(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造用パウダーであって、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2が質量比で０．５以下であり、ＭｇＯ：５％以上１５％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以上、Ａｌ2Ｏ3：５％以下を含有し、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ未満、凝固温度が１０５０℃以下であることを特徴とする連続鋳造用パウダー。
ここで、Ｔ．ＣａＯは、含有するＣａ分がすべてＣａＯであるとして算出した値である。
【請求項２】
さらに質量％で、Ｔ．ＣａＯ：１５％以上２５％以下、ＳｉＯ2：３５％以上５５％以下、Ｆ：１０％以下、Ｔ．Ｃ：１０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造用パウダー。
【請求項３】
Ｎａ2Ｏに替え、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ：１０％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の連続鋳造用パウダー。
【請求項４】
Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造するに際し、請求項１乃至３のいずれかに記載の連続鋳造用パウダーを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
【請求項５】
Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、鋳型内に投入した連続鋳造用パウダーが溶融して形成された溶融スラグについて、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2が質量比で１以下、組成が質量％で、ＭｇＯ：５％以上１５％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以上２０％以下、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下であることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
【請求項６】
前記溶融スラグについて、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ以下であり、かつ凝固温度が１２００℃以下であることを特徴とする請求項５に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項７】
Ｎａ2Ｏに替え、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ：１０％以上２０％以下であることを特徴とする請求項５又は６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、Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造用パウダー、及び、該高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
無方向性電磁鋼板は鉄損を低減するため、析出物形成元素のＣ、Ｓ、Ｎ等の高純化を図ることでヒステリシス損の低減を図るとともに、鋼中Ｓｉ、Ａｌ濃度を高めることで渦電流損を低減させている。そのため、このような用途の鋼は、Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼となっている。
【０００３】
鋼の連続鋳造においては、鋳型内の溶鋼表面に連続鋳造用パウダーを投入し、この連続鋳造用パウダーが溶融して溶融スラグを形成する。溶融スラグは鋳型と凝固シェルとの間に流入し、凝固シェルの潤滑を図るとともに、凝固シェルから鋳型への抜熱特性を制御する働きを有する。連続鋳造用パウダーは、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3をはじめとする酸化物に、フッ化物及び炭素源を含有している。
【０００４】
Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ａｌ鋼を連続鋳造する際には、パウダーが溶融して形成された溶融スラグ中のＳｉＯ2が、鋼中のＡｌによって還元される反応、即ち下記の（１）式の反応が顕著になる。
