(57)【要約】【課題】亜包晶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片の表面割れを防ぐと共に溶鋼の鋳型への焼き付きやブレークアウト等を確実に防止する。【解決手段】溶鋼１（亜包晶鋼）を上部側に徐冷部１３が形成されている鋳型５に注入し、該鋳型５と溶鋼１とが接触することを防ぐべくフッ素含有量が０〜２ｍａｓｓ％である鋳型フラックス１４を鋳型５に投入して、鋳片２を連続的に鋳造する。【選択図】図１
2006239716.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
亜包晶鋼を上部側に徐冷部が形成されている鋳型に注入すると共に、フッ素含有量が０〜２ｍａｓｓ％である鋳型フラックスを鋳型に投入して、鋳片を連続的に鋳造することを特徴とする連続鋳造方法。
【請求項２】
前記鋳型フラックスは酸化物系フラックスであって、ＣａＯ：２０〜３５ｍａｓｓ％，ＳｉＯ2:３５〜５０ｍａｓｓ％，Ａｌ2Ｏ3：５〜２０ｍａｓｓ％，Ｎａ2Ｏ：１〜１５ｍａｓｓ％，ＭｇＯ：１〜５ｍａｓｓ％，Ｆ：０〜２ｍａｓｓ％の組成を有することを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造方法。
【請求項３】
前記鋳型に設けられた徐冷部が、鋳型内面であって該鋳型に注入された溶鋼の湯面から少なくとも該湯面下１００ｍｍに亘る領域に設けられており、前記徐冷部の伝熱抵抗Ｒｃが次式を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の連続鋳造方法。
１．８×１０-4 ≦ Ｒｃ ≦ ６．５×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)  ・・・（１）
【請求項４】
前記徐冷部は、Ｎｉを主体とした下地層の上に、Ｎｉ:４０〜８０ｍａｓｓ％，Ｃｒ：１０〜２５ｍａｓｓ％，Ｆｅ：３〜３０ｍａｓｓ％，Ｓｉ：０〜１．４ｍａｓｓ％，Ｂ：０〜０．９ｍａｓｓ％，Ｃ：０〜０．０２ｍａｓｓ％の組成を有する伝熱抵抗被膜層を形成したものであることを特徴とする請求項３に記載の連続鋳造方法。
【請求項５】
前記鋳型内面で且つ該鋳型に注入された溶鋼の湯面下３００ｍｍから鋳型下端に亘る領域の伝熱抵抗Ｒｃが、次式を満たすことを特徴とする請求項３又は４に記載の連続鋳造方法。
０ ≦ Ｒｃ ≦ ２．０×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)    ・・・（２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、亜包晶鋼の連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
連続鋳造装置を用いて、亜包晶鋼を連続的に鋳造すると、鋳片の表面には縦割れなどの表面割れが発生しやすいことが、従来から知られている。当然ながら、このような表面割れはユーザが要求する品質を満たすことができない重大な欠陥であり、その発生を防ぐことは製品品質の向上のためには不可欠である。
亜包晶鋼とは、溶鋼状態から平衡凝固させた時、初晶としてδ相が晶出し、さらに凝固末期にγ相も晶出する鋼種（包晶鋼）の内、Ｃ濃度が包晶点組成より低い鋼、すなわち、鉄−炭素系平行状態図でのＨＪ線に対応する鋼のことである。亜包晶鋼となる鋼の具体的な成分範囲は、鉄−炭素の単純な２元系の場合、Ｃ濃度が０．０８ｍａｓｓ％〜０．１８ｍａｓｓ％である。しかしながら、Ｃ以外にもＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌなど多数の元素を含有する多元系の実用鋼においては、第３，第４元素などの影響で亜包晶鋼のＣ濃度範囲は変化するものとなっている。
【０００３】
このような亜包晶鋼で表面割れが発生しやすい理由としては、連続鋳造装置の鋳型内に溶融状態の亜包晶鋼が注入され、鋳型により一次冷却されて溶鋼の周囲に凝固シェル（初期凝固シェル）が生成されるものの、かかる凝固シェルは凝固直後であって未だ延性が低い上に、密度の低いδ相から密度の高いγ相へ変態収縮を生じ、割れ発生限界歪み以上の歪みが発生するためと考えられている。
