(57)【要約】【課題】  Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％程度の亜包晶鋼を連続鋳造法によって製造する際に有用なモールドパウダーの物性を定量的に把握できる評価法を確立すると共に、こうした方法によって評価され、不均一冷却に起因する表面疵が発生しない鋳片を製造することのできる中炭素鋼連続鋳造用モールドパウダーを提供する。【解決手段】  溶融したモールドパウダーを１３００℃以上の温度で、Ｖ字型溝を有する水冷鋳型内に流し込み、その後急冷凝固させて凝固した試料の縦断面を観察したときに、該試料の全高さに対するガラス質部分の高さの割合をガラス化率ＧＲとして評価し、水冷鋳型のＶ字溝の底点の角度をθ（°）、鋳型とモールドパウダーの接触面積Ｓ（ｍｍ2）とモールドパウダー質量Ｗ（ｇ）との比をｘ(Ｓ／Ｗ)としたとき、これらが前記ＧＲとの間に下記（１）式の関係を満足する。  ＧＲ＝Ｈglass/(Ｈglass＋Ｈcrystal）≦［0.35×(ｘ/20.8)0.5］／[2×sin(θ/2)]…（１）  但し、Ｈglass：ガラス質部分の高さ        Ｈcrystal：結晶質部分の高さ        を夫々示す。【選択図】    図５
2006231400.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％（質量％の意味、以下同じ）である中炭素鋼を連続鋳造法で鋳造する際に用いるモールドパウダーであって、溶融したモールドパウダーを１３００℃以上の温度で、Ｖ字型溝を有する水冷鋳型内に流し込み、その後急冷凝固させて凝固した試料の縦断面を観察したときに、該試料の全高さに対するガラス質部分の高さの割合をガラス化率ＧＲとして評価し、水冷鋳型のＶ字溝の底点の角度をθ（°）、鋳型とモールドパウダーの接触面積Ｓ（ｍｍ2）とモールドパウダー質量Ｗ（ｇ）との比をｘ(Ｓ／Ｗ)としたとき、これらが前記ＧＲとの間に下記（１）式の関係を満足することを特徴とする中炭素鋼連続鋳造用モールドパウダー。
ＧＲ＝Ｈglass/(Ｈglass＋Ｈcrystal）≦［0.35×(ｘ/20.8)0.5］／[2×sin(θ/2)]…（１）
但し、Ｈglass：ガラス質部分の高さ（ｍｍ）
Ｈcrystal：結晶質部分の高さ（ｍｍ）
を夫々示す。
【請求項２】
請求項１に記載のモールドパウダーを用い、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％である中炭素鋼を連続鋳造法で製造する連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、中炭素鋼を連続鋳造法で製造する際に用いるモールドパウダー、およびこうしたモールドパウダーを用いて表面欠陥の発生を防止しつつ中炭素鋼鋳片を効果的に製造するための連続鋳造法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼業における生産性向上および高品質化が推進されるなかで、連続鋳造においては、高速鋳造時の鋳片の表面品質の改善が大きな課題となっている。特に、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％であるいわゆる中炭素鋼では、連続鋳造法で鋳造する際に割れが生じ易く、これまでにもこのような割れの発生機構について様々な研究がなされている。
【０００３】
上記のような中炭素鋼は「亜包晶鋼」と呼ばれ、凝固温度直下でδ→γ変態に起因する大きな体積収縮を起こすことになる。そしてこの体積収縮によって、メニスカス直下の凝固シェルに凹凸ができ、鋳型による鋳片の冷却が不均一になり易い。鋳片の冷却が不均一になると、収縮応力が局所に集中して縦割れとなるものと考えられる。こうした割れを防止するためには、鋳型による鋳片の冷却を均一にすること、および鋳片を緩冷却することが有効であるとされている。
【０００４】
ところで、鋼の連続鋳造に際しては、鋳型内の溶鋼表面にモールドパウダーを散布して溶鋼表面の酸化を防止すると共に、溶融したモールドパウダー（以下、スラグと呼ぶことがある）が鋳型と鋳片の間に流れ込んで潤滑作用を発揮するようにして操業される。そして、鋳型による鋳片の均一冷却や緩冷却を達成させるためには、鋳型と鋳片の間に介在して冷却状態に大きな影響を与えるスラグを、常に安定して均一に流入させることと、スラグ自体の熱伝達特性を低下させて鋳片を緩冷却することが有効であるとされている。