４［Ａｌ］＋３（ＳｉＯ2）→２（Ａｌ2Ｏ3）＋３［Ｓｉ］    （１）
【０００５】
上記（１）式の反応によって溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が上昇し、同時にＳｉＯ2濃度が低下して塩基度が上昇する。このような溶融スラグの成分変化に伴い、溶融スラグが鋳型と凝固シェルとの間に流入して温度が低下した際に、高融点結晶であるゲーレナイト（２ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3・ＳｉＯ2）が晶出するようになる。ゲーレナイトの晶出が起こると、鋳型内壁の湯面近傍に巨大なスラグベアが生じ、鋳型と凝固シェル間への溶融スラグの流入を阻害し、鋳型と凝固シェルとの間の焼き付きが生じる。その結果、連続鋳造鋳片の表面に凹みや割れなどの表面欠陥が発生し、さらに焼き付きが修復されない場合には凝固シェルが鋳型に拘束され、拘束性ブレークアウトの発生にいたる。
【０００６】
特許文献１においては、Ａｌを０．５％以上含有する鋼の連続鋳造用として、ＳｉＯ2：４０〜６０％、ＣａＯ：１５〜３５％を含有し、さらにＡｌ2Ｏ3：１０％以下、ＭｇＯ：１０％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以下、Ｌｉ2Ｏ：１０％以下、Ｆ：１０％以下、Ｔ．Ｃ：１５％以下を含有する組成物からなり、ＣａＯ／ＳｉＯ2：０．２５〜０．８８、軟化点：１１００〜１２５０℃、１３００℃における粘度：１０．０ｐｏｉｓｅ以上の物性を有する連続鋳造用パウダーが開示されている。上記（１）式の反応で溶融スラグ組成が変化しても、凝固温度が上昇せず、高融点鉱物の結晶を晶出させないとしている。
【０００７】
特許文献２においては、Ａｌを０．８０質量％以上含有した鋼の連続鋳造用として、軟化点が１０５０℃以上で１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ以上の物性を有する連続鋳造用パウダーが開示されている。塩基度が０．５０未満に調整されている。塩基度を０．５未満に調整することにより、上記（１）式の反応が起こっても、高融点結晶のゲーレナイトを晶出させないとしている。
【０００８】
【特許文献１】特開２００３−５３４９６号公報
【特許文献２】特開２００６−１１０５６８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１、２に記載の連続鋳造用パウダーは、１３００℃における粘度がそれぞれ１０．０ｐｏｉｓｅ以上、１．０Ｐａ・ｓ以上と高粘度である点が特徴である。このようなパウダーを高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いた場合、上記（１）式の反応が進んで溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が上昇し、これがために溶融スラグの粘度はさらに上昇する。その結果、鋳型内からのパウダー消費量が減少し、鋳型内で溶融スラグが滞留し、（１）式の反応がさらに進行することになる。そのため、特許文献１、２に記載の連続鋳造用パウダーを用いても、高Ａｌ鋼を安定して連続鋳造することはできなかった。
【００１０】
以上のような状況のため、高Ａｌ鋼についても、特許文献１、２に記載のパウダーよりも塩基度を上げ、これによって粘度を低下させたパウダーを用いていた。ところが、粘度の低いパウダーを用いた場合においても、高Ａｌ鋼の連続鋳造においては、鋳型内で溶融した後の溶融スラグは粘度が上昇し、スラグベアが形成される結果となった。
【００１１】
高Ｓｉ鋼においては、Ｓｉがフェライト安定化元素であるため、フェライト単相になりやすく、連続鋳造での冷却中においてもフェライト粒の粒成長が生じる。このようなフェライト粒成長を防止するため、鋳型内においても、凝固シェルから鋳型への抜熱を強化して強冷却とすることが必要である。ところが、従来の連続鋳造パウダーを用いた場合には、鋳型と凝固シェル間に存在するパウダーフィルムの熱伝導特性が十分ではなく、凝固シェルを十分に強冷却することができなかった。
【００１２】
本発明は、高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度を適正な範囲に維持し、スラグベアの過剰な形成を防止し、鋳型内における凝固シェルの強冷却を実現することのできる連続鋳造用パウダー、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】