かかる表面割れの発生を抑制するには、鋳型に注入された溶鋼での凝固シェルを緩冷却化し、δ→γ変態を遅らせ、表面割れを防止する方法が効果的である。緩冷却の方法の１つとして、従来から、カスピダイン（cuspidine，3CaO・2Si02・CaF2)等の結晶相が晶出しやすい鋳型フラックスを使用する方法が広く採用されている。
【０００４】
このような鋳型フラックスを鋳型内に投入した際には、鋳型フラックスと溶鋼とが接触し、溶鋼の熱により鋳型フラックスが一旦溶融した後、溶鋼と鋳型との隙間に溶融した鋳型フラックスが流入して、鋳型によって急速冷却されて凝固し非晶質化（ガラス化）する。その後、このガラス組織から結晶相が晶出した場合、鋳型フラックスの鋳型側表面に凸凹が発生し界面に隙間（エアギャップ）を生じたり、鋳型フラックスが透明なガラス相から不透明な結晶相に変化するために、溶鋼から鋳型に向けての鋳型フラックス中への輻射伝熱が低下するようになることが考えられる。また、鋳型フラックスが結晶化する際の密度変化に起因して、鋳型フラックスの内部に微小な亀裂が発生し、その亀裂に起因するギャップなどで、鋳型フラックス自体の伝熱抵抗が増大することも考えられる。
【０００５】
そのため、溶鋼と鋳型との間に存在する結晶組織の鋳型フラックスにより、溶鋼から鋳型への熱移送量が少なくなり、鋳型による一次冷却の能力が落ち溶鋼に対する緩冷却効果が得られるようになる。ひいては、鋳型に注入された溶鋼シェルの緩冷却化を促し、δ→γ変態を遅らせ、表面割れを防止することができるようになる。
以上述べた結晶相を晶出する鋳型フラックスを用いる方法は、一見何も問題はなさそうであるが、現場の実績として、以下に述べる問題点があることがわかっている。
【０００６】
(i)  溶鋼の熱により溶解した鋳型フラックスは、鋳型に接触し急冷されるとガラス化する。その後、鋳型に固着したガラス相の鋳型フラックス中に結晶相が晶出すると、ガラスと結晶との密度変化に起因し鋳型フラックス内部に亀裂が発生して、鋳型に固着した鋳型フラックスが剥離しやすくなる。この結果、鋳型表面での鋳型フラックスの固着層の厚みが変動して鋳造が安定して行われなくなったり、鋳型フラックスが鋳型より剥離した場合には、溶鋼の凝固シェルが鋳型に焼き付いてブレークアウトが発生しやすくなる。
(ii)  概して、結晶化しやすい鋳型フラックスは凝固温度も高いことが多い。ゆえに、鋳型と溶鋼との間に存在する鋳型フラックスは、通常の鋳型フラックスに比して固相の比率が高く流動性が悪いため、一度、凝固シェル表面が凹むような変形が生じると、鋳型フラックスが凝固シェルの変形に追従しきれず、シェルの凹んだ部位にエアギャップが生成しやすい。エアギャップが生成した部位は伝熱抵抗が増大し、鋳片から鋳型への抜熱が阻害され、凝固が遅れて凝固殻厚みが薄くなり、薄くなった部分に歪が集中して更に表面の凹みが進行するといった悪循環に陥りやすく、鋳片の表面粗度が悪くなり、製品の表面品質が悪くなる傾向があった。
(iii)  結晶化しやすい鋳型フラックスを用いて緩冷化を図ると、鋳型内の初期凝固部(＝鋳型内の上方)だけでなく、鋳型の下方も含めた鋳型内全域が緩冷化されるので、鋳型下端までの凝固シェルの成長が遅れるため、鋳型下端で所定の凝固シェル厚みを確保するために鋳造速度を低下させる必要が生じ、連続鋳造の生産性が低下する問題もあった。
(iv)  結晶相としてカスピダインを晶出させるために、鋳型フラックスにフッ素Ｆを添加すると、スラックス中のＦに起因して、鋳型や連続鋳造機の腐蝕が促進され、連続鋳造装置自体の寿命が低下する問題もあった。
【０００７】
以上述べたうち、(iii)を解決するための技術としては、特許文献１や特許文献２に開示されたものがある。
特許文献１には、鋳型上端から４００ｍｍの範囲内の鋳型内面に、熱伝導率が５０ｋｃａｌ／ｍｉｎ／℃以下で肉厚１〜５ｍｍの表面が平滑な金属製熱抵抗材が接着剤で貼り付けられた鋳型が開示されており、鋳型に注入された溶鋼の初期凝固シェルをゆっくりと冷却するようにして、δ→γ変態を遅らせ、表面割れを防止している。
特許文献２には、鋳型上端から３００ｍｍの範囲内の鋳型内面に、ニッケル又は耐熱鋼板を張り付けて溶鋼から鋳型への抜熱量を３０％以上抑えるようにしている。
【特許文献１】特開昭５４−５８２５号公報（図１）
