連続鋳造方法
【課題】中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片の縦割れを防止することができるようにする。
【解決手段】Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とする。鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくする。初期モールドパウダーの塩基度を１．９以下とする。初期モールドパウダーの投入量が、投入量（ｋｇ）≧３．０×（鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) を満たすようにする。
【解決手段】Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とする。鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくする。初期モールドパウダーの塩基度を１．９以下とする。初期モールドパウダーの投入量が、投入量（ｋｇ）≧３．０×（鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) を満たすようにする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば、中炭素鋼を鋳造する連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、溶鋼を鋳型に注入して溶鋼の連続鋳造を行うに際して、鋳型にモールドパウダーを投入し、鋳造後の鋳片の表面割れ等を防止する技術がある。
特許文献１では、全カーボン量が５％以下であるモールドパウダーを鋳込み初期にモールド内に散布し、鋳込み開始後の１ヒート以内に全カーボン量が５％を超え１５％以下であるモールドパウダーをモールド内に追加散布して、Ａｌ含有量が０．７０％以上である鋼を連続鋳造している。
【０００３】
特許文献２では、溶融状態からシェル−モールド銅板間に流入して銅板に固着する過程で結晶を晶出する連続鋳造用モールドパウダー（Ａ）にて連続鋳造を開始し、モールドパウダー（Ａ）にてモールドと鋳片Ｓの界面に固着フィルム層を形成後、連続鋳造鋳型内での冷却条件による冷却過程では結晶を晶出しない連続鋳造用モールドパウダー（Ｂ）に切り替えて鋳造を継続している。
【０００４】
特許文献３では、炭素含有量が０．０８〜０．１８重量％の中炭素鋼を連続鋳造で鋳造するに際し、凝固温度が１０００℃以下、溶融温度が９３０℃以上、粘度；１．５〜４．０ｐｏｉｓｅ、溶融速度；３．５〜７．０ｇ／ｃｍ2 ・ｍｉｎであるフロントパウダーを用いて連続鋳造している。
これらの技術の他にも鋳造方法において特許文献４及び５に示すものがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−４２４２１号公報
【特許文献２】特開２００９−２７９６１９号公報
【特許文献３】特許第３２３８０７３号公報
【特許文献４】特開平０９−２７６９９６号公報
【特許文献５】特開平０２−２２０７４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１〜３では、モールドパウダーを用いて連続鋳造における鋳片の割れなどを防止しているものの、中炭素鋼を鋳造するにあたっては確実に鋳片の割れを防止することは難しいのが実情である。
そこで、本発明は、上記問題点に鑑み、中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片の縦割れを確実に防止することが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】
【０００７】
前記目的を達成するために、本発明は、次の手段を講じた。
即ち、本発明における課題解決のための技術的手段は、Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を前記本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、前記初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにする。
