(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーであって、
Ｔ−ＣａＯ：３５〜５５％（質量％の意味、以下同じ）、
ＳｉＯ2：１０〜３０％、
Ａｌ2Ｏ3：４．０％以下（０％を含まない）、
ＭｇＯ：０．２〜０．９％、
Ｌｉ2Ｏ：７〜１３％、
Ｆ：７〜１３％、
Ｃ：１０．５〜１４％、
および不可避不純物からなり、
下記式（１）および（２）：
１．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≦５  …  （１）
０．２≦［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］≦１．１  …  （２）
〔式中、［Ｔ−ＣａＯ］、［ＳｉＯ2］および［Ｌｉ2Ｏ］は、それぞれ、Ｔ−ＣａＯ、ＳｉＯ2およびＬｉ2Ｏのモールドパウダー中の含有量（質量％）を表す。〕
を満たすことを特徴とする、溶存Ａｌ量が０．１％以上である鋼を連続鋳造するためのモールドパウダー。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高アルミニウム鋼、殊に溶存Ａｌ量が０．１質量％以上である鋼の連続鋳造に用いられるモールドパウダーに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼の連続鋳造では、モールドパウダーが、鋳型内の溶鋼表面上に添加される。これは、溶鋼からの熱で滓化溶融し、溶融スラグ層を形成し、順次鋳型と凝固シェルとの隙間に流入して、消費される。モールドパウダーは、主にＣａＯとＳｉＯ2とからなり、さらに溶融スラグの粘度や凝固温度を調整するためにＡｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏ、ＦやＬｉ2Ｏなど、またスラグの溶融速度を調整するためにＣなどが加えられている。このモールドパウダーの主な役割としては、（ア）鋳型および凝固シェル間の潤滑性を確保すること、および（イ）凝固シェルから鋳型への抜熱速度を抑えて緩冷却させることなどが挙げられる。
【０００３】
まず上記（ア）で挙げた鋳型および凝固シェル間の潤滑性を確保するためには、鋳型および凝固シェルの隙間にモールドパウダーから得られる溶融スラグが適正量流入するように、その粘度および凝固温度を適正に設定することが重要である。一般的に高速鋳造となるほど、溶融スラグの流入量を確保するため、低粘度のものが使用される。
【０００４】
また上記（イ）の緩冷却は、得られる鋳片の表面品質に直結するため重要である。亜包晶鋼のように鋳片表面割れの発生しやすい鋼種では、特に緩冷却が必要とされる。緩冷却のためには、モールドパウダーから得られるスラグフィルム中、特にその鋳型側表面に結晶を晶出させることが有効である。スラグフィルムの鋳型側表面に結晶が晶出すると、フィルムと鋳型との間に凹凸が形成され、この凹凸に含まれる空気層が断熱層として作用するからである。この結晶として、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）が、一般的に利用されている。
【０００５】
しかし溶存Ａｌ量が０．１％以上であるような高アルミニウム鋼の連続鋳造では、（ア）の潤滑性の確保、および（イ）の緩冷却が困難となる。なぜなら高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記の式（３）：
４Ａｌ＋３ＳｉＯ2  →  ２Ａｌ2Ｏ3＋３Ｓｉ  …  （３）
で表される化学反応により、ＳｉＯ2が消費されるからである。そのため溶融スラグ中における塩基度［ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］が上昇して、凝固温度が著しく上昇する。そして鋳型壁面にスラグベアと呼ばれる硬い焼結物ができ、溶融スラグの流入が阻害される。その結果、潤滑性が損なわれて、凝固シェルと鋳型とが焼き付き、ブレークアウトが発生してしまう。
【０００６】