【特許文献２】特開昭６３−１６０７５２号公報（図１、図７）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１や特許文献２に記載された技術では、鋳型フラックス自体の特性に起因する(i),(ii),(iv)の問題を解決することはできない。特に(i),(ii)の問題は、溶鋼の鋳型への焼き付きやブレークアウトという重大なトラブルに繋がるため、改善の必要性が望まれるものである。加えて、(iv)の問題は、鋳型の寿命を短くするものであるため、当然のことながら改善が望まれるものである。
残念ながら、現状では、亜包晶鋼での表面割れを防ぎつつも、鋳型表面での鋳型フラックスの固着層の厚みが変動せず、凝固シェルの変形に追従し、焼き付きやブレークアウト等の心配のない鋳型フラックスや、鋳型フラックスと鋳型との組み合わせは明らかとなっていない。
【０００９】
そこで、本発明は、亜包晶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片の表面割れを防ぐと共に溶鋼の鋳型への焼き付きやブレークアウト等を確実に防止し、さらに鋳型の高寿命化を図ることのできる連続鋳造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
前記目的を達成するため、本発明においては以下の技術的手段を講じた。
すなわち、本発明における課題解決のための技術的手段は、亜包晶鋼を上部側に徐冷部が形成されている鋳型に注入すると共に、フッ素含有量が０〜２ｍａｓｓ％である鋳型フラックスを鋳型に投入して、鋳片を連続的に鋳造することを特徴とする。
この技術的手段によれば、鋳型に備えられた徐冷部により、亜包晶鋼の初期凝固シェルをゆっくりと冷却するようにして、δ→γ変態を遅らせ、表面割れを防止することができる。
【００１１】
また、鋳型に投入される鋳型フラックスは、フッ素Ｆを全く含まないか、含んだとしてもその含有量が２ｍａｓｓ％以下と少量であるため、溶鋼の熱により溶解した鋳型フラックスは鋳型に接触し急冷されると全量ガラス化し、結晶化（カスピダインが晶出）することがほとんどない。ゆえに、鋳型フラックス内部に亀裂が発生して、鋳型に固着した鋳型フラックスが剥離することを防ぐことができるようになる。このことにより、溶鋼凝固シェルが鋳型に焼き付くトラブルを防ぐことができ、ブレークアウトを未然に防ぐことができるようになる。
【００１２】
さらに、鋳型フラックスはフッ素をほとんど含有していないため、鋳型や連続鋳造機の腐蝕が促進され、連続鋳造装置自体の寿命を低下させるといった不都合を回避することができる。
また、上記鋳型フラックスは結晶化しにくいものであるため、結晶化しやすい鋳型フラックスよりもその凝固温度は低く、流動性が高いものとなる。ゆえに、鋳型フラックスは凝固シェルの変形に追従し、溶鋼と鋳型との間の隙間を確実に満たすものとなるため、伝熱抵抗の変動を抑制し溶鋼からの抜熱が常に良好に行われるようになる。
【００１３】
なお好ましくは、前記鋳型フラックスは酸化物系フラックスであって、ＣａＯ：２０〜３５ｍａｓｓ％（重量％），ＳｉＯ2:３５〜５０ｍａｓｓ％，Ａｌ2Ｏ3：５〜２０ｍａｓｓ％，Ｎａ2Ｏ：１〜１５ｍａｓｓ％，ＭｇＯ：１〜５ｍａｓｓ％，Ｆ：０〜２ｍａｓｓ％の組成を有するようにするとよい。
すなわち、ＳｉＯ2濃度が３５ｍａｓｓ％より小さくなると、安定してガラス相を形成させるための高価な別元素を添加する必要性が生じたり、使用後の鋳型フラックスの再処理が困難となる問題が発生するようになる。また、ＳｉＯ2 濃度を５０ｍａｓｓ％より多くすると、鋳型フラックスの粘性が過度に大きくなったり、高融点の鉱物が晶出して鋳型フラックスの流入性が阻害されるといった不都合が生じる。ＣａＯ濃度も２０〜３５ｍａｓｓ％を外れると、鋳型フラックスから高融点鉱物が晶出しやすくなるといった問題がある。
【００１４】
また、Ａｌ2Ｏ3の組成が５〜２０ｍａｓｓ％の範囲を外れている場合には、鋳型フラックス中のＳｉＯ2が溶鋼中に溶解しているＡｌによって還元されたり、溶鋼中に介在物として存在するＡｌ2Ｏ3が鋳型フラックス中に浮上するなどして鋳型フラックス中のＡｌ2Ｏ3濃度が変化した際に、鋳型フラックスの凝固温度や粘度等の性質が急変して鋳造が不安定になる問題が発生する。
