(57)【要約】【課題】  浸漬ノズルを介して注入される溶鋼中に不活性ガスを吹き込みながら鋳造する鋼の連続鋳造方法において、吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因する欠陥を抑制し、表面品質に優れたスラブ鋳片を鋳造する。【解決手段】  薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を４トン／ｍｉｎ以上７トン／ｍｉｎ以下、タンディッシュから鋳型へ浸漬ノズルを介して注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を５Ｎｌ／ｍｉｎ以上２０ＮＬ／ｍｉｎ以下として連続鋳造する。【選択図】            図４
2007301609.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を４トン／ｍｉｎ以上７トン／ｍｉｎ以下、浸漬ノズルを介してタンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を５Ｎｌ／ｍｉｎ以上２０ＮＬ／ｍｉｎ以下として連続鋳造することを特徴とする、鋼の連続鋳造方法。
【請求項２】
前記溶鋼は、化学成分として、Ｃ：０．００２５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３〜０．０５質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０４〜０．０８質量％、Ｎ：０．００４質量％以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項３】
前記溶鋼は、化学成分として、更に、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％を含有することを特徴とする、請求項２に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項４】
前記溶鋼は、化学成分として、Ｃ：０．００２５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｎ：０．００４質量％以下、Ｂ：０．００２質量％以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項５】
前記溶鋼は、化学成分として、更に、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４質量％を含有することを特徴とする、請求項４に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項６】
前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は２００ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項１ないし請求項５の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項７】
前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は１６０ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項１ないし請求項５の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項８】
鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して溶鋼を水平方向に旋回攪拌し、凝固シェル前面の溶鋼流速を０．１４ｍ／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする、請求項１ないし請求項７の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項９】
鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して振動磁界により溶鋼の流動を制御することを特徴とする、請求項１ないし請求項７の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項１０】
鋳型内の溶鋼に静磁界を印加して溶鋼の流動を抑制することを特徴とする、請求項１ないし請求項７の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項１１】
鋳型内の溶鋼に静磁界と交流磁界とが重畳した磁界を印加して溶鋼の流動を制御することを特徴とする、請求項１ないし請求項７の何れか１つに記載の鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、タンディッシュから鋳型へ浸漬ノズルを介して注入される溶鋼中に不活性ガスを吹き込みながら鋳造する鋼の連続鋳造方法に関し、詳しくは、吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因して発生する表面欠陥の少ないスラブ鋳片を鋳造することのできる鋼の連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶銑或いは鉄スクラップを鉄源として溶鋼を製造する場合、溶銑中の炭素や燐、或いは鉄スクラップ中の炭素などの不純物を除去するために、溶銑或いは鉄スクラップの溶解により得た溶鉄には、酸素ガスを用いた酸化精錬が行われる。酸化精錬された溶鋼には高濃度の酸素が存在するので、通常、金属Ａｌにより脱酸され、酸化精錬により増加した溶鋼中の酸素が除去される。この脱酸処理により、溶鋼中にはアルミナ粒子（Ａｌ2 Ｏ3 粒子）が生成し、生成したアルミナ粒子は溶鋼との密度差によって溶鋼から浮上・分離する。