【０００５】
モールドパウダーに関する技術として、例えば特許文献１には、Ｃ含有量が０．１８〜０．３０％である過包晶中炭素鋼の溶鋼を連続鋳造する際に用いるモールドパウダーとして、塩基度（Ｃａ０／ＳｉＯ2比）が０．８〜１．１、凝固温度：１０５０〜１２２０℃、１３００℃における粘度が０．０７〜１Ｐａ・ｓ、嵩比重：０．５〜０．９およびＣ含有量が２〜２０％であるものが提案されている。この技術では、上記のような低粘度のモールドパウダーを用いることによって、凝固シェルと鋳型との間への溶融パウダーの流入不足に起因する凝固シェルの焼き付き（即ち、拘束性ブレークアウト）の発生を防止するものである。
【０００６】
上記のような過包晶中炭素鋼では、亜包晶鋼のような大きな収縮が凝固温度直下では発生しないので、鋳型−凝固シェル間の潤滑性だけを考慮したモールドパウダーの適用は極めて効果的である。またこうした状況は、Ｃ含有量が０．０８％未満の低炭素鋼においても同様である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％程度の亜包晶鋼では、潤滑作用だけでなく、大きな収縮に起因する縦割れ（即ち、表面疵）を防止するためのパウダーを使用する必要がある。
【０００７】
Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％程度の亜包晶鋼を連続鋳造する際に用いるモールドパウダーとしては、低粘度のものを適用すると却って表面疵が増大する傾向を示すことから、基本的な思想として高粘度とすることによってメニスカス直下の均一冷却を図り、鋳片の表面疵の発生を防止するようにしている（例えば、特許文献２〜４）。また、これらの技術では、モールドパウダーの凝固温度や塩基度を指標として、緩冷却化モールドパウダーの設計がされている。しかしながら、モールドパウダーの凝固温度や塩基度によって定性的に緩冷却度合いを評価することはできるが、定量的な評価は困難であるという欠点がある。
【０００８】
一方、鋳片表面の割れ欠陥を低減するには、鋳型内メニスカス直下の熱流束を下げることが有効であることが知られている。これは、凝固シェル厚みの変形を低減させ、凝固収縮による応力を緩和することができ、割れの発生を抑制できるためと考えられている。溶鋼−鋳型冷却水間の伝熱（熱流束：Ｑ）を一次元定常伝熱モデルで考慮すると、下記（２）式および（３）式で表現できることが知られている（非特許文献１）。
Ｑ＝（ＴM−ＴW）／ＲT                  …（２）
ＲT＝Ｒ1＋Ｒ2＋Ｒ3＋Ｒ4＋Ｒ5＋Ｒ6      …（３）
但し、ＴM：溶鋼温度、ＴW：鋳型冷却水温度、ＲT：溶鋼と冷却水間の総括熱抵抗
Ｒ1：溶鋼と凝固殻の界面の境膜熱抵抗、Ｒ2：凝固殻の熱抵抗、Ｒ3：モールドパウ
ダーによる膜の熱抵抗、Ｒ4：モールドパウダーによる膜と鋳型間の界面熱抵抗、Ｒ
5：鋳型銅板の熱抵抗、Ｒ6：冷却水と鋳型銅板間の境膜熱抵抗、を夫々示す。
【０００９】
尚、上記Ｒ2は凝固殻の厚さをｄshell、凝固殻の熱伝導度をλshellとしたときに（ｄshell／λshell）と、上記Ｒ3はモールドパウダーの厚さをｄpowder、モールドパウダーの熱伝導度をλpowderとしたときに（ｄpowder／λpowder）と、上記Ｒ5は鋳型銅板の厚さをｄCu、鋳型銅板の熱伝導度をλCuとしたときに（ｄCu／λCu）と、夫々表されるものである。またＲ4（モールドパウダーによる膜と鋳型間の界面熱抵抗）は、モールドパウダーによる膜と鋳型間の界面熱伝導率をｈ1としたときに（１／ｈ1）と、Ｒ6（冷却水と鋳型銅板間の境膜熱抵抗）は、冷却水と鋳型銅板間の界面熱伝導率をｈ2としたときに（１／ｈ2）と、夫々表されるものである。
【００１０】
上記（２）式、（３）式の関係の下において、メニスカス直下においては、モールドパウダーに関与する伝導抵抗（上記Ｒ3，Ｒ4）がＲTを決定する大部分を占めていることから、実操業での鋳片表面割れ欠陥を改善するために、各種モールドパウダーの開発が進められており、その手段として結晶化しやすいモールドパウダーが有用であるとされている（例えば、特許文献５）。
【００１１】
また、モールドパウダーの結晶化を評価する手段として、Ｖ字型溝を有する鋳型に溶融したモールドパウダーを流し込み、その凝固した試料の縦断面を観察することによって、モールドパウダーの結晶化率を測定する方法も知られている。こうした技術として、例えば特許文献６には、結晶粒子が０．１〜９．１ｍｍの結晶粒が縦断面の面積に対して占める割合が７０％であるようなモールドパウダーが有用であることが示されている。また、特許文献７には、極低炭素鋼（ＩＦ鋼）の鋳造に用いられるモールドパウダーとして、同様に評価したときの結晶化率が１０％以下であるようなモールドパウダーが提案されている。