Ｎａ2Ｏ濃度も鋳型フラックスの凝固温度への影響が大きいので、凝固温度を安定させるために、１〜２０ｍａｓｓ％とすることが望ましい。
【００１５】
ＭｇＯもスピネル系の介在物として鋳型フラックス中に浮上してくる場合があるので、鋳型フラックスの性質を安定化させるために、ＭｇＯ濃度は１〜５ｍａｓｓ％とすることが望ましい。
また、本連続鋳造方法に用いられる鋳型に関しては、前記鋳型に設けられた徐冷部が、鋳型内面であって該鋳型に注入された溶鋼の湯面から少なくとも該湯面下１００ｍｍに亘る領域に設けられており、前記徐冷部の伝熱抵抗Ｒｃが次式を満たすものとなっていることを特徴とする。
１．８×１０-4 ≦ Ｒｃ ≦ ６．５×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)  ・・・（１）
この理由について、以下述べる。
【００１６】
先ず、亜包晶鋼で、鋳片に発生する表面縦割れを抑制するためには、鋳型上側部における冷却能力、すなわち溶鋼から鋳型への熱流束を約２．０ＭＷ／ｍ2以下にするとよいことが数々の研究より明らかとなっている。例えば、１．７ＭＷ／ｍ2以下に抑制すると、亜包晶鋼鋳片の表面割れの発生をほぼ完全に抑えることができるとの報告がなされている（S.Hiraki,N.Nakajima,T.Murakami and T.Kanazawa : Steelmaking Conf.Proceedings,77(1994),pp397）。
そこで、鋳型内壁の伝熱抵抗Ｒｃと溶鋼から鋳型への熱流束との関係を検討する。徐冷部を形成する耐熱合金層の伝熱抵抗Ｒｃと溶鋼メニスカス直下での徐冷部の表面温度Ｔとの関係は一次元の伝熱解析により、
Ｔ＝Ｔｗ＋ｑ（Ｒｍ＋Ｒｃ）    ・・・（３）
で計算されることが明らかとなっている。ここで、
ｑ  ：溶鋼湯面部の熱流束(W/m2)  q=(Ts-Tw)/(Rm+Rc+Rint+Rp)
Ｔｓ：鋳片鋳型表面側温度(℃)  Ts=1500
Ｔｗ：鋳型銅板冷却水側温度(℃)  Ts=100
Ｒｃ：被膜全体の伝熱抵抗(m2K/W)  Rc=R1+R2
Ｒ１：下地Ｎｉ層の伝熱抵抗(m2K/W)  R1=d1/λ1
ｄ１：下地Ni層の厚み(m)  d1=0.001
λ１：下地Ni層の熱伝導率(W/m/K)  λ1=87.8
Ｒ２：耐熱合金層の伝熱抵抗(m2K/W)  R2=d2/λ2
ｄ２: 耐熱合金層の厚み(m)  d2=0〜0．013
λ２：耐熱合金層の熱伝導率(W/m/K)  λ2=17.9
Ｒｍ：鋳型の伝熱抵抗(m2K/W)  Rm=dm/λm
ｄｍ: 鋳型銅板厚み(m)  dm=O.015-(d1+d2)
λｍ：鋳型銅板の熱伝導率(W/m/K)  λm=393
Ｒint：鋳型と鋳型フラックスとの間のエアギャップによる伝熱抵抗(m2K/W)
Ｒｐ:  鋳型フラックスの伝熱抵抗(m2K/W)
ここで、不明なＲｐ＋Ｒｉｎｔを文献(lSlJ internationa1,Vol.42(2002)，No.10，pp.1094-1102)に基づいて、Ｒｐ＋Ｒｉｎｔ＝０．０００５と仮定すると、式（３）を解くことができるようになり、その結果は図２のようになって、徐冷部を形成する耐熱合金層（伝熱抵抗被膜）の伝熱抵抗Ｒｃを変化させた時の溶鋼メニスカス部の熱流束ｑと、徐冷部の表面温度Ｔは図の如く変化するようになる。
【００１７】
図２より、熱流束２．０（ＭＷ／ｍ2），１．７（ＭＷ／ｍ2）に対応する伝熱抵抗Ｒｃはそれぞれ、１．８×１０4（ｍ2Ｋ／Ｗ），３．０×１０4（ｍ2Ｋ／Ｗ）と読み取ることができる。したがって、亜包晶鋼を徐冷するために、鋳型に徐冷部を設けた場合、かかる熱流束を実現するためには、当該徐冷部の伝熱抵抗を１．８×１０4（ｍ2Ｋ／Ｗ）以上とすることが必要となり、より好ましくは、３．０×１０4（ｍ2Ｋ／Ｗ）以上とすることがよいことがわかる。
一方、伝熱抵抗を過度に増大させると、鋳型に設けられた徐冷部の表面温度が上昇し、徐冷部の表面に亀裂が発生するなどしてその寿命が低下する。ゆえに、徐冷部の伝熱抵抗は表面温度が８００℃を超える６．５×１０4（ｍ2Ｋ／Ｗ）以下とする必要があり、好ましくは、被膜表面温度が８００℃となる５．０×１０4（ｍ2Ｋ／Ｗ）以下に抑制することがより望ましい。
【００１８】