【０００３】
しかし、生成したアルミナ粒子を、溶鋼とアルミナ粒子との密度差によって溶鋼から浮上分離させるには限界があり、そのため、溶鋼中には微細なアルミナ粒子が懸濁した状態で残留する。また、溶鋼中酸素を安定して低減させるために、Ａｌ脱酸後の溶鋼中にはＡｌが溶解して存在しており、このＡｌが取鍋からタンディッシュへの注入過程やタンディッシュ内において大気と接触して酸化した場合には、新たにアルミナ粒子が溶鋼中に生成される。連続鋳造時、溶鋼中に懸濁しているこれらのアルミナ粒子がアルミナ−黒鉛質耐火物からなる浸漬ノズルを通過する際に、浸漬ノズル内壁に付着・堆積して浸漬ノズルの閉塞が発生する。
【０００４】
浸漬ノズルが閉塞すると、鋳造作業上及び鋳片品質上で様々な問題が発生する。例えば、鋳造速度を低下せざるを得ず、生産性が落ちるのみならず、甚だしい場合には、鋳込み作業そのものの中止を余儀なくされる。また、浸漬ノズル内壁に堆積したアルミナが剥離して鋳型内に排出され、これが鋳型内の凝固シェルに捕捉された場合には製品欠陥となる。また更に、浸漬ノズルから吐出される溶鋼流に偏りが起こり（「偏流」という）、この偏流によってモールドパウダーの巻き込みなどが起こり、製品欠陥が発生する。
【０００５】
そこで、これらの問題を解決するために、浸漬ノズルにＡｒガスや窒素ガスなどの不活性ガスを吹き込み、浸漬ノズルの内壁にアルミナが付着することを防止するとともに、鋳型内に流出したアルミナ粒子を不活性ガス気泡によって浮上分離させる技術が一般的に用いられている。
【０００６】
しかしながら、不活性ガスを吹き込むことにより、吹き込まれた不活性ガスの気泡が凝固シェルに捕捉され、この気泡が鋳片の表面欠陥となり、圧延の際に薄鋼板表面に出現して品質欠陥となってしまうことがある。
【０００７】
この気泡に起因する品質欠陥を防止するための技術として、特許文献１には、予め溶鋼の成分濃度を所定の範囲に調整することにより、凝固シェルの溶鋼側前面に形成される濃度境界層の表面張力勾配を小さくし、濃度境界層に侵入したガス気泡が凝固シェルに捕捉されることを抑制する技術が開示されている。
【０００８】
また、特許文献２には、鋳型内の溶鋼に移動磁界を付与する際に、浸漬ノズルの吐出孔の下端位置を、移動磁界印加装置の鉄心の下端よりも上方に位置させるとともに、浸漬ノズルから吐出される吐出流の軌跡が移動磁界印加装置の鉄心の設置位置の範囲を上下に逸脱しないようにするために、浸漬ノズルの吐出角度を適正化した浸漬ノズルを用いて鋳造する技術が開示されている。
【０００９】
また更に、特許文献３には、浸漬ノズルを通過する溶鋼中へ、Ａｒガスと溶鋼へ可溶なガスとの混合ガスを吹き込む連続鋳造方法において、鋳型の断面積に基づいてＡｒガス流量を決定し、且つ、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量に基づいて全体のガス流量を決定する技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００３−２５１４３８号公報
【特許文献２】特開２００５−１５２９９６号公報
【特許文献３】特開２００５−３０５４８９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、近年、薄鋼板の更なる表面品質の向上が要求されており、上記従来技術では、一定の効果は得られるものの、気泡による表面欠陥の原因を必ずしも的確に把握できていないため、鋳造条件によっては鋳片の表面品質に問題が生じる場合がある。
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、浸漬ノズルを介して鋳型内に注入される溶鋼に不活性ガスを吹き込みながら薄鋼板用のスラブ鋳片を鋳造する鋼の連続鋳造方法において、吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因する欠陥を抑制し、表面品質に優れた薄鋼板用のスラブ鋳片を鋳造することのできる、鋼の連続鋳造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討・研究を行った。その結果、鋳型内においては浸漬ノズルから吐出される気泡を伴った吐出流の存在する領域が高気泡濃度領域となり、この高気泡濃度領域が凝固シェルと接触することによって、気泡に起因する表面欠陥が増加することを見出した。そして、このような気泡による表面欠陥を減少させるためには、鋳片の厚みを厚くして、高気泡濃度領域が凝固シェル、特に鋳片長辺側の凝固シェルに接触しないようにすることが極めて有効であるとの知見を得た。
【００１３】
また、従来、炭素含有量が０．０１質量％以下の極低炭素鋼のスラブ鋳片において気泡に起因する表面欠陥が発生しやすく、従って、極低炭素鋼のスラブ鋳片の厚みを増大することで、気泡に起因する表面欠陥を大幅に低減できるとの知見を得た。
【００１４】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、第１の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を４トン／ｍｉｎ以上７トン／ｍｉｎ以下、浸漬ノズルを介してタンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を５ＮＬ／ｍｉｎ以上２０ＮＬ／ｍｉｎ以下として連続鋳造することを特徴とするものである。
【００１５】