【０００８】
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片Ｓの縦割れを防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】モールドパウダーの実験装置の全体図である。
【図２】結晶のガラス化の定義を示したものである。
【図３】モールドパウダーのガラス化率と鋳片Ｓの縦割れ発生率との関係図である。
【図４】モールドパウダーの塩基度とガラス化率との関係図である。
【図５】カスピダインと塩基度との関係をＣａＯ−ＳｉＯ2−ＣａＦの３元系平衡図で表したものである。
【図６】初期モールドパウダーの塩基度を変化させたときの鋳造初期の鋳片Ｓの製品でのフクレ疵発生率との関係図である。
【図７】Ａｌキルド鋼を鋳造したときの鋳型内の溶融したモールドパウダーの塩基度の推移図である。
【図８】Ｓｉ−Ａｌキルド鋼を鋳造したときの鋳型内の溶融したモールドパウダーの塩基度の推移図である。
【図９】鋳型を上面から見た図である。
【図１０】初期モールドパウダーの投入量を変化させたときの鋳型内の溶融したモールドパウダーの塩基度の推移図である。
【図１１】縦割れ及び表皮下欠陥を示した図である。
【図１２】連続鋳造装置の概略を示した斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明の実施の形態を、図面に基づき説明する。
図１２に示す如く、本発明の連続鋳造方法では、まず、転炉等で二次精錬された溶鋼が装入された取鍋１０を連続鋳造装置１１が設置された連続鋳造ステーションに移動させ、取鍋１０内の溶鋼をタンディッシュ１２に装入して、タンディッシュ１２内の溶鋼を鋳型２に注入することによって溶鋼を連続鋳造する。なお、連続鋳造装置１１は、垂直型、垂直曲げ型、湾曲型など様々なものがあるが、本発明の連続鋳造方法ではどのタイプの連続鋳造装置１１でもよく限定されない。また、連続鋳造装置１１では、スラブ、ブルーム、ビレットなどの鋳片Ｓを鋳造することができるが、鋳片Ｓのサイズはどのようなものでもよく限定されない。
【００１２】
以下、本発明の連続鋳造方法について詳しく説明する。
Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の範囲にある中炭素鋼を鋳造するに際し、溶鋼を冷却した場合、溶鋼はＦｅ−Ｃ平衡状態図上で亜包晶凝固する系態をとり、凝固直後にα相からγ相に変態するため、凝固直後の鋳片Ｓ（溶鋼）の収縮量が大きく、不均一な凝固が発生し易い。そのため、鋳片Ｓの表面に割れが発生し易い。本発明の連続鋳造方法では、表面割れが発生しやすい中炭素鋼を鋳造するに際して、鋳造の際に鋳型２に投入するモールドパウダーによって表面割れを防止することとしている。詳しくは、「鉄と鋼、高速連続鋳造時の鋳型内潤滑・伝熱挙動、ｐ16、Vol83、1997年、日本鉄鋼協会発行」に示されているように、鋳型２内において溶鋼が急冷されてしまうと表面割れ（縦割れ）が発生し易いことが知られている。発明者らは、鋳造の際に鋳型２に投入するモールドパウダーに着目して、モールドパウダーについて様々な角度から検証を行った。
【００１３】
図１は、モールドパウダーの実験装置を示したものである。この実験装置１を用いた実験では、まず、モールドパウダーを予め６００℃で２時間脱炭処理をした後、Ａｒ雰囲気中で１６００℃で溶融する。そして、溶融したモールドパウダーを１３００℃まで下げて１０分間保持して、Ｖ字型の溝を有する実験装置１（水冷鋼鋳型２を模した装置）に溶融したモールドパウダーを流し込む。冷却後のモールドパウダーを切断して、切断した断面におけるモールドパウダーのガラス化率を測定した。図２に示すように、ガラス化率とは、切断面の全体厚みＢに対するガラス化している部分Ａの割合を示す値である。
【００１４】
図３は、モールドパウダーのガラス化率と、鋳片Ｓの縦割れ発生率との関係をまとめたものである。図３に示すように、ガラス化率が７０％以下になると縦割れの発生率が急激に低下し、ガラス化率が７０％を超えると縦割れの発生率が上昇する。モールドパウダーのガラス化率が上昇する、即ち、モールドパウダーのガラス化が進むと、モールドパウダーにおける熱の伝達が急速となり、鋳片Ｓを急冷させてしまうため鋳片Ｓに縦割れが発生すると考えられる。したがって、モールドパウダーのガラス化率を低下させることによって、熱の伝わりを減少させ、鋳片Ｓを緩冷却することにより縦割れを防止することができ