【００１３】
高Ａｌ鋼の連続鋳造においては、上記（１）式の反応によって溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が増大しＳｉＯ2濃度が減少することは避けられない。このような成分変化があっても溶融スラグの粘度を十分に低い値に保持することが必要である。本発明においては、パウダー中のＮａ2Ｏ濃度を１０質量％以上とすることにより、パウダーの初期粘度を下げるとともに、連続鋳造中に溶融スラグ中Ａｌ2Ｏ3濃度が上昇しても粘度の上昇を抑えられることを見出した。
【００１４】
高Ａｌ鋼の連続鋳造を行うと、溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が上昇し、溶融パウダーが鋳型壁で冷却されるときにゲーレナイトが晶出しやすい。ゲーレナイトの晶出は、スラグベアの成長を促すとともに、パウダーフィルムの熱伝導特性を劣化させるので好ましくない。本発明においては、パウダー中にＭｇＯを５質量％以上含有させることにより、ゲーレナイトの生成を防止できることを見出した。パウダーにＭｇＯを含有させた結果として、冷却中にスピネルの晶出が起こる可能性がある。本発明においては、溶融スラグの塩基度を１以下に抑えることにより、スピネルの生成を防止できることを見出した。
【００１５】
高Ｓｉ鋼の連続鋳造においては、パウダーフィルムの熱伝導特性を向上して強冷化するため、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）の晶出も防止しなければならない。本発明においては、溶融スラグの塩基度を１以下とするとともにＮａ2Ｏを１０％以上含有させることにより、カスピダインの晶出を防止できることを明らかにした。
【００１６】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造用パウダーであって、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2が質量比で０．５以下であり、ＭｇＯ：５％以上１５％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以上、Ａｌ2Ｏ3：５％以下を含有し、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ未満、凝固温度が１０５０℃以下であることを特徴とする連続鋳造用パウダー。ここで、Ｔ．ＣａＯは、含有するＣａ分がすべてＣａＯであるとして算出した値である。
（２）さらに質量％で、Ｔ．ＣａＯ：１５％以上２５％以下、ＳｉＯ2：３５％以上５５％以下、Ｆ：１０％以下、Ｔ．Ｃ：１０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の連続鋳造用パウダー。
（３）Ｎａ2Ｏに替え、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ：１０％以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の連続鋳造用パウダー。
（４）Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造するに際し、上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の連続鋳造用パウダーを用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
（５）Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、鋳型内に投入した連続鋳造用パウダーが溶融して形成された溶融スラグについて、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2が質量比で１以下、組成が質量％で、ＭｇＯ：５％以上１５％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以上２０％以下、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下であることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
（６）前記溶融スラグについて、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ以下であり、かつ凝固温度が１２００℃以下であることを特徴とする上記（５）に記載の鋼の連続鋳造方法。