【００１２】
しかしながら、上記のようにして測定される結晶化率は、鋳型の形状や冷却速度等のよっても変化するものであり、その評価方法自体に問題があり、メニスカス直下での緩冷却を定量的に評価することができないという難点がある。例えば、空冷の銅鋳型やＳＵＳ製鋳型で凝固させた場合には、水冷鋳型で結晶／ガラスが半分のパウダーでもほぼ全面結晶相となってパウダーによる有意な差が異なくなり、メニスカス直下の緩冷却を客観的に評価することはできない。
【特許文献１】特開２００４−９８０９２号公報  特許請求の範囲
【特許文献２】特開２００３−９４１５０号公報  特許請求の範囲
【特許文献３】特開平９−１９２８０５号公報  特許請求の範囲
【特許文献４】特開平８−１９７２１４号公報  特許請求の範囲
【特許文献５】特開２００３−８８９４２号公報  特許請求の範囲
【特許文献６】特開平１０−５８１０４号公報  特許請求の範囲、図１
【特許文献７】特開２００４−１６７５２７公報  特許請求の範囲、図３
【非特許文献１】「凝固プロセズ研究の最近の進展」、日本学術振興会製鋼第１９委員会編、平成１０年３月発行、第６３〜６５頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
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、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％程度の亜包晶鋼を連続鋳造法によって製造する際に有用なモールドパウダーの物性を定量的に把握できる評価法を確立すると共に、こうした方法によって評価され、不均一冷却に起因する表面疵が発生しない鋳片を製造することのできる中炭素鋼連続鋳造用モールドパウダー、およびこうしたモールドパウダーを用いて上記のような表面性状に優れた鋳片を得るための連続鋳造法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
上記目的を達成することのできた本発明のモールドパウダーとは、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％（質量％の意味、以下同じ）である中炭素鋼を連続鋳造法で鋳造する際に用いるモールドパウダーであって、溶融したモールドパウダーを１３００℃以上の温度で、Ｖ字型溝を有する水冷鋳型内に流し込み、その後急冷凝固させて凝固した試料の縦断面を観察したときに、該試料の全高さに対するガラス質部分の高さの割合をガラス化率ＧＲとして評価し、水冷鋳型のＶ字溝の底点の角度をθ（°）、鋳型とモールドパウダーの接触面積Ｓ（ｍｍ2）とモールドパウダー質量Ｗ（ｇ）との比をｘ(Ｓ／Ｗ)としたとき、これらが前記ＧＲとの間に下記（１）式の関係を満足する点に要旨を有するものである。
ＧＲ＝Ｈglass/(Ｈglass＋Ｈcrystal）≦［0.35×(ｘ/20.8)0.5］／[2×sin(θ/2)]…（１）
但し、Ｈglass：ガラス質部分の高さ
Ｈcrystal：結晶質部分の高さ
を夫々示す。
【００１５】
また、上記のようなモールドパウダーを用い、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％である中炭素鋼を連続鋳造法で製造することによって、表面疵のない中炭素鋼鋳片を得ることができる。
【発明の効果】
【００１６】
本発明においては、所定の関係式でガラス化率ＧＲを規定することによって、モールドパウダーによる緩冷却を定量的に把握し、これによって上記目的を達成することのできるモールドパウダーが実現できたものであり、こうしたモールドパウダーを用いて中炭素鋼溶鋼を連続鋳造することによって、鋳造時の割れの発生を防止して表面性状の優れた中炭素鋼鋳片を製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明者らは、前述した銅鋳型を用いて結晶化率を測定する方法を基本的に採用し、モールドパウダーによる緩冷却を定量的に把握することのできる方法について様々な角度から検討した。その結果、緩冷却に効果があるとされる結晶の生成のし易さを、モールドパウダーのガラス化率ＧＲとし、このガラス化率ＧＲが、水冷鋳型のＶ字溝の底点の角度θ（°）、鋳型とモールドパウダーの接触面積Ｓ（ｍｍ2）とモールドパウダー質量Ｗ（ｇ）との比をｘ(Ｓ／Ｗ)との間で前記（１）式の関係を満足するようにすれば、モールドパウダーによる緩冷却が実現でき、鋳片表面割れ欠陥を抑制できることを見出した。以下、上記（１）式を導いた経緯について図面に基づいて、更に詳細に説明する。