る。
【００１５】
図４は、モールドパウダーの塩基度（Ｔ−ＣａＯ／ＳｉＯ2）とガラス化率との関係をまとめたものである。塩基度とは、モールドパウダー中のＣａ分をＣａＯに換算し、モールドパウダー中のＳｉ分をＳｉＯ2に換算して、換算したＣａＯから換算したＳｉＯ2で割った値である。
図４に示すように、モールドパウダーの塩基度が１．２以上にすると、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）結晶が十分に晶出してガラス化率を７０％以下にすることができ、鋳片Ｓの縦割れを防止することができる。また、モールドパウダーの塩基度が１．２未満の場合は鋳型２内で凝固したモールドパウダー中にカスピダインの結晶が十分に晶出しないため、鋳型２内での緩冷却が達成できずに、鋳片Ｓに縦割れが発生すると考えられる。カスピダインと塩基度との関係をＣａＯ−ＳｉＯ2−ＣａＦの３元系で表すと図５に示すようになる。
【００１６】
このようなことから、本発明では、定常状態にて鋳型２に投入するモールドパウダー（定常状態で投入するモールドパウダーを本体モールドパウダーということがある）の塩基度を１．２以上とすることとしている。
さて、鋳造初期では、溶鋼の温度低下を防止するために、モールドパウダー中に含有させた金属Ｓｉ、Ｃａ−Ｓｉ合金などの発熱剤によって発熱させる必要がある。そのため、初期に鋳型２に投入するモールドパウダー（初期モールドパウダー）は、定常状態で投入する本体モールドパウダーとは別のものとしている。ここで、鋳造初期とは、タンディッシュ１２から鋳型２への溶鋼を注入開始した直後から鋳片Ｓの引き抜きを開始するまでの期間のことであり、それ以降を定常状態（定常期）という。
【００１７】
初期モールドパウダーには、Ｓｉを含有する発熱物質を多く含むことから塩基度が下がる傾向にあるものの、本発明では、初期モールドパウダーの塩基度は、本体モールドパウダーの塩基度よりも大きくすることにより、発熱と縦割れとの両方を防止することとしている。なお、初期モールドパウダーと本体モールドパウダーとの関係は後述する。
次に、本体モールドパウダーと、初期モールドパウダーについてさらに詳しく説明する。まず、モールドパウダーの各成分について説明する。
【００１８】
［本体モールドパウダーの成分について］
本体モールドパウダーのＣａＯ及びＳｉＯ2含有量は６０〜７５質量％であり、Ｆ、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、Ｃ等が含有されている。これらの元素は、結晶析出に必要であると共に、溶融速度、溶融時の粘度、凝固温度をコントロールするために必要である。まず、各成分について説明する。
【００１９】
鋳造の際にカスピダインを晶出させて結晶化する必要があり、Ｆは、このカスピダインを晶出させるために不可欠な元素であり、ＣａＯやＳｉＯ2に対して一定量以上含有させる必要があり、Ｆは５質量％以上（Ｆ≧５％）にする必要がある。
ＣａＯ、ＳｉＯ2、ＣａＦ2の割合によっては、本体モールドパウダーの凝固温度が１３００℃以上となってしまう可能性があり、本体モールドパウダーによる鋳型２と鋳片Ｓとの間の潤滑の役割が低下する虞がある。本体モールドパウダーの凝固温度を調整するもの（凝固温度を低下させるもの）として、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏを含有させる必要があり、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ≧３質量％とすることが望ましい。なお、本体モールドパウダーの凝固温度が低くなる場合は、ＭｇＯ、ＺｒＯ2等を含有させて凝固温度を上昇させてもよい。
上述したＦ、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏは、凝固温度を下げる役割がある一方、溶融した本体モールドパウダーの粘度を低下させてしまう。ある程度、本体モールドパウダーの粘度を確保しないと、本体モールドパウダーが溶鋼内へ巻き込まれてしまう可能性がある。