また上記（３）式の反応により、溶融スラグが組成変動を受けるため、カスピダインを安定して生成させることが困難になる。このように高アルミニウム鋼の連続鋳造では、上記式（３）の反応による組成変動が生ずるために、表面品質に優れた鋳片を、安定して製造することが難しい。
【０００７】
そこで特許文献１は、高アルミニウム鋼の連続鋳造でも表面品質に優れた鋳片を製造するため、殊にスラグベアの生成を抑制するため、低塩基度で、かつ高粘度で結晶が晶出しにくい組成および物性を有するモールドパウダーを提案している（特許請求の範囲、段落［０００４］および［０００７］）。
【０００８】
また特許文献２は、カスピダインとは異なる複合結晶を生じさせて緩冷却を達成するため、周期律表ＩＡ族に属する元素の酸化物を２種類以上含有するモールドパウダーを開示している（特許請求の範囲および段落［００１３］）。なお特許文献２の発明では、想定する複合結晶として、ＬｉＣａ2ＦＳｉＯ4やＮａＣａ2ＦＳｉＯ4などを開示しているが、実施例で用いられている周期律表ＩＡ族に属する元素の酸化物の中では、Ｎａ2Ｏ量が最も多いことから、メインの複合結晶としてＮａＣａ2ＦＳｉＯ4を想定していると考えられる（段落［００２０］および［００３０］）。また特許文献２の発明は、モールドパウダーの軟化温度を低減させることが目的であるため、周期律表ＩＡ族に属する元素の酸化物を２種類以上含有することを特徴としている（段落［００２４］）。
【０００９】
特許文献３は、高アルミニウム鋼の連続鋳造において、ＡｌとＳｉＯ2との反応（上記式（３））によりＡｌ2Ｏ3含有率が増加する際に、凝固温度および粘度が増加して、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ために、ＣａＯ、ＳｉＯ2 、Ｌｉ2Ｏ、Ｆ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2ＯおよびＡｌ2Ｏ3含有率が所定の式を満たし、溶融層が凝固したフィルム中に、カスピダインの結晶が晶出するような組成を有するモールドパウダーを提案している（特許請求の範囲、段落［００１１］および［００１７］）。
【特許文献１】特開２００３−５３４９６号公報（特許請求の範囲、段落［０００４］および［０００７］）
【特許文献２】特開平１０−２１６９０７号公報（特許請求の範囲、段落［００１３］、［００２０］、［００２４］および［００３０］）
【特許文献３】特開２００２−３４６７０８号公報（特許請求の範囲、段落［００１１］および［００１７］）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上記のように従来技術では、鋼（殊に高アルミニウム鋼）の連続鋳造で表面品質に優れた鋳片を製造するために、様々なモールドパウダーが提案されている。しかし技術分野では、さらなる改良が絶えず求められる。従って本発明の目的は、溶存Ａｌ量が０．１％以上である高アルミニウム鋼を連続鋳造する場合でも、鋳片表面の凹みや割れの発生を防止して、表面品質に優れた鋳片を製造できるモールドパウダーを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的を達成し得た本発明のモールドパウダーとは、
Ｔ−ＣａＯ：３５〜５５％（質量％の意味、以下同じ）、
ＳｉＯ2：１０〜３０％、
Ａｌ2Ｏ3：４．０％以下（０％を含まない）、
ＭｇＯ：０．２〜１．０％、
Ｌｉ2Ｏ：７〜１３％、
Ｆ：７〜１３％、
Ｃ：１０．５〜１４％、
および不可避不純物からなり、
下記式（１）および（２）：
１．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≦５  …  （１）
０．２≦［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］≦１．１  …  （２）
〔式中、［Ｔ−ＣａＯ］、［ＳｉＯ2］および［Ｌｉ2Ｏ］は、それぞれ、Ｔ−ＣａＯ、ＳｉＯ2およびＬｉ2Ｏのモールドパウダー中の含有量（質量％）を表す。〕