（７）Ｎａ2Ｏに替え、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ：１０％以上２０％以下であることを特徴とする上記（５）又は（６）に記載の鋼の連続鋳造方法。
【発明の効果】
【００１７】
Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、本発明の連続鋳造用パウダーを用いることにより、あるいは本発明の連続鋳造方法を適用することにより、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度並びに凝固温度を適正な範囲に維持し、スラグベアの過剰な形成を防止し、鋳型内における凝固シェルの強冷却を実現することができるので、鋳造する鋳片の表面性状を良好に保持し、ブレークアウトの発生を防止し、高Ｓｉ鋼にもかかわらず鋳片表層付近のフェライト粒成長を防止することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明において、塩基度とはＴ．ＣａＯ／ＳｉＯ2の質量比をいう。またＴ．ＣａＯは、含有するＣａ分がすべてＣａＯであるとして算出した値である。
【００１９】
本発明は、Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造を対象とする。高Ａｌ鋼を鋳造するため、前記（１）式の反応は避けられず、投入した連続鋳造用パウダー中のＳｉＯ2が鋼中Ａｌと反応し、溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が上昇する。
【００２０】
溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度上昇に伴い、この溶融スラグが水冷鋳型と接して冷却されるときにゲーレナイトが晶出すると、鋳型内壁の湯面近傍に巨大なスラグベアが生じ、鋳型と凝固シェル間への溶融スラグの流入を阻害し、鋳型と凝固シェルとの間の焼き付きが生じるのは前述の通りである。
【００２１】
本発明においては、連続鋳造用パウダー中にＭｇＯを含有させることにより、たとえ溶融スラグ中でＡｌ2Ｏ3濃度が上昇したとしても、ゲーレナイトの晶出を防止できることを見いだした。図１（ａ）にＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3三元系状態図を示す。Ａｌ2Ｏ3含有量が高い領域にゲーレナイト晶出領域が存在する。一方、図１（ｂ）に示すように、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−１０％ＭｇＯ四元系状態図においては、ゲーレナイト晶出領域が消滅していることが分かる。本発明においては、溶融スラグ中のＭｇＯ含有量を５質量％以上とすることにより、Ａｌ2Ｏ3濃度上昇が起こってもゲーレナイト晶出を防止できる。連続鋳造パウダー中のＭｇＯ含有量を５質量％以上とすることにより、この条件を具現することができる。一方、溶融スラグ中のＭｇＯ含有量が高すぎるとスピネル（ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3）が晶出する可能性がある。溶融スラグ中のＭｇＯ含有量を１５質量％以下、そのためにパウダー中のＭｇＯ含有量を１５質量％以下とするとこにより、スピネルの晶出を防止することができる。
【００２２】
図１（ｂ）からわかるように、１０質量％程度のＭｇＯを含有することにより、凝固温度が１４００℃以下の低凝固温度領域が低塩基度側で拡大している。この領域を利用し、溶融スラグ中の塩基度を１以下としてＭｇＯを５質量％以上含有することにより、ゲーレナイト晶出を防止するとともに溶融スラグの凝固温度を低減することができる。溶融スラグ中の塩基度を１以下とすることは、スピネルの晶出を防止する上でも有効である。
【００２３】
前述のように、高Ｓｉ鋼の連続鋳造においては、鋳型内での凝固シェルを強冷却することが必要であり、鋳型と凝固シェル間に形成されるパウダーフィルムを介した熱伝導特性を向上する必要がある。そのため、高Ｓｉ鋼の連続鋳造では、ゲーレナイトの晶出を防止するのみならず、カスピダインの晶出も防止する必要がある。カスピダイン晶出防止のためには、低温域まで安定して溶融ガラス状態を保持する、すなわち、凝固温度の低減を図る必要がある。
【００２４】