【００２０】
Ａｌ2Ｏ3は、本体モールドパウダーの粘度を上げる効果があり、各種原料から不可避的に混入する量に加えて、粘度調整が必要な場合は適宜投入する。
Ｃは、本体モールドパウダーの溶融速度を調整する投入剤として有効であり、必要により適正量を配合しておく必要がある。一般的には、特許第３４６３５６７号の［００５７］に記載されているようにその効果を得るためには１質量％以上の含有率とすることが望ましく、１０質量％を越えると逆に溶融速度が遅くなりすぎ、連続鋳造が難しくなる。
【００２１】
［初期モールドパウダーの成分について］
初期モールドパウダーに含有する元素は、本体モールドパウダーで使用するパウダーと殆ど同じであり、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｆ、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、Ｃ等が含有されている。上述したように鋳造初期では、鋳型２内の溶鋼の温度低下を抑制するために例えば金属ＳｉやＣａ−Ｓｉ合金などの発熱物質（発熱剤）を含有させる必要があり、また、金属ＳｉやＣａ−Ｓｉ合金等の発熱剤の燃焼（酸化）に必要な酸化鉄や硝酸ソーダも１０質量％程度含有させている。
【００２２】
ここで、Ｓｉ分を含有する発熱物質の含有量（投入量）が少ないと、初期モールドパウダーの塩基度が上がることとなり、少なくとも鋳造初期における鋳型２内の溶鋼の温度低下を補償するためには、塩基度を１．９以下にする必要がある。即ち、初期モールドパウダーの塩基度が１．９を越えると溶鋼の温度低下を補償するほどの発熱量を確保できなくなってしまい、鋳型２内湯面の凝固が発生し、品質異常（製品でのフクレ疵）や操業トラブルが発生してしまう可能性がある。
【００２３】
図６は、初期モールドパウダーの塩基度を変化させたときの鋳造初期の鋳片Ｓの製品でのフクレ疵発生率を示したものである。図６に示すように、初期モールドパウダーの塩基度が１．９以下である場合は発熱量を確保できるため、製品でのフクレ疵は全く発生しない（フクレ疵発生率が０％）。一方、初期モールドパウダーの塩基度が１．９を超えてしまうと製品でのフクレ疵が発生することになる。
【００２４】
このように、本発明では、中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型２に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型２に投入する初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下としている。
図７及び８は、連続鋳造の際に初期モールドパウダー及び本体モールドパウダーを鋳型２に投入したときの塩基度の推移を示したものである。図中のパラメータ「本＋数値」は、初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーの塩基度（図中の本）を用いて表したものである。例えば、「本＋０．２」であれば、初期モールドパウダーの塩基度は、本体モールドパウダーの塩基度に０．２を足した値である。また、図中の本体Ｃ／Ｓとは、使用前の本体モールドパウダーの塩基度（分析値）であり、Ｃ／Ｓ実績とは鋳型２内で溶融しているモールドパウダーの塩基度の実績値である。
【００２５】
図７及び図８に示すように、初期モールドパウダーを投入後に本体モールドパウダーを投入していくと、次第に塩基度は、ほぼ一定値となる。ここで、塩基度については、鋳造する溶鋼成分（脱酸元素の種類：例えば、Ｓi単独、Ｓｉ−Ａｌ併用、Ａｌ単独の脱酸）の影響を受ける。
図７に示すように、Ａｌキルド鋼では溶鋼中のＡｌとモールドパウダー内のＳｉＯ2とが反応するため、モールドパウダーの塩基度は０．２程度に上昇する傾向にある。これは、Ａｌキルド鋼ではモールドパウダー中のＳｉＯ2とＡｌとの反応『３／２ＳｉＯ2＋２[Ａｌ]→３／２[Ｓｉ]＋Ａｌ2Ｏ3、[]は溶鋼中に存在』により、ＳｉＯ2が減少するためである。
【００２６】