第２の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、Ｃ：０．００２５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３〜０．０５質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０４〜０．０８質量％、Ｎ：０．００４質量％以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とするものである。
【００１６】
第３の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第２の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、更に、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％を含有することを特徴とするものである。
【００１７】
第４の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、Ｃ：０．００２５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｎ：０．００４質量％以下、Ｂ：０．００２質量％以下を含有する極低炭素鋼の溶鋼であることを特徴とするものである。
【００１８】
第５の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第４の発明において、前記溶鋼は、化学成分として、更に、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４質量％を含有することを特徴とするものである。
【００１９】
第６の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第５の発明の何れかにおいて、前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は２００ｍｍ以下であることを特徴とするものである。
【００２０】
第７の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第５の発明の何れかにおいて、前記浸漬ノズルの鋳型内溶鋼湯面位置における外径は１６０ｍｍ以下であることを特徴とするものである。
【００２１】
第８の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第７の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して溶鋼を水平方向に旋回攪拌し、凝固シェル前面の溶鋼流速を０．１４ｍ／ｓｅｃ以上とすることを特徴とするものである。
【００２２】
第９の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第７の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に交流磁界を印加して振動磁界により溶鋼の流動を制御することを特徴とするものである。
【００２３】
第１０の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第７の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に静磁界を印加して溶鋼の流動を抑制することを特徴とするものである。
【００２４】
第１１の発明に係る鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第７の発明の何れかにおいて、鋳型内の溶鋼に静磁界と交流磁界とが重畳した磁界を印加して溶鋼の流動を制御することを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、薄鋼板用のスラブ鋳片を連続鋳造するに当たり、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を４トン／ｍｉｎ以上７トン／ｍｉｎ以下、タンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を５ＮＬ／ｍｉｎ以上２０ＮＬ／ｍｉｎ以下とするので、浸漬ノズルから吐出される高気泡濃度の吐出流と鋳片長辺側の凝固シェルとが直接接触することが抑制され、吐出流中の気泡は鋳型内溶鋼湯面を介して系外に排出するので、不活性ガス気泡に起因する鋳片の表面欠陥を大幅に減少させることができ、表面品質に優れたスラブ鋳片を安定して製造することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２７】
図１は、本発明が適用されるスラブ連続鋳造設備の鋳型部の概略図である。この連続鋳造設備は、取鍋（図示せず）から注入された溶鋼１７を一端貯留するためのタンディッシュ１と、タンディッシュ１の下方に設けられた鋳型２とを備えている。
【００２８】
タンディッシュ１は、外殻を鉄皮１５で覆われ、内部を耐火物１６で施行されており、このタンディッシュ１の底部には、耐火物１６に嵌合する上ノズル３が設置され、そして、上ノズル３の下面に接して、上部固定板５、摺動板６、下部固定板７及び整流ノズル８からなるスライディングノズル４が配置され、更に、スライディングノズル４の下面に接して浸漬ノズル９が配置され、溶鋼１７をタンディッシュ１から鋳型２へ流出するための溶鋼流出孔１１が形成されている。摺動板６は、往復型アクチュエーター１２と接続されており、往復型アクチュエーター１２の作動によって、摺動板６は上部固定板５と下部固定板７との間をこれらの固定板と接触したまま移動し、摺動板６と上部固定板５及び下部固定板７とで形成する開口部面積を調整することにより溶鋼流出孔１１を通過する溶鋼量が制御される。浸漬ノズル９の下部には一対の吐出孔１０が形成されており、溶鋼流出孔１１から吐出孔１０を経て鋳型２の内部空間に溶鋼１７が吐出され、吐出流１８が形成される。