本発明においては、溶融スラグ中の塩基度を１以下とするとともに、Ｆとの親和性がＣａＦ2よりも高いＮａ2Ｏを溶融スラグ中に含有することにより、下記（２）式の反応によりＣａＦ2をＮａＦとし、カスピダインの晶出を防止することができる。カスピダインの晶出は溶融スラグの塩基度とＦがＮａＦあるいはＣａＦ2のどちらと配位するかに依存する（下記（２）式の反応）。Ｎａ2Ｏが５％未満の場合ＦはＣａＦ2として配位するが、Ｎａ2Ｏが５％以上でＮａＦとして配位するようになり、１０％以上でカスピダインの晶出を抑制できる。
ＣａＦ2＋Ｎａ2Ｏ → ＣａＯ＋２ＮａＦ          （２）
【００２５】
Ｎａ2Ｏを含有することによるカスピダイン晶出防止の効果として、凝固温度を低下させることができる。また、Ｎａ2Ｏ含有によってパウダーの１３００℃における粘度を低減できる。さらに、高Ａｌ鋼の連続鋳造で溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が上昇しても、溶融スラグの１３００℃粘度上昇を抑える効果を発揮することができる。即ち、溶融スラグ中のＮａ2Ｏ含有量を１０質量％以上とすることにより、カスピダインの晶出を防止し、溶融スラグの１３００℃粘度を１Ｐａ・ｓ以下に保持し、溶融スラグの凝固温度を１２００℃以下に保持することができる。パウダー中のＮａ2Ｏ含有量を１０質量％以上とするとともに溶融スラグの塩基度を１以下に保持することにより、溶融スラグ中のＮａ2Ｏ含有量を１０質量％以上とすることができる。またこれにより、パウダーの１３００℃粘度を１Ｐａ・ｓ以下とすることができる。溶融スラグの塩基度が１を超えると、たとえパウダー中のＮａ2Ｏ含有量を１０質量％以上であったとしても、溶融スラグ中のＳｉＯ2が少なすぎてＮａ2Ｏが安定に存在し得なくなり、Ｎａ2ＯがＡｌによって還元されてしまう。一方、溶融スラグ中のＮａ2Ｏ濃度が２０質量％超（パウダー中のＮａ2Ｏ濃度が２０質量％超）となっても効果は変わらないため、Ｎａ2Ｏ含有量の上限を２０質量％とする。本発明において、パウダーあるいは溶融スラグ中のＮａ含有量を分析し、そのすべてがＮａ2ＯになっているとしてＮａ2Ｏ含有量を計算する。
【００２６】
本発明において、鋳型内の溶融スラグ中Ａｌ2Ｏ3含有量を２０質量％以下に保持する。溶融スラグ中Ａｌ2Ｏ3含有量が２０質量％を超えると、スピネルが晶出する可能性があるとともに、溶融スラグの粘度が高くなり過ぎ、Ｎａ2ＯやＦを上限まで含有しても粘度を適正レベルに下げることができないからである。高Ａｌ鋼の連続鋳造を行うので、パウダー中のＳｉＯ2が鋼中Ａｌで還元されて溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が増大するが、パウダー中Ａｌ2Ｏ3含有量を５質量％以下とすることにより、溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3含有量を２０質量％以下とすることができる。ただし、パウダーの粘度が高すぎると、鋳型内の溶融スラグが十分に消費されずに鋳型内に滞留するので、（１）式の反応が過剰に進行してＡｌ2Ｏ3含有量が増大することとなる。パウダーの粘度を１３００℃で１Ｐａ・ｓ未満とすれば、（１）式の過剰進行を抑えることができる。
【００２７】
本発明においては、Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、鋳型内に投入した連続鋳造用パウダーが溶融して形成された溶融スラグについて、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ以下であり、かつ凝固温度が１２００℃以下であればよい。高Ａｌ鋼の連続鋳造によってパウダー中のＳｉＯ2が鋼中Ａｌで還元され、溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が増大するが、Ａｌ2Ｏ3濃度が増大した後において上記粘度と凝固温度を保持できているので、凝固中のゲーレナイト、カスピダイン、スピネルのいずれも晶出を防止することができる。
【００２８】
また、溶融スラグの塩基度を１以下、ＭｇＯ：５％以上１５％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以上２０％以下、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下とすることにより、溶融スラグの１３００℃における粘度を１Ｐａ・ｓ以下とし、かつ凝固温度を１２００℃以下とすることができる。
【００２９】