を満たすことを特徴とする、溶存Ａｌ量が０．１％以上である鋼を連続鋳造するためのモールドパウダーである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明のモールドパウダーを連続鋳造に用いると、鋳片表面の凹みや割れが防止されて表面品質に優れた高アルミニウム鋼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】
【００１３】
亜包晶鋼のように鋳片表面割れの発生しやすい鋼種では、割れを抑制するために、抜熱速度を低下させて、緩冷却することが重要である。そのため従来では、一般的に、モールドパウダーから得られるスラグフィルム中にカスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）を晶出させて、その鋳型側表面に凹凸（空気による断熱層）を形成させることにより、緩冷却を達成していた。しかし高アルミニウム鋼の場合は、組成変動のために、カスピダインを安定して生成させることが困難である。そこで本発明者らは、スラグフィルム中に、カスピダインに代わる結晶を晶出させることを検討した。
【００１４】
しかし緩冷却のために、ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ2）、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ2Ｏ3）およびゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3）のような結晶を晶出させると、鋳型銅板温度の変動が大きくなる問題がある上に、鋳片の凹みや割れの防止には有効ではない。これらは、粗大な結晶として、スラグフィルム中で不均一に晶出するため、鋳型側の表面に不均一な凹凸（空気層）を形成し、その結果、抜熱速度にバラツキが生ずる。そうすると凝固シェルの厚みが不均一になるため、変態収縮で、鋳片表面に凹みや割れが発生すると考えられる。
【００１５】
そこで鋭意検討した結果、カスピダインの代わりに、ＬｉＡｌＯ2をスラグフィルム中に晶出させることで、鋳片の凹みや割れを、有効に防止できることを見出した。ＬｉＡｌＯ2を晶出させることにより、鋳片の凹みや割れを防止できる正確なメカニズムは不明であるが、次のように推定できる。
【００１６】
ＬｉＡｌＯ2は、スラグフィルムの鋳型側表面に、微細な結晶として均一に晶出するため、均一な空気層が形成される。その結果、均一な抜熱が達成され、鋳型銅板温度の変動が小さく、また緩冷却により、割れが防止されることに加えて、均一な厚みの凝固シェルが形成されることにより、変態収縮による鋳片の凹凸や割れも抑制されると考えられる。但し、本発明はこのような推定メカニズムに限定されない。
【００１７】
本発明では、モールドパウダーからのＳｉＯ2と溶鋼からのＡｌとが反応して形成されるＡｌ2Ｏ3に、モールドパウダーからのＬｉ2Ｏを反応させて、ＬｉＡｌＯ2を晶出させることを意図している。即ち、本発明は、高アルミニウム鋼の連続鋳造で、組成変動の原因となる上記式（３）のＳｉＯ2とＡｌとの反応を利用して、ＬｉＡｌＯ2を晶出させる点に要旨がある。そこで本発明のモールドパウダーは、ＬｉＡｌＯ2を晶出させるために、各成分量、殊にＴ−ＣａＯ、ＳｉＯ2およびＬｉ2Ｏ量、並びにこれらの質量比［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］および塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］が、適正範囲に調整されていることを特徴とする。
【００１８】
さらに溶融スラグ（モールドパウダー）の凝固温度を適正範囲に調整して、潤滑性を確保するという観点から、各成分組成が適正範囲に調整されていることも、本発明のモールドパウダーの特徴である。以下、本発明のモールドパウダー中の各成分量、塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］および質量比［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］を、それぞれ説明する。
【００１９】
〈Ｔ−ＣａＯ：３５〜５５％〉