【００２９】
上ノズル３の一部はアルミナ質のポーラス煉瓦（図示せず）で形成されており、浸漬ノズル９の内壁面へのアルミナ付着防止のために、不活性ガス供給配管２２から供給される不活性ガスが、上ノズル３のポーラス煉瓦部を介して溶鋼流出孔１１に吹き込まれるようになっている。不活性ガスとしては、Ａｒガスや窒素ガスなどを用いることができる。
【００３０】
鋳型２は、相対する鋳型長辺１３と、この鋳型長辺１３の内側に内装された、相対する鋳型短辺１４とを備え、矩形型の鋳型内部空間を形成し、鋳片横断面が矩形型のスラブ鋳片が鋳造される。浸漬ノズル９から鋳型短辺１４に向けて注入された溶鋼１７は鋳型２によって冷却されて凝固シェル２１を形成し、表層部を凝固シェル２１とし、内部を未凝固の溶鋼１７とする鋳片が、鋳型２の下方に設けられた引き抜き機構（図示せず）によって連続的に鋳型２から引き抜かれる。鋳型２の下方には二次冷却帯（図示せず）が設置されており、鋳型２から引き抜かれた鋳片は、二次冷却帯に配置されるスプレーノズルから噴霧される冷却水により冷却されて中心部まで凝固し、中心部まで凝固完了した後に所定の長さに切断される。また鋳型内の溶鋼湯面１９にはモールドパウダー２０が添加される。モールドパウダー２０は溶融して、溶鋼１７の酸化防止や凝固シェル２１と鋳型２との潤滑剤としての機能を発揮する。
【００３１】
本発明では、このような連続鋳造設備において薄鋼板の素材であるスラブ鋳片を連続鋳造するに際し、溶鋼流出孔１１に吹き込まれる不活性ガスの気泡に起因する鋳片表面の欠陥を抑制するために、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上とし、単位時間当たりの溶鋼１７の鋳造量（以下「溶鋼スループット」と記す）を４トン／ｍｉｎ以上７トン／ｍｉｎ以下とし、且つ、浸漬ノズル９を介してタンディッシュ１から鋳型２へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を５ＮＬ／ｍｉｎ以上２０ＮＬ／ｍｉｎ以下として連続鋳造する。
【００３２】
不活性ガス気泡による鋳片の表面欠陥は、浸漬ノズル９から吐出する気泡を伴った吐出流１８が原因している。即ち、気泡を伴った吐出流１８によって形成される高気泡濃度領域と凝固シェル２１とが接触して、高気泡濃度領域中の気泡が凝固シェル２１に捕捉されて発生する。つまり、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を左右するのは、吐出流１８による高気泡濃度領域と凝固シェル２１との距離であり、従って、吐出流１８と、凝固シェル２１特に鋳片長辺面側の凝固シェル２１とが接触しないようにすることで、気泡に起因する鋳片表面欠陥を抑制することができる。尚、スラブ鋳片を薄鋼板に圧延する場合、スラブ鋳片の短辺面は、薄鋼板の側面部となり、この部位は切り落とされることから、鋳片の短辺面に気泡に起因する表面欠陥が発生しても問題はない。
【００３３】
図２は、スラブ鋳片の厚みが相対的に厚い場合と薄い場合とで、吐出流による高気泡濃度領域と凝固シェルとの位置関係を比較して示す図であり、図２（Ａ）に示すように、鋳片の厚みが相対的に薄い場合には、高気泡濃度領域２７と鋳型長辺１３との距離、つまり、高気泡濃度領域２７と鋳片長辺面の凝固シェル２１との距離は小さくなり、高気泡濃度領域２７と鋳片長辺面の凝固シェル２１とが接触することになる。逆に、図２（Ｂ）に示すように、鋳片の厚みが相対的に厚い場合には、高気泡濃度領域２７と鋳型長辺１３との距離、つまり、高気泡濃度領域２７と鋳片長辺面の凝固シェル２１との距離は大きくなり、高気泡濃度領域２７と鋳片長辺面の凝固シェル２１とが接触する機会が少なくなる。ここで、高気泡濃度領域２７は、浸漬ノズル９から気泡を伴った溶鋼１７が吐出された際にその吐出流１８が存在する領域に相当する。
【００３４】
鋼の連続鋳造の場合、浸漬ノズル９の断面寸法は、鋳型２の寸法も加味されるが、溶鋼スループットによって決定されるのが一般的であり、スラブ連続鋳造のように溶鋼スループットが大きい場合には、ブルーム鋳片やビレット鋳片の場合に比べて断面寸法は大きい。しかしながら、スラブの連続鋳造で使用する浸漬ノズル同士で比較すると、溶鋼スループットが３〜７トン／ｍｉｎの場合にその断面寸法は大差がない。従って、浸漬ノズル９から吐出される吐出流１８の存在する領域つまり高気泡濃度領域２７の大きさも大差がない。従って、スラブ鋳片の厚みを厚くすることで、高気泡濃度領域２７と凝固シェル２１とが接触する機会は少なくなり、不活性ガスの気泡に起因する鋳片表面の欠陥を抑制することが可能となる。
【００３５】
このことを確認するために、シミュレーションにより求めた鋳片厚みと壁面気泡存在確率との関係を図３に示す。ここで、壁面気泡存在確率とは、数値解析により計算される単位溶鋼当たりの気泡の体積分率（ｍ3 ／ｍ3 ）である。図３に示すように、鋳片厚みが増加するに伴って壁面気泡存在確率が減少していくことが分かる。特に、鋳片厚みが２８５ｍｍ以上になると壁面気泡存在確率は低位安定することが分かる。
【００３６】
また、このことを実際の連続鋳造設備で確認した結果について図４に示す。この図は、極低炭素鋼のスラブ鋳片（Ｃ濃度：０．００２０質量％）を、外径が１８０ｍｍの浸漬ノズルを使用し、溶鋼スループットを４トン／ｍｉｎ及び７トン／ｍｉｎの２水準として、鋳片厚みを変化させて連続鋳造した際の、鋳片表面から２〜３ｍｍ深さの位置における平均欠陥密度を示す図である。鋳片表面から２〜３ｍｍ深さの位置は、鋳片表面を手入れした後の鋳片表面に相当する位置である。図４から明らかなように、鋳片厚みが大きくなるほど平均欠陥密度が減少し、特に、鋳片厚みが２８５ｍｍ以上になると平均欠陥密度が急激に減少することが分かる。また、溶鋼スループットが大きくなると平均欠陥密度は増加するが、溶鋼スループットが４〜７トン／ｍｉｎの範囲内であるならば、平均欠陥密度は同一の挙動を呈することが分かる。