本発明において、Ｓｉ濃度が２質量％以上、Ａｌ濃度が０．５質量％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造において、塩基度が０．５以下、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ未満、凝固温度が１０５０℃以下である連続鋳造用パウダーを用いることにより、鋳型内に投入した連続鋳造用パウダーが溶融して形成された溶融スラグの１３００℃における粘度を１Ｐａ・ｓ以下とし、かつ凝固温度を１２００℃以下とすることができる。
【００３０】
また、パウダー組成を、ＭｇＯ：５％以上１５％以下、Ｎａ2Ｏ：１０％以上、Ａｌ2Ｏ3：５％以下とすることにより、上記パウダーの粘度と凝固温度を実現することができる。
【００３１】
高Ａｌ鋼の連続鋳造において、鋳型に投入した連続鋳造用パウダー中のＳｉＯ2が鋼中のＡｌで還元され、溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度が上昇し、ＳｉＯ2濃度が減少する。そのため、溶融スラグの塩基度はパウダー塩基度よりも高い値となる。本発明において、パウダー塩基度を０．５以下とすれば、鋳造中に鋳型内で溶融スラグ中のＳｉＯ2濃度が減少しても、溶融スラグの塩基度を１以下に保持することができる。
【００３２】
本発明の連続鋳造用パウダーの好ましい成分範囲について説明する。
【００３３】
ＣａＯは、鋼中Ａｌのような還元成分と反応しがたく、パウダーの主成分として添加している。安定な溶融スラグを形成するためにはＴ．ＣａＯで１５％以上が必要で２５％以上になると本発明で用いるパウダーとしては塩基度が高くなりすぎるため好ましくない。そこで、パウダー中のＴ．ＣａＯ含有量の範囲を１５〜２５質量％とする。
【００３４】
ＳｉＯ2は、低融点化とガラス化を促進するために、パウダーの主成分として添加している。本発明で用いるパウダーとして塩基度を０．５以下とするため３５％以上必要である。一方、５５％を超えると塩基度が低くなりすぎるため本発明で用いるパウダーとしては好ましくない。
【００３５】
Ｆは、粘度と融点を下げる目的で２％以上添加する。過剰に添加すると浸漬ノズルの溶損を促進するため１０％以下とする。
【００３６】
Ｃは、パウダーの溶融速度調整や焼結防止のため必要に応じて０．５％以上含有させる。一方、１０％を超えると溶融が極端に遅れ、溶融スラグを十分確保できないことで潤滑不良や浸炭の問題がある。
【００３７】
本発明においては、溶融スラグ中あるいはパウダー中のＮａ2Ｏに替え、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ：１０％以上とすることができる。Lｉ2ＯはＮａ2Ｏと同様にＣａＦ2からＦを奪う効果及び凝固温度を低下させる効果を有する。Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ：１０％以上とすれば、Ｎａ2Ｏ：１０％以上と同様の効果を発揮することができる。一方、溶融スラグ中のＮａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ濃度が２０質量％超（パウダー中のＮａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ濃度が２０質量％超）となっても効果は変わらないため、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ含有量の上限を２０質量％とする。
【００３８】
本発明で鋳造する高Ｓｉ高Ａｌ鋼について、Ｓｉ濃度を２質量％以上と限定したのは、Ｓｉ濃度が２質量％未満では、鋳造鋳型内で凝固シェルを強冷却すべきという高Ｓｉ鋼特有の問題が生じないためである。またＡｌ濃度を０．５質量％以上と限定したのは、Ａｌ濃度が０．５質量％未満では、鋳造中の鋳型内で溶融スラグ中のＡｌ2Ｏ3濃度上昇が多くなく、高Ａｌ鋼特有の問題が生じないためである。
【実施例１】
【００３９】
質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：０．６％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００１％を含有した溶鋼を溶製した後、幅１０００ｍｍ×厚み２５０ｍｍの断面形状のスラブを鋳造速度１ｍ／分にて連続鋳造した。鋳造したスラブを用い、常法によって熱間圧延と冷間圧延を行った。
【００４０】