このように、徐冷部の伝熱抵抗値を１．８×１０-4 ≦ Ｒｃ ≦ ６．５×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)の範囲内にすることで、鋳型に注入された溶鋼の初期凝固シェル、すなわち鋳型上側に位置する溶鋼を緩冷却化し、δ→γ変態を遅らせ、表面に発生する割れの発生を極力防止することができるようになる。
なお好ましくは、前記鋳型内面で且つ該鋳型に注入された溶鋼の湯面下３００ｍｍから鋳型下部側に亘る領域の伝熱抵抗Ｒｃが、次式を満たすようにするとよい。
０ ≦ Ｒｃ ≦ ２．０×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)    ・・・（２）
こうすることで、鋳型下部側の伝熱抵抗は０か、もしくは、上部の徐冷部の伝熱抵抗値の最低値とほぼ同じであるようになり、鋳型下部側における溶鋼から鋳型への抜熱が、徐冷部に比して非常に良好なものとなる。ゆえに、鋳型下端部で凝固シェルの成長が遅れるといった不都合が生じることがなく、安定した連続鋳造を行うことができるようになる。
【００１９】
なお好ましくは、前記徐冷部は、Ｎｉを主体とした下地層の上に、Ｎｉ:４０〜８０ｍａｓｓ％（重量％），Ｃｒ：１０〜２５ｍａｓｓ％，Ｆｅ：３〜３０ｍａｓｓ％，Ｓｉ：０〜１．４ｍａｓｓ％，Ｂ：０〜０．９ｍａｓｓ％，Ｃ：０〜０．０２ｍａｓｓ％の組成を有する伝熱抵抗被膜層を形成したものとするとよい。
高温時において、ＮｉはＣｕに比して熱伝導率が略１／５程度であるため、Ｎｉを主体とした下地層の上にＮｉを主成分とする伝熱抵抗被膜層１６を形成することで、徐冷部の伝熱抵抗を大幅に増大させることができるようになる。
【００２０】
伝熱抵抗被膜層１６の組成において、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｆｅをこの範囲にすることで伝熱抵抗被膜層１６の高温強度、耐酸化性、伝熱抵抗が好適なものとなる（特に純粋なＮｉよりも伝熱抵抗が小さくなる）ことを本願出願人は数々の実験等を通じて明らかとしている。Ｓｉ，Ｂは耐熱合金の溶射性を向上するために添加される元素であり、上記範囲を外れた場合、伝熱抵抗被膜層１６の融点や高温強度が低下する可能性がある。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、亜包晶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片の表面割れを防ぐと共に溶鋼の鋳型への焼き付きやブレークアウト等を確実に防止し、さらに鋳型の高寿命化を図ることのできるようになる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下、本発明にかかる連続鋳造方法を図を基にして説明する。
図１は、本実施形態にかかる連続鋳造装置３の鋳型５の断面図を示したものである。
溶鋼１からスラブ等の鋳片２を製造する連続鋳造装置３は、溶鋼１を一時的に蓄えるタンディッシュ４と鋳型５とを有している。さらに、鋳型５から出た鋳片２を冷却する冷却スタンド（図示せず）と鋳片２を支えつつ移送するサポートロール６とを有している。
連続鋳造装置３に運ばれた溶鋼１は、下方に配設されたタンディッシュ４に注がれ、タンディッシュ４の底に設けられた浸漬ノズル７によって流量をコントロールされつつ鋳型５に注入されるようになっている。鋳型５では溶鋼１が冷却（１次冷却）され、その表面部のみが凝固した状態の鋳片２となって、鋳型５下部から引き抜かれるようになる。
【００２３】
垂直方向に引き抜かれた鋳片２は、サポートロール６で支持されつつ徐々に水平方向に湾曲され、水平になった鋳片２は下流側に備えられたガス切断機（図示せず）により所定長さの鋳片２に分割される。
本発明は、溶鋼１を上部側に徐冷部１３が形成されている鋳型５に注入し、該鋳型５と溶鋼１とが接触することを防ぐべくフッ素含有量が０〜２ｍａｓｓ％である鋳型フラックス１４を鋳型５に投入して、鋳片２を連続的に鋳造することを特徴とする。なお、本実施形態の溶鋼１は亜包晶鋼である。
【００２４】
亜包晶鋼とは、溶鋼状態から平衡凝固させた時、初晶としてδ相が晶出し、さらに凝固末期にγ相も晶出する鋼種（包晶鋼）の内、Ｃ濃度が包晶点組成より低い鋼、すなわち、鉄−炭素系平行状態図でのＨＪ線に対応する鋼のことである。