本発明において「Ｔ−ＣａＯ」とは、モールドパウダー中に含まれる全てのＣａを、ＣａＯに換算した際のＣａＯ量（質量％）を表す。モールドパウダー中のＴ−ＣａＯ量は、３５％以上、好ましくは３８％以上、より好ましくは４０％以上であり、５５％以下、好ましくは５０％以下、より好ましくは４８％以下である。Ｔ−ＣａＯ量が３５％未満であると、相対的にＳｉＯ2量が増加し、その結果、式（３）の反応によりＡｌ2Ｏ3量も増加し、ＬｉＡｌＯ2が晶出しやすい組成範囲から外れて、ＬｉＡｌＯ2が晶出しにくくなる。またゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3）も生成しやすくなる。逆にＴ−ＣａＯ量が５５％を超えても、相対的にＬｉ2ＯおよびＳｉＯ2量が低下し、その結果、式（３）の反応によりＡｌ2Ｏ3量も低下して、充分な量のＬｉＡｌＯ2が確保できなくなる。また溶融スラグの凝固温度が高くなりすぎる。
【００２０】
〈ＳｉＯ2：１０〜３０％〉
ＳｉＯ2量は、１０％以上、好ましくは１５％以上であり、３０％以下、好ましくは２８％以下、より好ましくは２５％以下である。ガラス形成元素であるＳｉＯ2量が１０％未満であると、結晶が発達しやすいため、粗大な結晶が形成されて、スラグフィルムの鋳型側表面に不均一な凹凸が形成される。また凝固温度も上昇し、潤滑性が損なわれて、スラグベアが生成しやすくなる。逆にＳｉＯ2量が３０％を超えると、ＬｉＡｌＯ2よりも、ゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3）やダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ2）が多く晶出する。
【００２１】
〈Ａｌ2Ｏ3：４．０％以下（０％を含まない）〉
溶融スラグの凝固温度および粘度の上昇を防止するため、Ａｌ2Ｏ3量は、４．０％以下、好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下である。但しＡｌ2Ｏ3は、モールドパウダーの製造で不可避不純物として混入されるため、この量を０％にすることは工業的に困難である。
【００２２】
〈ＭｇＯ：０．２〜１．０％〉
ＭｇＯ量は、０．２％以上、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．４％以上であり、１．０％以下、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。ＭｇＯは、スラグフィルム中で結晶が晶出するための核として作用する。そのためＭｇＯ量が１．０％を超えると、核が多くなりすぎて結晶の晶出を適切に制御できなくなり、殊にモールドパウダー組成によっては、ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ2）やメイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ2Ｏ3）が優先的に晶出する場合がある。一方、ＭｇＯ量が０．２％未満であると、結晶の核が少なすぎるため、低温の平衡温度に達するまでは結晶が充分に晶出せず、殊に溶鋼が高温である鋳型メニスカス直下では、緩冷却が行いにくい。また平衡温度に達すると、粗大な結晶が一度に晶出するため、抜熱速度にバラツキが生じる。
【００２３】
〈Ｌｉ2Ｏ：７〜１３％〉
Ｌｉ2Ｏ量は、７％以上、好ましくは７．５％以上、より好ましくは８．０％以上であり、１３％以下、好ましくは１２％以下、より好ましくは１１％以下である。Ｌｉ2Ｏ量が７％未満であると、充分な量のＬｉＡｌＯ2を晶出させることが難しく、また溶融スラグの凝固温度および粘度が上昇して、潤滑性が確保できない場合がある。逆にＬｉ2Ｏ量が１３％を超えても、ＬｉＡｌＯ2が晶出する最適範囲から外れて、その晶出量が低下し、緩冷却が達成されない場合がある。さらに溶融パウダーの粘度が大きく低下して、溶融スラグが局所的に過剰流入したり、脈動が生じて、連続鋳造の安定操業に悪影響を及ぼすことがある。
【００２４】
〈Ｆ：７〜１３％〉