図８に示すように、Ｓｉ−Ａｌキルド鋼では溶鋼中にＳｉが含まれ上記の反応が抑制されるため、Ａｌキルド鋼に比べて塩基度の上昇量は少なく０．０５程度である。初期モールドパウダーを鋳型２に投入する場合、鋳造初期は上記の反応が進まないため、定常部と同等の塩基度を確保するために、初期モールドパウダーの塩基度を上げておく必要がある。
【００２７】
このように、初期モールドパウダー供給後に本体モールドパウダーを随時追加投入するが、初期モールドパウダーの投入量が少なすぎると、塩基度の低い本体モールドパウダーの割合が増加し、塩基度が十分に上昇しない可能性がある。本発明では、初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにしている。
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
式（１）は実験等により求めたものであって、モールドパウダー（初期モールドパウダー）は、鋳型２と鋳型２内溶鋼との間に鋳型２振動により流入して消費されるため、初期
モールドパウダーの投入量は、鋳型上部内寸幅と、鋳型上部内寸厚みとで規定することとした。
【００２８】
言い換えれば、モールドパウダーが存在するのは鋳型２内側の領域であり、鋳型２内側面と溶鋼との間に存在する。それ故、モールドパウダーの投入量を鋳型２内側の寸法で規定することにした。
図９は鋳型２を上面から見たものである。
図９に示すように、鋳型上部内寸幅（鋳型上部幅）とは、鋳型２を構成する一対の短辺銅板３間の距離、言い換えれば、短辺側内壁間の直線距離である。鋳型上部内寸厚み（鋳型上部厚み）とは、鋳型２を構成する一対の長辺銅板４間の距離、言い換えれば、長辺側内壁間の直線距離である。なお、鋳型２を上面から見て正方形の場合は、鋳型上部内寸幅と鋳型上部内寸厚みとは同じ長さとなる。
【００２９】
図１０は、初期モールドパウダーの投入量を変更した場合の鋳型２内の溶融したモールドパウダーの推移（実験結果）をまとめたものである。図１０の実験では、鋳型２のサイズ２４０ｍｍ（短辺側の内寸）×１７６０ｍｍ（長辺側の内寸）とし、初期モールドパウダーの投入量は、４ｋｇ、６ｋｇ、１０ｋｇとした。
図１０に示すように、初期モールドパウダーの投入量が鋳型２の大きさ（鋳型上部内寸幅＋鋳型上部内寸厚み）に比べて３倍以上であるとき（図中◆）、鋳造の際での塩基度が上昇し易い。言い換えれば、初期モールドパウダーの投入量が鋳型２の大きさの３倍と５倍とは塩基度の上昇傾向が同じであり、初期モールドパウダーの投入量が２倍であると（図中▲）、塩基度の上昇が遅いため、この投入量は少なくとも鋳型２の大きさの３倍以上にする必要がある。つまり、投入量の下限値は、鋳造初期において溶鋼の酸化の影響およびモールドパウダー中のＳｉＯ2と溶鋼中のアルミナとの反応が平衡状態になるまでの時間で消費されるモールドパウダーの塩基度を上昇させておくのに必要な量である。なお、鋳造初期において、初期パウダーを複数回に分けて投入した場合は合計量を、式（１）に示した投入量とする。なお、連続鋳造装置１１では、鋳型２内の溶鋼湯面に熱を供給するために、鋳型２内の溶鋼流動をコントロールできる攪拌装置が付いていることが望ましく、また、タンディッシュ１２から鋳型２へ溶鋼を注入する浸漬ノズルの形状は、鋳型２内の溶鋼湯面に溶鋼が供給されやすい形状とすることが好ましい。
【００３０】
表１は、本発明の連続鋳造方法にて鋳造を行った実施例と、本発明とは異なる方法で鋳造を行った比較例とを示したものである。
【００３１】
【表１】
【００３２】
実施例及び比較例では、Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を鋳造することとし、リニア式電磁攪拌装置と旋回型電磁攪拌装置とのいずれかを用いて鋳型２内の溶鋼を攪拌した。磁束密度は、鋳型２のメニスカスの高さに一致する長辺銅板の位置から外側に１０ｍｍ離れた位置において幅方向に複数点測定した値の平均をとったものである。
浸漬ノズルの吐出角度は水平方向下向きに１５°〜３５°の角度とすると共に、鋳型２
内で攪拌された溶鋼の流れと浸漬ノズルからの吐出流とが干渉しない向きとし、鋳型２内の溶鋼の湯面への熱供給を促進した。なお、電磁攪拌装置を使用しない場合でも、鋳型２内の溶鋼の湯面への熱供給を促進することが浸漬ノズルの吐出角度や形状等によって行うことができればよく、電磁攪拌装置や浸漬ノズルの吐出角度などは限定されない。