図１に示されているように、本実施形態の鋳型５は、溶鋼１に接触する面を熱伝導のよい銅板で形成し，この外側を水冷する構造になっている。
詳しくは、鋳型５は、中央で上下方向に貫通する空間が形成されている鋼製の鋳型バックフレーム８を備えている。この鋳型バックフレーム８の空間部の内周壁には銅板（鋳型銅板９）が設けられており、溶鋼１から熱を奪うことで溶鋼１に凝固シェル１０を形成させるような働きを有している。
【００２５】
鋳型銅板９と鋳型バックフレーム８との間には冷却水路１１（スリット）が形成されており、この部分に冷却水が流れることで鋳型銅板９の温度が上がりすぎることを防ぐようにしている。かかる冷却水が外部に漏れ出すことを防ぐために、鋳型５の上部及び下部であって鋳型銅板９と鋳型バックフレーム８との間に平面視Ｏ型のパッキンリング１２（Ｏリング）が嵌め込まれるものとなっている。
さらに、本実施形態の場合は、鋳型銅板９上であって鋳型５の上部側に、鋳型５内に注入された溶鋼１からの抜熱を緩やかに行うための徐冷部１３が形成されている。
【００２６】
該徐冷部１３は、鋳型５内面で且つ該鋳型５に注入された溶鋼１メニスカス〜該メニスカス下略１００ｍｍに亘る領域に設けられており、その伝熱抵抗Ｒｃが式（１）を満たすようになっている。なお、徐冷部１３の施工領域は、溶鋼メニスカス〜該メニスカス下略２００ｍｍ又は３００ｍｍに亘る範囲であってもよい。
１．８×１０-4 ≦ Ｒｃ ≦ ６．５×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)  ・・・（１）
本実施形態の場合、徐冷部１３は、Ｎｉを主体とした下地層１５の上に、Ｎｉ:４０〜８０ｍａｓｓ％，Ｃｒ：１０〜２５ｍａｓｓ％，Ｆｅ：３〜３０ｍａｓｓ％，Ｓｉ：０〜１．４ｍａｓｓ％，Ｂ：０〜０．９ｍａｓｓ％，Ｃ：０〜０．０２ｍａｓｓ％の組成を有する伝熱抵抗被膜層１６（鋳型銅板９より伝熱抵抗の大きな被膜層１６）を形成したものである。
【００２７】
具体的には、鋳型銅板９の表面（すなわち鋳型５内側）に下地層１５としてスルファミン酸によるＮｉ電気メッキを施した上に、ＳｉやＢを添加しないＮｉ−Ｃｒ基耐熱合金(例えば、inconel-718,inconel-750等)を肉盛溶接し伝熱抵抗被膜層１６としている。各層の厚さとしては、下地Ｎｉ層を１ｍｍ、Ｎｉ−Ｃｒ耐熱合金層の厚みを３〜１１ｍｍとしている。これにより、徐冷部１３の伝熱抵抗が１．８〜６．４×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)の範囲で実現されている。また、Ｎｉ−Ｃｒ耐熱合金層の厚みを５〜７ｍｍとすれば、被膜の伝熱抵抗をさらに好ましい３．０〜４．０×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)の範囲にすることが可能である。
【００２８】
前述した徐冷部１３は、鋳型５内側壁の上下方向全てに設けるものでなく、上部側の所定の範囲に設けられるものとなっている。本実施形態の場合、鋳型５の下部側、特に鋳型内面で且つ該鋳型５に注入された溶鋼メニスカスより略３００ｍｍの位置〜鋳型５下端に亘る領域には、溶鋼１からの抜熱が前記徐冷部１３より良好に行われる非徐冷部１７が形成されている。この非徐冷部１７の伝熱抵抗Ｒｃは式（２）を満たすものとなっている。
０ ≦ Ｒｃ ≦ ２．０×１０-4  (ｍ2Ｋ／Ｗ)    ・・・（２）
具体的には、鋳型銅板９の表面（すなわち鋳型５内側）に下地層としてＮｉの電気メッキを施した上に、Ｎｉ−Ｃｒ耐熱合金を前記徐冷部１３に比して肉薄となるように肉盛溶接している。
【００２９】
なお、Ｒｃ≒０の場合は、鋳型５下部において、特段、非徐冷部１７（伝熱抵抗被膜層）を設ける必要はない。ただし、鋳型５上部にのみ伝熱抵抗被膜層１６を設け、鋳型５下部に伝熱抵抗被膜層１６を設けないようにすると、伝熱抵抗被膜層１６下端の境界線部から被膜剥離を生じる可能性が大きい。このため、鋳型５下部にも薄い伝熱抵抗被膜層を１６を連続的に施工し、前記境界線部を作らないようにすることは非常に好ましい。