Ｆ量は、７％以上、好ましくは７．５％以上、より好ましくは８．０％以上であり、１３％以下、好ましくは１２％以下、より好ましくは１１％以下である。Ｆ量が７％未満であると、溶融スラグの粘度が上昇し、潤滑性を確保できなくなる場合がある。一方、Ｆは、ＬｉＡｌＯ2の晶出を抑制する作用を有し、殊にＦ量が１３％を超えると、ＬｉＡｌＯ2の晶出量が急激に低減する。
【００２５】
〈Ｃ：１０．５〜１４％〉
本発明で規定するＣ量は、モールドパウダー中に含まれる全てのＣ量を表す。即ち本発明のＣ量は、モールドパウダーの原料として添加されるような、単体の炭素量（遊離Ｃ量）と、例えばＬｉ2Ｏ原料として添加されるＬｉ2ＣＯ3などの化合物中の炭素量との合計を表す。モールドパウダー中のＣ量は、１０．５％以上、好ましくは１１．０％以上、より好ましくは１１．５％以上であり、１４％以下、好ましくは１３．５％以下、より好ましくは１３％以下である。Ｃ量が１０．５％未満であると、モールドパウダーの溶融速度が大きくなりすぎて、流入過多となり、不均一流入が生ずる。その結果、鋳片の縦割れが発生しやすくなる。逆にＣ量が１４％を超えると、溶融速度が小さくなりすぎて、充分なスラグフィルムの厚みが確保できなくなる。その結果、工業生産上で不可避的に発生する鋳型内の湯面変動の際に、スラグフィルムの膜切れを起こし、焼付きや、溶鋼が直接鋳型に接することによる急冷のために、鋳片の表面品質が劣化する。
【００２６】
本発明のモールドパウダーは、上記成分および不可避不純物からなる。なお一般的なモールドパウダーには、粘度、凝固温度を低減させるために、Ｎａ2ＯやＫ2Ｏが添加されているが、本発明のモールドパウダーは、これらを含有しないことも特徴とする。なぜなら高アルミニウム鋼の連続鋳造では、下記の反応式（４）および（５）：
２Ａｌ＋３Ｎａ2Ｏ  →  Ａｌ2Ｏ3＋６Ｎａ  …  （４）
２Ａｌ＋３Ｋ2Ｏ  →  ２Ａｌ2Ｏ3＋６Ｋ  …  （５）
で示される化学反応が起こるため、Ｎａ2ＯやＫ2Ｏが消費されて、これらの作用が充分に発揮されず、本発明が想定する以上のＡｌ2Ｏ3が生成して、溶融スラグの凝固温度などに悪影響を及ぼすからである。またＮａ2Ｏが存在すると、Ｎａ−Ａｌ−Ｏ結晶が不均一に晶出して、スラグフィルムの凹凸（空気層）にバラツキが生ずることがある。
【００２７】
〈１．６≦［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≦５〉
塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］は、１．６以上、好ましくは１．８以上、より好ましくは２．０以上であり、５以下、好ましくは４以下、より好ましくは３以下である。塩基度が１．６未満であると、相対的にＳｉＯ2量が増加し、ＬｉＡｌＯ2が晶出しやすい組成範囲から外れて、ＬｉＡｌＯ2が晶出しにくくなる。またゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3）も生成しやすくなる。逆に塩基度が５を超えても、相対的にＳｉＯ2量が減少し、それに伴いＡｌ2Ｏ3量およびＬｉＡｌＯ2量が減少する。またにガラス形成成分であるＳｉＯ2量が減少することで、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ2Ｏ3）が過度に発達してしまう。さらに凝固温度が高くなって潤滑性に悪影響を及ぼし得る。
【００２８】
〈０．２≦［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］≦１．１〉
質量比［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］は、０．２以上、好ましくは０．３以上、より好ましくは０．４以上であり、１．１以下、好ましくは１．０以下、より好ましくは０．９以下である。［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］が０．２未満であると、Ｌｉ2Ｏ量が不充分となるため、ＬｉＡｌＯ2が充分に生成されなくなる。逆に［Ｌｉ2Ｏ］／［ＳｉＯ2］が１．１を超えても、ＬｉＡｌＯ2晶出のための最適範囲から外れるために、ＬｉＡｌＯ2が晶出しにくくなる。
【００２９】