【００３３】
本体モールドパウダーの組成は、塩基度１．２１〜１．８０とし、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ＝３．０〜１７質量％、Ａｌ2Ｏ3＝１．３〜６．６質量％、Ｔ．Ｃ（パウダー中のＣ量＝２．９〜６．３質量％、ＭｇＯ＝０．０〜５．９質量％、ＭｎＯ＝０．０〜０．３質量％、ＳｒＯ＝０．０〜３．５質量％、Ｚｒ2Ｏ＝０．０〜３．５質量％とした。
また、初期モールドパウダーの組成は、塩基度１．２６〜１．９０とし、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ＝３．０〜１２質量％、Ａｌ2Ｏ3＝１．２〜６．５質量％、Ｔ．Ｃ（パウダー中のＣ量＝０．７〜３．３質量％、Ｆｅ2Ｏ3＝７〜１５質量％とした。
【００３４】
実施例及び比較例では、「縦割れ発生」の有無と、「表皮下欠陥」の有無について評価した。縦割れとは、鋳片Ｓ表面に発生する鋳造方向に平行な割れのことであって、図１１（ａ）、図１１（ｂ）に示すように、鋳造初期については、「鋳造開始後１本目の鋳片Ｓ」を、「定常部については鋳造開始後の約２０〜３０ｍ経過した部位の鋳片Ｓ」を、それぞれ水冷した後、表面を約１．５ｍｍガストーチで溶削したものを目視検査にてチェックし、開口した縦割れが発生したかどうかで良否を判定した。定常部及び鋳造初期について、縦割れ発生無しを良好「○」、縦割れ発生を不良「×」でそれぞれ評価した。
【００３５】
表皮下欠陥とは、図１１（ｃ）に示すように、圧延後の製品表面にヘゲ状のキズやフクレ疵として現れるもので、鋳造開始後１本目の鋳片Ｓの製品で表皮下欠陥の発生無しを良好「○」、表皮下欠陥の発生有りを不良「×」として評価した。この表皮下欠陥は、鋳型２内の溶鋼の浴面（上面側）が熱不足により凝固し始めると、鋳型２内の溶鋼中から浮上してきたガス気泡（浸漬ノズルもしくは上ノズルから吹き込まれるＡｒガス気泡）やアルミナなどの介在物が凝固後に下面（内部）に捕捉され、鋳片Ｓの表皮下に取り込まれてしまうことにより発生するものと思われる。
【００３６】
実施例に示すように、本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とし、初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにすれば、縦割れ及び表皮下欠陥の発生はなくこれらを確実に防止することができた。
一方、比較例では、次に示す条件（ａ）〜（ｄ）の少なくともいずれか１つを満たしていないため、縦割れ又は表皮下欠陥が発生してしまった。（ａ）本体モールドパウダーの塩基度が１．２未満、（ｂ）初期モールドパウダーの塩基度が本体モールドパウダーよりも小さい、（ｃ）初期モールドパウダーの塩基度が１．９よりも大きい（１．９超える）、（ｄ）初期モールドパウダーの投入量が式（１）を満たしていない。
【００３７】
以上、本発明によれば、連続鋳造を行うにあたって、鋳込み初期に発生し易い鋳型２内の表面の凝固を防止すると共に、鋳込み初期における鋳片Ｓの縦割れを確実に防止することができる。
なお、今回開示された実施形態において、明示的に開示されていない事項、例えば、操業条件、各種パラメータ、構成物の寸法、重量、体積などは、当業者が通常実施する範囲を逸脱するものではなく、通常の当業者であれば、容易に想定することが可能な事項を採用している。
【符号の説明】
【００３８】
１ 実験装置
２ 鋳型
３ 短辺銅板
４ 長辺銅板
１０ 取鍋
１１ 連続鋳造装置
１２ タンディッシュ
Ｓ 鋳片
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば、中炭素鋼を鋳造する連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、溶鋼を鋳型に注入して溶鋼の連続鋳造を行うに際して、鋳型にモールドパウダーを投入し、鋳造後の鋳片の表面割れ等を防止する技術がある。
