ＳＵＳ３２１およびＴｉとＡｌを含んだ１８Ｃｒ−８Ｎｉステンレス鋼である。なお、表１には、連続鋳造に用いたパウダーの成分組成と、その物性値および連続鋳造の条件についても併記した。
【００３３】
【表１】
0003574427.tif 000002
【００３４】
なお、溶鋼成分、パウダー成分およびパウダーの物性値は、以下の方法で評価した。
・溶鋼成分：蛍光Ｘ線分析装置により定量分析した。表１に示した成分の残部は、Ｆｅを主に含み、その他に、微量のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等を含んでいる。
・パウダー成分：Ｃは燃焼法により、その他の成分は化学分析により定量分析した。表１中に示す各成分の合計が、９６．２〜９９．９ｗｔ％となっているのは、これらの成分以外にも、ＭｇＯ，Ｆｅ２Ｏ３等の不可避的不純物を含むためである。
・粘度：回転円筒法により測定した。すなわち、鉄ルツボ中にパウダーを入れ、縦型抵抗炉内で溶解し、その後、鉄製のローターを挿入、回転することで、粘度を測定した。
・凝固温度：上記、粘度測定の際、温度を降下していくと急激に粘度の値が立ち上がる点が求まる。この変曲点を凝固温度とした。
【００３５】
表２には、表１に示した溶鋼を連続鋳造した際の、パウダーの組成変化と凝固した時の結晶相、連続鋳造における異常有無および得られたスラブの表面品質と研削後のスラブ歩留りの結果をまとめて示した。
ここで、それぞれの評価は以下の方法で行った。
・パウダーの組成変化：鋳型内からサンプルを採取し、化学分析により定量分析した。
・結晶相：鋳込み後のパウダーフイルムを採取し、Ｘ線回折することで結晶相を特定した。
・表面欠陥：鋳込み後のスラブを観察し特定した。
・スラブ研削歩留：研削前後での重量変化より測定した。
【００３６】
【表２】
0003574427.tif 000003
【００３７】
表２から判るように、本発明例の１〜８では、いずれもパウダーの組成変化が少なく、トラブルなく鋳造を行うことができた。また、得られたスラブも表面欠陥を発生することなく、スラブ研削での歩留りも９０％以上と良好な結果であった。
それに対して、比較例の９〜１７は、スラグ成分、物性値および鋳造条件のいずれかが本発明の制限範囲を外れているため、鋳造においてブレークアウト、ノズル詰まり等のトラブルが発生し、あるいは、完鋳しても縦割れ等の表面欠陥を引き起こす結果となった。表面欠陥が発生すると、スラブ研削歩留りが９０％未満となってしまい、製造コストの上昇を招く。
【００３８】
以下にそれぞれの失敗原因を説明する。
・Ｎｏ．１０は、パウダー中のＣａＯ，ＳｉＯ２，Ｎａ２Ｏ濃度の範囲が外れているため、塩基度が低く、粘度も高い。その結果、ＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のピックアップ量の合計が３０％を超えたため、ブレークアウトしてしまった。
・Ｎｏ．１１では、パウダーは適正なものを用いたが、引抜速度が速すぎたため、ブレークアウトした。
・Ｎｏ．１２では、パウダーは適正なものを用いたが、溶鋼過熱度が２℃と低かったことと、引抜速度が５５０ｍｍ／分と遅かったため、浸漬ノズルが詰まり鋳造停止となってしまった。
・Ｎｏ．１３では、パウダーは適正なものを用いたが、溶鋼過熱度が８０℃と高すぎたため、パウダー中のＴｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３のピックアップ量の合計が３０ｗｔ％を超えたため、表面欠陥が発生した。
・Ｎｏ．１４では、パウダー成分が適正ではなく、塩基度が２．２２と高く、粘度、凝固温度とも高いものを使用したため、表面欠陥が発生した。
・Ｎｏ．１５では、パウダー成分が適正ではなく、塩基度が０．４５と低く、凝固温度も低いものを使用した。その結果、凝固シェル／鋳型間に流入したパウダーフイルムがガラス質となり、表面欠陥が発生した。
・Ｎｏ．１６では、骨材Ｃが低すぎたため、流入量が過剰となり、表面欠陥が発生した。
・Ｎｏ．１７では、骨材Ｃが高すぎたため、流入量が少なすぎ、ブレークアウトしてしまった。
【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、ＴｉおよびＡｌ含有鋼の鋳造に当たり、ブレークアウト等の事故がなくなり、安定した連続鋳造が可能となる。さらに、本発明に係るパウダーを用いて鋳造したスラブは、表面性状に優れているため、研削歩留りが良好となり、生産性の向上、さらには、製造コストの低減が実現できる。