本発明のモールドパウダー（溶融スラグ）の凝固温度は、好ましくは９５０〜１２００℃、より好ましくは１０００〜１１５０℃である。凝固温度が９５０℃未満であると、結晶が晶出しにくくなり、緩冷却の効果を充分に発揮させることができないおそれがある。一方、凝固温度が１２００℃を超えると、スラグベアが生成し、スラグベアによる不均一流入のために、ブレークアウトや鋳片表面の割れが生ずる場合がある。
【００３０】
連続鋳造する鋼の溶存Ａｌ量は、本発明のモールドパウダーの効果を充分に発揮させるために、０．１％以上、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．５％以上であり、２．５％以下、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．７％以下である。ここで鋼の溶存Ａｌ量とは、連続鋳造に用いる溶鋼中に溶けているＡｌの量を表し、この量には、Ａｌ2Ｏ3等の化合物として存在しているＡｌ量は含まれない。
【実施例】
【００３１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下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。
【００３２】
垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、１ヒート２４０トンの溶鋼から、Ｃｒ−Ｍｏ添加鋼を鋳造した。この実施例では、以下の表１に示す組成のモールドパウダーと、Ｃ量が０．１８％、Ｓｉ量が０．０４％、Ｍｎ量が２．１％、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＰ量が１％以下、溶存Ａｌ量が１．６％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼とを用いた。連続鋳造におけるモールドサイズは２４０×１２３０ｍｍであり、鋳造速度は１．４ｍ／分である。
【００３３】
【表１】
0004646849.tif 000002
【００３４】
モールドパウダーから得られるスラグフィルム中に存在するＬｉＡｌＯ2、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）、ダイカルシウムシリケート（２ＣａＯ・ＳｉＯ2）、メイエナイト（１２ＣａＯ・７Ａｌ2Ｏ3）およびゲーレナイト（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3）の量を調べるために、鋳造終了後に鋳型内からスラグフィルムを採取し、Ｘ線回折（Ｃｕ管球４０ｋＶ、２００ｍＡ）で、それぞれの結晶のＸ線回折強度を測定した。これらのＸ線回折強度の大小を、表２に示す。
【００３５】
【表２】
0004646849.tif 000003
【００３６】
潤滑性の指針として、モールドパウダー（溶融スラグ）の凝固温度および消費量を算出した。凝固温度（℃）は、溶融スラグの粘度ηおよび温度Ｔから算出した。具体的には振動片法により、昇温しながら溶融スラグの粘度ηを連続的に測定し、粘度ηの対数ｌｏｇηを縦軸に、粘度の測定温度Ｔの逆数１／Ｔを横軸にとったグラフを作成し、このグラフの変曲点に対応する温度Ｔを凝固温度として求めた。消費量（ｋｇ／ｍ2）は、長さ１０ｍの鋳片が鋳造される毎に鋳型内に添加したモールドパウダー量を測定し、その添加量を鋳造された鋳片の表面積で割ることにより求めた。これらの結果を表３に示す。なお表３に示す消費量の値は、鋳造の最トップおよび最ボトム部の鋳造速度低下部分を除いた値の平均値である。
【００３７】
緩冷却の指針として、鋳型熱流束（ＭＷ／ｍ2）を算出した。鋳型熱流束は、鋳型冷却水の流量と入口出口の温度差とから、鋳型での総抜熱量を求め、これを、鋳型銅板と鋳片との接触面積で割ることにより算出した。熱流束値が１．５ＭＷ／ｍ2以上のものを「強冷却」、１．５ＭＷ／ｍ2未満のものを「緩冷却」と判定した。この結果を表３に示す。
【００３８】
連続鋳造の安定操業の指針として、鋳型銅板に埋設した熱電対を用いて、一定速度で鋳造した一定区間における温度変動（℃）を測定した。この結果を表３に示す。なお連続鋳造では、温度変動が１５℃を超えると、鋳造速度の減速措置、それでも変動が収まらない場合は鋳造停止措置を行う場合がある。