【００３７】
上記のように、溶鋼スループットが４〜７トン／ｍｉｎの範囲内において、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上とすることにより気泡に起因する鋳片の表面欠陥を減少させることができる。この場合、鋳片の厚みを厚くするほど、気泡に起因する鋳片の表面欠陥は減少するが、図３及び図４に示すように、鋳片厚みを厚くすることによる表面欠陥の低減効果は鋳片厚みが３５０ｍｍ程度になると飽和する傾向にあり、また、鋳片厚みを厚くした場合、鋳造速度は鋳片厚みの２乗に比例して低速化する必要があり生産性が低下するので、鋳片厚みの最大は４００ｍｍ程度とすればよい。
【００３８】
鋳片の厚みを増大させても、それに応じて浸漬ノズル９の外径を拡大すると、高気泡濃度領域２７の分布が拡大して高気泡濃度領域２７と凝固シェルとが接触する頻度が増加し、鋳片表面の気泡に起因する欠陥が増加する恐れがある。そこで、鋳型内の溶鋼湯面１９における浸漬ノズル９の外径を変化させて数値解析によりシミュレーションした。図５に、シミュレーションにより求めた溶鋼湯面における浸漬ノズルの外径と壁面気泡存在確率との関係を示す。図５は、鋳片厚みを３００ｍｍとして浸漬ノズルの外径を変化させたときのシミュレーション結果である。図５に示すように、鋳型内の溶鋼湯面１９における浸漬ノズル９の外径が大きくなるほど壁面気泡存在確率は大きくなるが、浸漬ノズル９の外径が２００ｍｍ以下であるならば、壁面気泡存在確率の増加が抑えられることが分かる。但し、図５からも明らかなように、浸漬ノズル９の外径が小さくなるほど壁面気泡存在確率は小さくなることから、鋳型内の溶鋼湯面１９における浸漬ノズル９の外径を２００ｍｍ以下とすることが好ましく、可能ならば１６０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
【００３９】
高気泡濃度領域２７における気泡の密度も、気泡に起因する鋳片表面欠陥の発生頻度に影響する。高気泡濃度領域２７における気泡の密度は、不活性ガス供給配管２２から溶鋼流出孔１１に吹き込まれる不活性ガスの流量に影響される。そこで本発明では、不活性ガスの最大流量を２０ＮＬ／ｍｉｎとして、高気泡濃度領域２７における気泡密度の上限を設定している。一方、不活性ガス流量が少なくなりすぎると浸漬ノズル９の内壁面へのアルミナ付着が防止できず、このアルミナ付着を防止する観点から不活性ガス流量は最低５ＮＬ／ｍｉｎを確保する。
【００４０】
磁界による電磁気力を利用して凝固シェル２１と溶鋼１７との界面における溶鋼流速を強制的に上昇させることで気泡の凝固シェル２１への捕捉を減少させることができ、また、磁界による電磁気力を利用して吐出流１８の流速を強制的に減速し、吐出流１８に含まれる気泡の上昇・分離を促進させ、高気泡濃度領域２７における気泡密度を低減させることで、気泡の凝固シェル２１への捕捉を減少させることができる。従って、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を抑制する観点から、鋳型内の溶鋼１７に磁界を印加して鋳型内の溶鋼１７の流動を制御することが好ましい。
【００４１】
鋳型内の溶鋼１７に磁界を印加する方法を図６〜８に示す。図６は、一対の磁界発生装置２３を、鋳型内の溶鋼湯面１９の近傍の鋳型長辺１３の背面に対向して設置した状態を示す概略図、図７は、一対の磁界発生装置２４を、浸漬ノズル９の直下位置の鋳型長辺１３の背面に対向して設置した状態を示す概略図、図８は、一対の磁界発生装置２５を、鋳型内の溶鋼湯面１９の近傍の鋳型長辺１３の背面に対向して設置するとともに、一対の磁界発生装置２６を、浸漬ノズル９の直下位置の鋳型長辺１３の背面に対向して設置した状態を示す概略図である。
【００４２】
図６に示す磁界発生装置２３からは、移動磁界または振動磁界の交流磁界を印加するか、或いは、この交流磁界に静磁界を重畳した磁界を印加する。交流磁界によって鋳型内の溶鋼を水平方向に旋回攪拌することにより、凝固シェル２１と溶鋼１７との界面における溶鋼流速が上昇し、気泡の凝固シェル２１への捕捉を減少させることができる。この場合、気泡の凝固シェル２１への捕捉を防止する観点から、凝固シェル前面の溶鋼流速が０．１４ｍ／ｓｅｃ以上となるように交流磁界を印加することが好ましい。また、振動磁界を印加した場合も移動磁界を印加した場合と同等の効果を得ることができる。静磁界を重畳して印加した場合には、静磁界により溶鋼湯面１９における溶鋼流が減速され、溶鋼湯面１９での溶鋼流が安定して、渦や盛り上がりなどの溶鋼流れの乱れが防止され、モールドパウダー２０の鋳片への巻き込みが防止される。図６では、磁界発生装置２３が溶鋼湯面１９の近傍であるが、磁界発生装置２３の中心位置が浸漬ノズル９の吐出孔１０の位置と同等となる位置まで下側にずらしても問題はない。
【００４３】
図７に示す磁界発生装置２４からは静磁界を印加する。この静磁界中を吐出流１８が移動することにより吐出流１８は減速され、吐出流１８とともに吐出された気泡は吐出流１８の減速に伴って溶鋼湯面１９に浮上する。その結果、高気泡濃度領域２７における気泡密度が低下して、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を低減することができる。また、吐出流１８が減速されることにより、吐出流１８から分岐する下降流は減速されて鋳片の未凝固層深くまで侵入することがなく、鋳片内層部には脱酸生成物であるアルミナを主体とする酸化物のない清浄な鋳片を得ることができる。また、吐出流１８から分岐する上昇流も減速されて、溶鋼湯面１９における渦や盛り上がりなどの流れの乱れが防止される。