【００１８】
図１は、本発明でガラス化率ＧＲを評価するときに用いる水冷銅鋳型の構造を示す概略説明図であり、図中１は銅ブロック、２は耐火物、３は坩堝、４はＶ字型溝、を夫々示す。尚、図には示していないが、耐火物２はＶ字型溝の両端部を堰き止めるように一対配置される。また、銅ブロック１は水によって冷却できるように構成されている。
【００１９】
こうした水冷銅鋳型を用い、Ｖ字型溝４の両端部を一対の耐火物２で堰き止めた状態で、Ｖ字型溝４内に、１３００℃以上の温度で坩堝３内にて溶融させた各種モールドパウダーをＶ字型溝４内に流し込み急冷凝固させる。そして、一対の耐火物２を取り除くことによって、凝固した試料（凝固パウダー）の縦断面が観察できるように構成されている。図２は、凝固した試料の縦断面を模式的に示した説明図であり、図中、５はガラス質部分、６は結晶質部分、Ｈglassはガラス質部分の高さ、Ｈcrystalは結晶質部分の高さを夫々示す。尚、図２（ａ），（ｂ）はＶ字型溝４の底の角度θを変えた状態を示したものである。
【００２０】
また鋳型形状（Ｖ字溝の形状）が異なることによって、凝固パウダー内の各位置での冷却条件が異なるので、鋳型形状に応じた閾値の設定が必要になる。ガラスが生成するか結晶が生成するかは、その位置がどのように冷却されるかによって決まることになる。鋳型を熱伝導率の良い銅製とし、鋳型内部を水冷した条件では、凝固するパウダーは鋳型との接触面への一方向伝熱とみなすことができる。従って、溶融したパウダー流し込み量を変化させても、鋳型底部における冷却条件は変化しないと考えることができた。本発明者らが確認したところ、溶融パウダー質量を変えても、同一形状の鋳型であれば鋳型底部に形成されるガラス部分の高さ（Ｈglass）はそれほど大きな差異がないことが判明した。但し、ガラス化率ＧＲとしてみた場合には、同一パウダーでも溶融量に応じて変化することになるので、溶融量の変化に対応する補正項として、前記［0.35×(ｘ/20.8)0.5］を幾何学的に算出した。
【００２１】
一方、ガラス化率ＧＲは、Ｖ字型溝底部の角度θにも大きく影響されることになる。前記図２（ａ），（ｂ）に示したように、同量のパウダー溶融量であっても、溝の底の角度θが小さいほどガラス部分５の高さ（Ｈglass）が大きくなる。上記したように、鋳型との接触面への一方向伝熱であると考えると、ガラス部分の最終凝固位置Ｐ１，Ｐ２は鋳型との接触面からどの程度離れているかで整理することができる。即ち、図２に示したように各鋳型の角度をθ１、θ２とし、接触面から各最終凝固点Ｐ１、Ｐ２までの距離をＬ１、Ｌ２としたとき、これらの距離Ｌ１、Ｌ２はほぼ等しくなる（Ｌ１≒Ｌ２）。この形状による変化に対応する補正項として、前記[１／[2×sin(θ/2)]]を幾何学的に算出した。
【００２２】
以上の観点から本発明では、閾値として『［0.35×(ｘ/20.8)0.5］／[2×sin(θ/2)]』を設定したものである。尚、この閾値は鋳型底部の角度θをパラメータとするものであるので［前記補正項（[１／[2×sin(θ/2)]]）］、鋳型形状に影響されることなく、様々な鋳型形状に対してそのまま適用できるものである。
【００２３】
尚、上記した手順では、鋳型全体を冷却した場合について示したけれども、Ｖ字型溝の底だけ、或いは溝の一側面だけを冷却できるようにして、それ以外の面を断熱処理した鋳型を用いて評価することもできる。要するに、Ｖ字に限らず一方向伝熱とみなせる状態で鋳型とパウダーとの接触面（鋳型冷却面）からどの程度結晶が成長しているかを把握できれば本発明の評価はできるものである。
【００２４】
本発明で採用する評価方法は、該試料の全高さに対するガラス質部分の高さの割合［Ｈglass/(Ｈglass＋Ｈcrystal）］をガラス化率ＧＲとして評価するものであるが、このＧＲの値はメニスカス直下の熱流束の傾向と非常に高い相関があるものであり（後記図５）、溶融したモールドパウダーを急冷凝固したときのガラス化率ＧＲを所定の値とすることによって、表面割れ欠陥を効果的に抑制できるのである。