【００３９】
鋳片の表面品質の指針として、凹みおよび割れを評価した。鋳片表面の凹みは、定常状態で鋳造できた部位のスラブを１ヒートから２枚任意に抜き取りし、スラブ広面の表裏面を目視検査して、凹みが認められた部位について凹み深さを測定し、深さが２ｍｍ以上の凹みがあるものを、「凹み有り」と評価した。鋳片表面の割れは、鋳片の広面の表面および裏面を目視観察し、長さ１００ｍｍ以上の割れが１つでも存在するものを、「割れ有り」と評価した。これらの結果を表３に示す。
【００４０】
【表３】
0004646849.tif 000004
【００４１】
表１〜３の結果から示されるように、本発明の要件を満たすモールドパウダーＮｏ．１〜１０は、そのスラグフィルム中にカスピダインが形成されなくとも、緩冷却を実現でき、凹みや割れの無い表面品質に優れた鋳片を製造することができる。この緩冷却は、スラグフィルム中のＬｉＡｌＯ2により達成されると考えられる。またモールドパウダーＮｏ．１〜１０は、その凝固温度が適正範囲内にあり、適正な潤滑性を有していることが分かる。またこれらを用いた連続鋳造では、温度変動が少なく、安定に操業することができる。
【００４２】
これらに対して、本発明の要件を満たさないモールドパウダーＮｏ．１１〜２３を用いた連続鋳造では、以下に記載する理由により、凹みや割れの有る鋳片しか得られなかった。
Ｎｏ．１１は、ＭｇＯ量が少なく、粗大な結晶が晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片の凹みや割れが発生した。
Ｎｏ．１２は、ＭｇＯ量が多く、メイエナイトなどが優先的に晶出したため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片の凹みや割れが発生した。
【００４３】
Ｎｏ．１３は、ＳｉＯ2量が少ないため、スラグベアが多量に生成し、鋳片の凹みや割れが発生した。
Ｎｏ．１４は、Ｌｉ2Ｏ量およびＬｉ2Ｏ／ＳｉＯ2が大きいため、溶融スラグの粘度が低下したと考えられる。そのため過剰流入および脈動が生じ、温度変動が大きくなった。また適正な潤滑性が確保されずに、鋳片の凹みや割れが発生した。
Ｎｏ．１５は、Ｌｉ2Ｏ量およびＬｉ2Ｏ／ＳｉＯ2が小さいため、溶融スラグの凝固温度および粘度が高くなって適正な潤滑性が確保されず、またメイエナイトやダイカルシウムシリケートが多く晶出して抜熱速度にバラツキが生じたために、鋳片の凹みや割れが発生した。
【００４４】
Ｎｏ．１６は、Ｆ量が少なく、溶融スラグの粘度が上昇して、適正な潤滑性が確保できず、鋳片の凹みや割れが発生した。
Ｎｏ．１７は、Ｆ量が多くて、ＬｉＡｌＯ2が充分に晶出されず、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片の凹みや割れが発生した。
Ｎｏ．１８は、塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］が低く、粗大なゲーレナイトが多く生じたため、抜熱速度にバラツキが生じ、鋳片の凹みや割れが発生した。
【００４５】
Ｎｏ．１９は、Ｌｉ2Ｏ量が少ないため、凝固温度が高くなりすぎて、適正な潤滑性が確保できず、鋳片の割れが発生した。
Ｎｏ．２０は、Ｌｉ2Ｏが多すぎるため、充分な量のＬｉＡｌＯ2が晶出されず、抜熱速度にバラツキが生じて、鋳片の割れが発生した。
【００４６】
Ｎｏ．２１は、Ｃ量が多くて溶融速度が不充分であるため、スラグフィルムが充分に形成されない部分が生じ、その部分が急冷されて、割れが発生した。
Ｎｏ．２２は、Ｃ量が少なくて溶融速度が増大したため、流入過多および不均一流入が生じ、鋳片の凹みや割れが発生した。
Ｎｏ．２３は、塩基度［Ｔ−ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］が低く、粗大なゲーレナイトが多く生じたため、抜熱速度のバラツキが生じ、鋳片の割れが発生した。またＮａ2Ｏも存在するため、Ｎａ−Ａｌ−Ｏ結晶が不均一に晶出し、これも抜熱速度のバラツキに悪影響を及ぼしたと考えられる。