【００４４】
図８に示す磁界発生装置２５からは、移動磁界または振動磁界の交流磁界を印加するか、或いは、静磁界を印加するか、若しくは、交流磁界と静磁界とを重畳した磁界を印加するとともに、磁界発生装置２６からは静磁界を印加する。
【００４５】
磁界発生装置２５から交流磁界を印加した場合には、交流磁界によって鋳型内の溶鋼を水平方向に旋回攪拌することにより、凝固シェル２１と溶鋼１７との界面における溶鋼流速が上昇し、気泡の凝固シェル２１への捕捉を減少させることができる。この場合、気泡の凝固シェル２１への捕捉を防止する観点から、凝固シェル前面の溶鋼流速が０．１４ｍ／ｓｅｃ以上となるように交流磁界を印加することが好ましい。磁界発生装置２５から静磁界を印加した場合には、静磁界により溶鋼湯面１９における溶鋼流が減速され、溶鋼湯面１９での溶鋼流が安定して渦や盛り上がりなどの溶鋼流れの乱れが防止され、モールドパウダー２０の鋳片への巻き込みが防止される。磁界発生装置２５から交流磁界と静磁界とを重畳して印加した場合には、両磁界の効果を同時に得ることができる。
【００４６】
磁界発生装置２６から印加される静磁界により、吐出流１８は減速され、吐出流１８とともに吐出された気泡は吐出流１８の減速に伴って溶鋼湯面１９に浮上する。その結果、高気泡濃度領域２７における気泡密度が低下して、気泡に起因する鋳片の表面欠陥を低減することができる。また、吐出流１８が減速されることにより、吐出流１８から分岐する下降流は減速されて鋳片の未凝固層深くまで侵入することがなく、鋳片内層部には脱酸生成物であるアルミナを主体とする酸化物のない清浄な鋳片を得ることができる。
【００４７】
不活性ガス気泡に起因する鋳片表面の欠陥は、炭素濃度が０．０１質量％以下である極低炭素鋼のスラブ鋳片に発生しやすい。これは、極低炭素鋼ではその他の鋼種に比べて炭素を含めて溶質元素の濃度が低いことから、凝固時の溶質元素の濃化程度が低く、気泡が一旦凝固シェル２１に捕捉されると離脱しにくくなるものと考えられる。これに対して溶質元素が多い場合には、気泡が凝固シェル２１に捕捉されても、気泡と凝固シェル２１との間の溶鋼が凝固する際に溶質が濃化して融点が降下し、気泡は一旦補足されても融点降下により凝固シェル２１から離脱する場合が起こり、相対的に捕捉されにくくなるものと考えられる。つまり、極低炭素鋼を連続鋳造する場合に本発明を適用することで、極低炭素鋼の不活性ガス気泡に起因する表面欠陥を大幅に低減することが可能となる。尚、極低炭素鋼の用途は、自動車用或いはブリキ用などの薄鋼板である。
【００４８】
極低炭素鋼としては、化学成分として、Ｃ：０．００２５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３〜０．０５質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０４〜０．０８質量％、Ｎ：０．００４質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼種、更に、これら成分に、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％を追加した鋼種が挙げられる。これら鋼種は焼付硬化性及び耐時効性に優れた加工用薄鋼板として使用される。成分の限定理由は以下の通りである。
【００４９】
Ｃ：０．００２５質量％以下
Ｃは、加工性、特にｒ値及び伸びを劣化させる。その影響は０．００２５質量％を超えると顕著になるのでＣの上限を０．００２５質量％とする。
【００５０】
Ｓｉ：０．０５質量％以下
Ｓｉは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が０．０５質量％を超えると深絞り性及び耐食性を劣化させるので、０．０５質量％以下とする。
【００５１】
Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％
Ｍｎは、Ｓに起因する熱間脆性の防止及び鋼の強化の作用がある。この熱間脆性の防止の効果は０．０５質量％以上で現れるが、１．５質量％を超えて添加すると深絞り性が劣化するので、その添加量は０．０５〜１．５質量％、好ましくはめっき性の観点から１．０質量％以下とする。また、熱間脆性の防止の点からはＭｎ（質量％）／Ｓ（質量％）は１０以上が好ましい。
【００５２】
Ｐ：０．０３〜０．０５質量％
Ｐは、鋼を強化する作用があり、焼付硬化性を発現させるために０．０３質量％以上とする。しかし、その添加量が０．０５質量％を超えると深絞り性を劣化させ、また粒界面に多く偏析して脆化を引き起こすので０．０５質量％以下とする。
【００５３】
Ｓ：０．０２質量％以下
Ｓは、熱間脆性の原因となるほか、深絞り性に悪影響を及ぼすので少ないほどよい。これらの影響は０．０２質量％を超えると顕著になるので０．０２質量％以下とする。特に、プレス成形性の観点からすれば、０．００５質量％以下にすることが好ましい。
【００５４】
Ａｌ：０．０４〜０．０８質量％
Ａｌは、脱酸及び鋼中Ｎの析出固定のために添加される。Ａｌの添加量が０．０４質量％未満では加工性が不十分であり、一方、０．０８質量％を超えての添加は加工性を劣化させるばかりでなく、表面性状をも劣化させる。従って、Ａｌの添加量は、０．０４〜０．０８質量％とする。
【００５５】
Ｎ：０．００４質量％以下
Ｎは、深絞り性に悪影響を及ぼすほか、多量のＮはＡｌ量を多量必要とし表面性状を劣化させるので、その含有量は少ない程よい。Ｎの含有量が０．００４質量％を超えるとその影響が顕著になるので、０．００４質量％以下、好ましくは０．００２質量％以下とする。
【００５６】
上記の合金元素のほかにＮｂを加えることができる。Ｎｂの限定理由は以下のとおりである。
【００５７】
Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％
Ｎｂは、焼鈍前の固溶Ｃを減少させることにより、加工性を向上させる元素であり、この効果を発現させるためには０．００３質量％以上が必要である。一方、焼付硬化性を得るためには必要量の固溶Ｃを鋼板中に存在させなければならず、これを主に高温焼鈍中のＮｂ炭化物の分解より得る。そのためには、Ｎｂは、０．０２０質量％以下にする必要がある。従って、Ｎｂを添加する場合には、０．００３〜０．０２０質量％とする。
【００５８】
また、この他の極低炭素鋼としては、化学成分として、Ｃ：０．００２５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｎ：０．００４質量％以下、Ｂ：０．００２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼種、更に、これら成分にＮｂ：０．００３〜０．０２０質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４質量％を追加した鋼種が挙げられる。また更に、これらの成分にＣｒ：０．１０質量％以下、Ｎｉ：０．０４質量％以下、Ｍｏ：０．０２質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｖ：０．００７質量％以下、Ｓｂ：０．０１０質量％以下を追加した鋼種が挙げられる。これら鋼種は深絞り性及び耐時効性に優れた加工用薄鋼板として使用される。成分の限定理由は以下の通りである。
【００５９】
Ｃ：０．００２５質量％以下
Ｃは、加工性、特にｒ値及び伸びを劣化させる。その影響は０．００２５質量％を超えると顕著になるのでＣの上限を０．００２５質量％とする。
【００６０】
Ｓｉ：０．０５質量％以下
Ｓｉは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が０．０５質量％を超えると深絞り性及び耐食性を劣化させるので、０．０５質量％以下とする。
【００６１】
Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％
Ｍｎは、Ｓに起因する熱間脆性の防止及び鋼の強化の作用がある。この熱間脆性の防止の効果は０．０５質量％以上で現れるが、１．５質量％を超えて添加すると深絞り性が劣化するので、その添加量は０．０５〜１．５質量％、好ましくはめっき性の観点から１．０質量％以下とする。また、熱間脆性の防止の点からはＭｎ（質量％）／Ｓ（質量％）は１０以上が好ましい。
【００６２】
Ｐ：０．０３質量％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があるが、深絞り性を劣化させ、また粒界面に多く偏析して脆化を引き起こすので、低いほど好ましく、従って０．０３質量％以下とする。
【００６３】
Ｓ：０．０２質量％以下
Ｓは、熱間脆性の原因となるほか、深絞り性に悪影響を及ぼすので少ないほどよい。これらの影響は０．０２質量％を超えると顕著になるので０．０２質量％以下とする。特に、プレス成形性の観点からすれば、０．００５質量％以下にすることが好ましい。
【００６４】
Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％
Ａｌは、脱酸及び鋼中Ｎの析出固定のために添加される。Ａｌの添加量が０．０１質量％未満では脱酸が不十分であり、一方、Ａｌは高価であり０．０６質量％を超えての添加は必要ない。従って、Ａｌの添加量は、０．０１〜０．０６質量％とする。
【００６５】
Ｎ：０．００４質量％以下
Ｎは、深絞り性に悪影響を及ぼすほか、多量のＮはＡｌ量を多量必要とし表面性状を劣化させるので、その含有量は少ない程よい。Ｎの含有量が０．００４質量％を超えるとその影響が顕著になるので、０．００４質量％以下、好ましくは０．００２質量％以下とする。
【００６６】
Ｂ：０．００２質量％以下
Ｂは、耐二次加工脆性をより一層改善するために添加するが、０．００２質量％を超えて添加すると加工性、特にｒ値を劣化させるので、０．００２質量％以下とする。
【００６７】
上記の合金元素のほかにＮｂ及びＴｉを加えることができる。Ｎｂ及びＴｉの限定理由は以下のとおりである。
【００６８】
Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％
Ｎｂは、焼鈍前の固溶Ｃを減少させることにより、加工性を向上させる元素であり、この効果を発現させるためには０．００３質量％以上が必要である。一方、この効果はＮｂを０．０２０質量％を越えて添加しても飽和して無駄であり、従って、Ｎｂを添加する場合には、０．００３〜０．０２０質量％とする。
【００６９】
Ｔｉ：０．０１〜０．０４質量％
Ｔｉは、ＮまたはＮとＳの析出固定のために添加するが、特に、Ｎの析出固定力がＡｌよりも強いために、加工性をより一層向上させる。この効果を得るためには、Ｔｉの含有量は０．０１質量％以上とする必要がある。一方、過剰な添加は加工性、特に延性を劣化させるので、０．０４質量％以下にする必要がある。従って、Ｔｉを添加する場合には、０．０１〜０．０４質量％とする。
【００７０】
上記の合金元素のほかに、更に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ及びＳｂを加えることができる。これら合金元素の限定理由は以下のとおりである。
【００７１】
Ｃｒ：０．１０質量％以下
Ｃｒは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、０．１０質量％を超えると加工性を低下させるので、０．１０質量％以下とする。
【００７２】
Ｎｉ：０．０４質量％以下