【００２５】
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】
【００２６】
下記表１に示す化学成分組成の各種モールドパウダーを用い、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６％の中炭素鋼を連続鋳造し、厚さ：６０ｍｍ、幅：３００ｍｍの鋳片を製造した。このとき、鋳造速度は１．５ｍ／ｍｉｎとした。下記表１には、用いたモールドパウダーにおける塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）、１３００℃における粘度、凝固温度を同時に示した。また、表中「Ｆ−」は、モールドパウダー中のフッ素量、「Ｔ．Ｃ」は、モールドパウダー中の全炭素量を夫々示す。
【００２７】
尚、下記表１に示した粘度は振動式粘度測定法によって求められた粘度測定値（１３００℃における粘度）であり、モールドパウダーが溶融した状態（スラグ）での粘度を意味する。また溶融したパウダーが凝固し始めると粘度が急激に上昇することが知られており［例えば、K.C.Mill等「Ironmaking and Steelmaking」,2000,vol.27,238］、モールドパウダーの凝固温度は、溶解したパウダーの温度をゆっくり低下させたときに観察される急激な粘度上昇温度を凝固温度とし定義した。
【００２８】
【表１】
2006231400.tif 000003
【００２９】
各試験において用いたモールドパウダーについて、Ｖ字型溝を有する各種鋳型（前記図１）に流し込み、前記ＧＲ［Ｈglass/(Ｈglass＋Ｈcrystal）］の値を測定すると共に、［0.35×(ｘ/20.8)0.5］（閾値）を測定した。また得られた鋳片について、表面スケール除去後に磁粉深傷検査を実施し、割れ深さが０．５ｍｍ以上の疵が発生しているか否かによって鋳片表面品質について判定した（疵なし：「○」、疵あり：「×」）。鋳片表面品質判定結果を、前記ｘ（Ｓ／Ｗ）の値、鋳型のＶ字溝の底部の角度、閾値、ＧＲ値、および前記（２）式、（３）式によって求められる熱流束と共に下記表２に示す。
【００３０】
【表２】
2006231400.tif 000004
【００３１】
これらの結果に基づき、モールドパウダーの凝固温度とメニスカス直下の熱流束の関係、およびモールドパウダー塩基度とメニスカス直下の熱流束の関係が、鋳片表面疵の発生に与える影響について調査した。
【００３２】
図３は、モールドパウダー凝固温度とメニスカス直下の熱流束の関係が鋳片表面疵の発生に与える影響を示したグラフであり、図４は、モールドパウダー塩基度とメニスカス直下の熱流束の関係が鋳片表面疵の発生に与える影響を示したグラフである。これらの結果から明らかなように、モールドパウダーの凝固温度や塩基度によって定性的に緩冷却度合いを評価することはできるが、定量的な評価は困難であることが分かる。
【００３３】
一方、図５は、表１の結果に基づき、ＧＲの値とメニスカス直下熱流束との関係が鋳片表面品質に与える影響を示したグラフであるが（但し、ｘ＝２０．８ｍｍ2／ｇ、θ１またはθ２＝６０°のとき）、ＧＲの値を適切に制御することによって、表面疵のない高品質の中炭素鋼鋳片が製造できることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】本発明でガラス化率ＧＲを評価するときに用いる水冷銅鋳型の構造を示す概略説明図である。
【図２】凝固した試料の縦断面を模式的に示した説明図である。
【図３】モールドパウダー凝固温度とメニスカス直下の熱流束の関係が鋳片表面疵の発生に与える影響を示したグラフである。
【図４】モールドパウダー塩基度とメニスカス直下の熱流束の関係が鋳片表面疵の発生に与える影響を示したグラフである。
【図５】ＧＲの値とメニスカス直下熱流束との関係が鋳片表面性状に与える影響を示したグラフである。
【符号の説明】
【００３５】
１  銅ブロック
２  耐火物
３  坩堝
４  Ｖ字型溝
５  ガラス質部分
６  結晶質部分、
【図１】
2006231400.tif 000005
【図２】
2006231400.tif 000006
【図３】
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【図４】
2006231400.tif 000008
【図５】
2006231400.tif 000009