以下、前述した鋳型５に、タンディッシュ４から浸漬ノズル７を介して溶鋼１を注入して連続鋳造を行った場合について述べる。まず、鋳型５に注入された溶鋼１は、鋳型５上部の徐冷部１３により熱を奪われ、該徐冷部１３と接触する溶鋼１の部位に凝固シェル１０（凝固殻）が形成される。徐冷部１３を有する部位は、鋳型銅板９に比べて鋳型全体の伝熱抵抗Ｒｍ＋Ｒｃが約５倍以上大きいため、溶鋼１をゆっくりと冷却するようになり、凝固シェル１０におけるδ→γ変態が遅れることになり、表面割れを確実に防止することができるようになる。
【００３０】
凝固シェル１０が形成された溶鋼１は、下流側に配置されたピンチロール（図示せず）で鋳型５の下方側に連続的に引き抜かれることになる。鋳型５の下方側は、徐冷部１３に比して伝熱抵抗が小さい非徐冷部１７となっているため、この部分を通過する際に、一次冷却が確実に行われることになり凝固シェル１０は十分な厚みまで成長（溶鋼１の周囲が十分凝固）する。ついては、凝固シェル１０が破れる等の事故を確実に防ぐことができるようになる。
連続鋳造の際には、鋳型５内に鋳型フラックス１４を投入するようにしている。鋳型フラックス１４とは連続鋳造中に鋳型５内に投入される添加材のことであり、鋳型５と溶鋼１との直接の接触を避け、両者の間に潤滑材として入り込み鋳造がスムーズに行われるようにするものである。加えて、溶鋼１の湯面を覆うことで、溶鋼１の急激な温度低下を防ぐようにしている。
【００３１】
本実施形態で使用される鋳型フラックス１４は酸化物系の添加材であり、フッ素を全く含まないか、含んだとしてもその含有量が２ｍａｓｓ％以下と少量であって、ＣａＯ：２０〜３５ｍａｓｓ％，ＳｉＯ2:３５〜５０ｍａｓｓ％，Ａｌ2Ｏ3：５〜２０ｍａｓｓ％，Ｎａ2Ｏ：１〜１５ｍａｓｓ％，ＭｇＯ：１〜５ｍａｓｓ％，Ｆ：０〜２ｍａｓｓ％、残部はＣを主体とする組成を有するものである。
溶鋼１の熱により溶解した鋳型フラックス１４は、フッ素Ｆをほとんど含まないために鋳型５に接触し急冷されるとガラス化し、その後に、Ｆを含んだカスピダインが晶出し結晶化することがほとんどない。したがって、鋳型フラックス１４内部に亀裂が発生して、鋳型５に固着した鋳型フラックス１４が剥離することを防ぐことができるようになる。このことにより、溶鋼１凝固シェル１０が鋳型５に焼き付くトラブルを防ぐことができ、ブレークアウトを未然に防ぐことができるようになる。
【００３２】
換言すれば、結晶化しにくい酸化物系の鋳型フラックス１４を使用することで鋳型フラックス固着相の剥離による鋳片２の温度変動を抑制すると共に、鋳型フラックス層中に十分な液相比率を確保してエアギャップの生成を抑制することで、鋳造の安定性を確保することができる。また、鋳型フラックス１４の剥離を防止することで、前述した徐冷部１３と溶鋼１との間に、常に鋳型フラックス１４が介在し最低限の伝熱抵抗が存在するため、徐冷部１３の損傷を防止して、十分な鋳型寿命を確保することができる。
なお、鋳型フラックス１４の結晶化の程度は冷却条件によっても異なる。結晶化の観点から、溶鋼１が１３００℃の状態から３００℃まで１０℃／ｓの冷却速度で冷却した際に、見かけ上結晶が全く発生しないような鋳型フラックス１４を用いることで、鋳造の安定化が可能となる。ただし、全量透明にガラス化した鋳型フラックス１４でも、粉末をＸ線回折すると結晶のピークが認められることがあるが、上記冷却条件で見かけ上全量ガラス化していれば問題はない。
【００３３】
さらに、本鋳型フラックス１４はＦをほとんど含有していないため、鋳型５や連続鋳造機の腐蝕が促進され、連続鋳造装置３自体の寿命を低下させるといった不都合を回避することができる。
一般的にいって、結晶化しにくい鋳型フラックス１４は、その凝固温度が低く流動性が高いものとなる（換言すれば、低い温度でも凝固せず流動状況にある）。ゆえに、鋳型フラックス１４は、鋳片２の凝固シェル１０の変形に追従して溶鋼１と鋳型５との間の隙間を確実に満たし、伝熱抵抗の変動を抑制すると共に溶鋼１からの抜熱を常に良好に行うようにしている。
【実施例】
【００３４】
以上述べた連続鋳造方法を実験機に適用した例を述べる。
図３に示すように、本実施例では、小断面のスラブ形状の鋳片２を鋳造できる試験連続鋳造装置３を用いた。鋳型５は、向き合う２枚の長辺鋳型銅板９の内、一方側９Ａは徐冷部１３を有さない従来の鋳型銅板とし、他方側９Ｂは本発明にかかる徐冷部１３を有する鋳型銅板となっている。なお、本実施例の説明における図番は前述した実施形態と同じものを用いている。