Ｎｉは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、０．０４質量％を超えると加工性を低下させるので、０．０４質量％以下とする。
【００７３】
Ｍｏ：０．０２質量％以下
Ｍｏは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、０．０２質量％を超えると加工性を低下させるので、０．０２質量％以下とする。
【００７４】
Ｃｕ：０．０８質量％以下
Ｃｕは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、０．０８質量％を超えると加工性を低下させるので、０．０８質量％以下とする。
【００７５】
Ｖ：０．００７質量％以下
Ｖは、鋼の強化元素であり、強度に応じて必要量添加するが、０．００７質量％を超えると加工性を低下させるので、０．００７質量％以下とする。
【００７６】
Ｓｂ：０．０１０質量％以下
Ｓｂは、鋼の表面性状改善のために添加する元素であるが、０．０１０質量％を超えて添加しても表面性状改善効果が飽和するので、０．０１０質量％以下とする。
【００７７】
以上説明したように、本発明によれば、薄鋼板用のスラブ鋳片を連続鋳造するに当たり、鋳片の厚みを２８５ｍｍ以上、単位時間当たりの溶鋼の鋳造量を４トン／ｍｉｎ以上７トン／ｍｉｎ以下、タンディッシュから鋳型へ注入される溶鋼中に吹き込む不活性ガスの吹き込み流量を５ＮＬ／ｍｉｎ以上２０ＮＬ／ｍｉｎ以下とするので、浸漬ノズルから吐出される高気泡濃度の吐出流と鋳片長辺側の凝固シェルとが直接接触することが抑制され、吐出流内の気泡は鋳型内溶鋼湯面を介して系外に排出するので、不活性ガス気泡に起因する鋳片の表面欠陥を大幅に減少させることができ、表面品質に優れたスラブ鋳片を安定して製造することが可能となる。
【００７８】
尚、上記説明では３枚板構成のスライディングノズル４の例を挙げたが、２枚板構成のスライディングノズルについても上記に沿って本発明を適用することができる。また、不活性ガスを上ノズル３から溶鋼流出孔１１に吹き込む例で説明したが、不活性ガスの吹き込み位置は上ノズル３に限るものではなく、例えば上部固定板５や浸漬ノズル９であっても構わない。
【実施例１】
【００７９】
図１に示す連続鋳造設備を用い、Ｃ：０．００２質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５質量％、Ｐ：０．０３〜０．０５質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０４〜０．０８質量％、Ｎ：０．００４質量％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる極低炭素鋼を鋳造する際に、鋳片の厚みを変更した試験を実施し、得られた鋳片表層の気泡に起因する欠陥の発生数を調査した。気泡に起因する表面欠陥は、鋳片表面を２ｍｍの厚みで切削加工し、切削加工面を浸透探傷法により検査して調査した。表１に、鋳片厚み、鋳型内溶鋼湯面位置における浸漬ノズルの外径、溶鋼スプープット、溶鋼流出孔へのＡｒガス吹き込み流量、及び、鋳片の平均欠陥密度の測定値を示す。尚、鋳片の平均欠陥密度は、鋳片の表層を超音波探傷して検出した、１００μｍ以上の気泡及び介在物の個数（個／ｍ２）の測定結果である。
【００８０】
【表１】
2007301609.tif 000003
【００８１】
表１に示すように、鋳片の厚みが２８５ｍｍ以上になると、気泡に起因する表面欠陥が減少することが分かった。また、鋳片の厚みが同一の場合、浸漬ノズルの外径を小さくすることで、気泡に起因する表面欠陥が減少することも分かった。尚、前述した図４は、浸漬ノズルの外径を１８０ｍｍとした、表１に示す試験における平均欠陥密度を図示したものである。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【図１】本発明が適用されるスラブ連続鋳造設備の鋳型部の概略図である。
【図２】スラブ鋳片の厚みが厚い場合と薄い場合とで、吐出流による高気泡濃度領域と凝固シェルとの位置関係を比較して示す図である。
【図３】シミュレーションにより求めた鋳片厚みと壁面気泡存在確率との関係を示す図である。
【図４】実際の連続鋳造設備で鋳片厚みを変化させてスラブ鋳片を連続鋳造した際の、鋳片表面から２〜３ｍｍ深さの位置における平均欠陥密度を示す図である。
【図５】シミュレーションにより求めた溶鋼湯面における浸漬ノズルの外径と壁面気泡存在確率との関係を示す図である。
【図６】鋳型内の溶鋼に磁界を印加する方法を示す概略図である。
【図７】鋳型内の溶鋼に磁界を印加する方法を示す概略図である。
【図８】鋳型内の溶鋼に磁界を印加する方法を示す概略図である。
【符号の説明】
【００８３】
１  タンディッシュ
２  鋳型
３  上ノズル
４  スライディングノズル
５  上部固定板
６  摺動板
７  下部固定板
８  整流ノズル
９  浸漬ノズル
１０  吐出孔
１１  溶鋼流出孔
１２  往復型アクチュエーター
１３  鋳型長辺
１４  鋳型短辺
１５  鉄皮
１６  耐火物
１７  溶鋼
１８  吐出流
１９  溶鋼湯面
２０  モールドパウダー
２１  凝固シェル
２２  不活性ガス供給配管
２３  磁界発生装置
２４  磁界発生装置
２５  磁界発生装置
２６  磁界発生装置
２７  高気泡濃度領域
【図１】
2007301609.tif 000004
【図２】
2007301609.tif 000005
【図３】
2007301609.tif 000006
【図４】
2007301609.tif 000007
【図５】
2007301609.tif 000008
【図６】
2007301609.tif 000009
【図７】
2007301609.tif 000010
【図８】
2007301609.tif 000011