表１に示すパウダー１（本発明例）、パウダー２（比較例）の２種類の連続鋳造用パウダーを用いた。鋳造中、鋳型内の溶融スラグ、鋳型内で生成したスラグベアを採取した。鋳型内の溶融スラグについては成分を分析するとともに、再度カーボンルツボ内でスラグを溶融し、粘度測定と凝固温度測定を行った。また、採取した溶融スラグとスラグベアの断面を研磨した後、走査型電子顕微鏡での観察を行った。併せて、溶融スラグとスラグベアのＸ線回折を行い晶出物の調査を行った。
【００４１】
連続鋳造用パウダー及び溶融スラグの粘度と凝固温度測定方法について説明する。連続鋳造用パウダー、溶融スラグのいずれも、カーボンルツボ内で溶融し、温度を下げながら粘度測定を行い、１３００℃における粘度ならびに凝固温度を測定する。ここで凝固温度とは粘度が急激に増加する温度を意味する。なお、本実施例で用いた粘度測定において、５Ｐａ・ｓを超える高粘度の測定が困難であった。そのため、温度を下げながら粘度測定を行う過程で、粘度が急激に増加することなく５Ｐａ・ｓに到達したサンプルについては、凝固温度がその到達した温度以下であると表示することにした。
【００４２】
鋳片表面性状については、目視観察を行い、鋳片長手方向に１０ｍｍピッチ程度の間隔で周期的に観察されるオシレーションマークの乱れの有無を評価した。乱れがないときは鋳片表面性状を良好と判断し、二重肌やブリード、割れ等が観察された場合は不良と判断した。鋼板表面性状については、線状疵で表面がめくれているものの面積比率を評価し、ヘゲ不良率とした。ヘゲ不良率が１％以下であれば良好と判断した。
【００４３】
【表１】
0004932635.tif 000002
【００４４】
【表２】
0004932635.tif 000003
【００４５】
鋳造結果を表２に示す。表２において、本発明例１、２はパウダー１を用いた鋳造結果であり、比較例１、２はパウダー２を用いた鋳造結果である。本発明例１、２とも、溶融スラグの塩基度は１以下であり、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏ、Ａｌ2Ｏ3含有量はいずれも本発明の良好範囲であった。そして、溶融スラグの１３００℃での粘度、凝固温度も好適範囲にあった。鋳造時のスラグベア発生はなく、パウダー消費量は０．３ｋｇ／ｔ以上で良好であった。一方比較例１、２は、塩基度が１超であり、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏ濃度が好適範囲の下限未満であり、Ａｌ2Ｏ3濃度が上限を超えていた。そして、溶融スラグの１３００℃での粘度、凝固温度が好適範囲から外れていた。鋳造時にスラグベアが発生し、パウダー消費量は０．３ｋｇ／ｔ未満で不十分であった。
【００４６】
先ず、パウダー１、２及び本発明例１と比較例１で鋳型内から採取した溶融スラグについて、１３００℃から順次温度を低下させつつ粘度測定を行った。これにより、１３００℃における粘度ならびに凝固温度を測定した。測定結果を図２に示す。図２からわかるように、添加時のパウダーと溶融スラグとは物性値が大きく異なっていることがわかる。次にこれら２つの物性値と鋳造性ならびに鋳片表面性状との関係を調査した。その結果、パウダー１を用いた本発明例１の溶融スラグについては、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ以下、かつ凝固温度が１２００℃以下であり、鋳型内で過大なスラグベアが生じることがなかった。また、鋳型内での溶融スラグ厚みがほぼ２０ｍｍ程度で一定しており、添加したパウダーが滞留することなく消費されていた。加えて、鋳片表面性状ならびに形状も問題なかった。一方、パウダー２を用いた比較例２の溶融スラグについては、溶融スラグ中にゲーレナイトが観察され（図３（ａ））、加えて図３（ｂ）のカスピダインが認められた。カスピダインは（１）式の反応の結果、塩基度が増大することで晶出したものである。１３００℃における粘度を測定することができなかった。また、鋳型内で過大なスラグベアが観察され、スラグベア中にゲーレナイトが見られ、凝固温度が１２００℃超であり、１３００℃における粘度が１Ｐａ・ｓ超であった。
【００４７】
高Ｓｉ鋼の連続鋳造における鋳型内での冷却強度の適否について鋳片形状ならびに鋳片表層部のフェライト組織を調査した。なお、ナイタールエッチングによってフェライト組織を現出した。その結果、比較例１，２では短辺部についてはコーナー部より５ｍｍ以上、中には１０ｍｍ程度バルジングするとともに長辺部についてはコーナー部から５０ｍｍ程度離れた部位で５ｍｍ程度へこみが見られた。また、周囲よりもへこみが見られる部位のフェライト組織が周囲よりも粗大であった。一方、本発明例１，２では短辺部でのバルジングは見られず、また長辺部のコーナー部から離れた部位においてもへこみは見られなかった。また、フェライト組織は鋳片周方向でほぼ一様であった。