この試験連続鋳造装置３を用いて鋳造テストを実施し、鋳片２の表面割れの有無を検証した。鋳造中に溶鋼１中に硫黄Ｓを添加し、鋳造後にＳ添加時の鋳型５下端に相当する位置での鋳片横断面のＳ分布を分析することにより、鋳型５下端での鋳片２の凝固シェル１０の殻厚みを調査した。
【００３５】
鋳造条件は以下の通りである。
・鋳型サイズ:  厚み６０ｍｍ×幅３００ｍｍ×高さ１０００ｍｍ
・鋳造時の湯面位置:  鋳型上端から６０ｍｍ
・鋳造鋼種：  亜包晶鋼
（C:0.12%，Si:0.04%，Mn:0.90%，P:0.02%，S:0.007%，Al:0.03%）
・鋳造速度：  １．６ｍ／ｍｉｎ
・鋳型振動条件:  周期１６０ｃｐｍ、振幅５ｍｍ
・従来の鋳型銅板(徐冷部なし）:  材質は純銅、厚み=０．０１５ｍで均一
・本発明の鋳型銅板(徐冷部有り):  表１に示す特性を有する。
・鋳型フラックス：CaO:25〜40mass%、Si02:30〜50mass%，A1203:1〜15mass%、Na20:2〜12mass%，MgO:1〜5mass%、残部はFとCを主体とする。なお、比較例としてのF=3〜10%の鋳型フラックスを用いた。
【００３６】
【表１】
2006239716.tif 000003
【００３７】
図４には、以上述べた鋳造条件の下、溶鋼１を連続的に鋳造した際の結果を示している。表面割れについては、定常部に相当する長さ２ｍの鋳片２に長さ３ｃｍ以上の表面割れが、検出されないもの→○、検出されたもの→×としており、凝固シェル１０厚みについての評価は、鋳片２の片側長辺に沿って測定した鋳型５下端における凝固シェル１０の最小厚みが１３ｍｍ以上なら○、１３ｍｍ未満なら×としている。
図４からわかるように、Ｆが全く含まれていないか含まれていたとしても２％以内である鋳型フラックス１４を使用した場合には、徐冷部１３及び非徐冷部１７を有する鋳型側９Ｂでは、表面割れも凝固遅れも全く発生していないことが判る。一方、徐冷部１３などを有さない従来の鋳型側９Ａでは、表面割れ・凝固遅れが発生している。
【００３８】
また、Ｆ含有量が略１０％の鋳型フラックス１４を用いた際には、例え、本発明にかかる徐冷部１３を有する鋳型５であっても、凝固遅れが発生していることも明らかとなった。このことより、「徐冷部１３を有する鋳型５」と「Ｆ含有量が少ない鋳型フラックス１４」とを同時に使用することが重要であり、それにより、亜包晶鋼を連続鋳造するに際し、鋳片２の表面割れを防ぐと共に溶鋼１の鋳型５への焼き付きやブレークアウト等を確実に防止し、さらに鋳型５の高寿命化を図ることのできるようになる。
なお、図４には、鋳型フラックス１４の結晶化のしやすさを評価した結果も併せて示してある。すなわち、鋳型フラックス１４を約１０ｇ、試料として取り出した上で約１５００℃に加熱し溶融させ１５分間保持する。その後、３００℃まで１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、見かけ上、明らかに結晶が晶出しているかどうかをテストした。結晶が出ずに全量ガラス化した場合を○で表し、結晶（カスピダイン）が晶出した場合を×として示している。
【００３９】
図から判るように、本実施例で使用したＦ含有量が０〜２％の鋳型フラックス１４では、カスピダインが晶出せずにガラス化していることが判る。
なお、以上述べた本実施の形態は、本発明を例示的に説明するものであって実施の形態に限定されるものではない。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】連続鋳造装置の鋳型の断面図である。
【図２】徐冷部の伝熱抵抗と溶鋼からの抜熱量及び徐冷部の表面温度との関係を示した図である。
【図３】実施例における鋳型の断面図である。
【図４】実施例の結果を示す図である。
【符号の説明】
【００４１】
１    溶鋼
２    鋳片
３    連続鋳造装置
５    鋳型
８    鋳型バックフレーム
９    鋳型銅板
１０  凝固シェル
１３  徐冷部
１４  鋳型フラックス
１７  非徐冷部
【図１】
2006239716.tif 000004
【図２】
2006239716.tif 000005
【図３】
2006239716.tif 000006
【図４】
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