【実施例２】
【００４８】
上記実施例１と同じ品種を同じ連続鋳造条件で鋳造するに際し、連続鋳造用パウダーのみ表３に示すパウダーに変更した。溶融スラグ及びスラグベアの評価も実施例１と同様に行った。結果を表３に示す。本発明範囲から外れる数値、及び好ましい範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
【００４９】
表３の「鋳片表面性状」において、「ＯＳＭ乱れ」は鋳片表面オシレーションマークの乱れを意味する。正常な凝固状態であれば、オシレーションマークはほぼ規則正しく形成される。これに対し、過大なスラグベアが形成されるとオシレーションマークの間隔が不均一になったり部分的に不明瞭になったりする。このような現象をＯＳＭ乱れとして表記した。また「形状異常」とは、鋳片コーナー部の長辺側に発生するへこみを意味する。パウダー潤滑が不十分となり、鋳型と凝固シェルとの間に局部的にエアギャップが生じることで、鋳型内において短辺部がバルジングし、そのため長辺側のコーナー部にへこみが生じる。即ち、本来矩形であるべき形状が短辺部で一部が膨らみ、それによって長辺側コーナー部にへこみが生じるのである。
【００５０】
【表３】
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【００５１】
表３において、本発明例Ｎｏ．３〜５は、パウダー及び溶融スラグのいずれも、本発明の範囲あるいは好ましい数値範囲を実現しており、スラグベア発生状況、パウダー消費量、鋳片表面性状、鋼板ヘゲ不良率のいずれも良好であり、溶融スラグ中に結晶は観察されなかった。
【００５２】
比較例Ｎｏ．３は、パウダーの塩基度、Ｎａ2Ｏ含有量、ＭｇＯ含有量が本発明範囲から外れ、そのためパウダーの凝固温度、溶融スラグの塩基度、Ｎａ2Ｏ含有量、ＭｇＯ含有量、粘度、凝固温度が本発明範囲あるいは好ましい範囲を外れている。
【００５３】
比較例Ｎｏ．４は、パウダーの塩基度が本発明範囲から外れ、そのため溶融スラグの塩基度が本発明範囲を外れるとともに、Ｎａ2Ｏが鋼中Ａｌで還元され、溶融スラグ中のＮａ2Ｏ濃度が低減した。
【００５４】
比較例Ｎｏ．５は、パウダー中Ａｌ2Ｏ3含有量とＭｇＯ含有量が本発明範囲を外れており、パウダー凝固温度が高く、溶融スラグのＡｌ2Ｏ3含有量、ＭｇＯ含有量、粘度が好適範囲から外れる結果となった。
【００５５】
比較例Ｎｏ．６、７は、パウダーのＮａ2Ｏ含有量が好適範囲を外れ、そのためパウダーの粘度と凝固温度が好適範囲を外れた。溶融スラグのＮａ2Ｏ含有量、粘度と凝固温度が好適範囲を外れたのみならず、溶融スラグの塩基度とＡｌ2Ｏ3含有量も好適範囲を外れた。パウダーの粘度が高すぎたために溶融スラグの消費速度が遅く、溶融スラグ中のＳｉＯ2とＮａ2Ｏが鋼中Ａｌで還元されたためである。比較例Ｎｏ．６は、さらにパウダーと溶融スラグのＭｇＯ含有量が好適範囲を外れている。
【００５６】
比較例Ｎｏ．３〜７のいずれも、スラグベアの発生があった。また比較例Ｎｏ．３〜５は鋳片表面にオシレーションマークの乱れが見られ、Ｎｏ．６、７は粘度が特に高かったために潤滑不良となり、鋳片表面の形状異常にまで至った。鋼板ヘゲ不良率も、比較例Ｎｏ．３〜５は不良、Ｎｏ．６、７は特に不良であった。
【００５７】
比較例Ｎｏ．３、５、６は溶融スラグ中のＭｇＯが不足し、結晶としてゲーレナイトが観察された。Ｎｏ．３、４、６、７はＮａ2Ｏが不足し、カスピダインが観察された。Ｎｏ．４、７は塩基度が１を超え、ゲーレナイトが晶出しないかわりにスピネルが観察された。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】（ａ）はＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3三元系状態図、（ｂ）はＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−１０％ＭｇＯ四元系状態図である。
【図２】本発明例と比較例について、鋳造前パウダーと鋳造後溶融スラグの温度と粘性の関係を示す図である。
【図３】溶融スラグ中の結晶組織の顕微鏡写真であり、（ａ）はゲーレナイトが晶出した状況、（ｂ）はカスピダインが晶出した状況を示す写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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