特許文献１では、全カーボン量が５％以下であるモールドパウダーを鋳込み初期にモールド内に散布し、鋳込み開始後の１ヒート以内に全カーボン量が５％を超え１５％以下であるモールドパウダーをモールド内に追加散布して、Ａｌ含有量が０．７０％以上である鋼を連続鋳造している。
【０００３】
特許文献２では、溶融状態からシェル−モールド銅板間に流入して銅板に固着する過程で結晶を晶出する連続鋳造用モールドパウダー（Ａ）にて連続鋳造を開始し、モールドパウダー（Ａ）にてモールドと鋳片Ｓの界面に固着フィルム層を形成後、連続鋳造鋳型内での冷却条件による冷却過程では結晶を晶出しない連続鋳造用モールドパウダー（Ｂ）に切り替えて鋳造を継続している。
【０００４】
特許文献３では、炭素含有量が０．０８〜０．１８重量％の中炭素鋼を連続鋳造で鋳造するに際し、凝固温度が１０００℃以下、溶融温度が９３０℃以上、粘度；１．５〜４．０ｐｏｉｓｅ、溶融速度；３．５〜７．０ｇ／ｃｍ2 ・ｍｉｎであるフロントパウダーを用いて連続鋳造している。
これらの技術の他にも鋳造方法において特許文献４及び５に示すものがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−４２４２１号公報
【特許文献２】特開２００９−２７９６１９号公報
【特許文献３】特許第３２３８０７３号公報
【特許文献４】特開平０９−２７６９９６号公報
【特許文献５】特開平０２−２２０７４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１〜３では、モールドパウダーを用いて連続鋳造における鋳片の割れなどを防止しているものの、中炭素鋼を鋳造するにあたっては確実に鋳片の割れを防止することは難しいのが実情である。
そこで、本発明は、上記問題点に鑑み、中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片の縦割れを確実に防止することが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】
【０００７】
前記目的を達成するために、本発明は、次の手段を講じた。
即ち、本発明における課題解決のための技術的手段は、Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を前記本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、前記初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにする。
【０００８】
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、中炭素鋼を連続鋳造を行うにあたって、鋳造初期に発生し易い鋳片Ｓの縦割れを防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】モールドパウダーの実験装置の全体図である。
【図２】結晶のガラス化の定義を示したものである。
【図３】モールドパウダーのガラス化率と鋳片Ｓの縦割れ発生率との関係図である。
【図４】モールドパウダーの塩基度とガラス化率との関係図である。
【図５】カスピダインと塩基度との関係をＣａＯ−ＳｉＯ2−ＣａＦの３元系平衡図で表したものである。
【図６】初期モールドパウダーの塩基度を変化させたときの鋳造初期の鋳片Ｓの製品でのフクレ疵発生率との関係図である。
【図７】Ａｌキルド鋼を鋳造したときの鋳型内の溶融したモールドパウダーの塩基度の推移図である。
【図８】Ｓｉ−Ａｌキルド鋼を鋳造したときの鋳型内の溶融したモールドパウダーの塩基度の推移図である。
【図９】鋳型を上面から見た図である。
【図１０】初期モールドパウダーの投入量を変化させたときの鋳型内の溶融したモールドパウダーの塩基度の推移図である。
【図１１】縦割れ及び表皮下欠陥を示した図である。
【図１２】連続鋳造装置の概略を示した斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明の実施の形態を、図面に基づき説明する。
図１２に示す如く、本発明の連続鋳造方法では、まず、転炉等で二次精錬された溶鋼が装入された取鍋１０を連続鋳造装置１１が設置された連続鋳造ステーションに移動させ、取鍋１０内の溶鋼をタンディッシュ１２に装入して、タンディッシュ１２内の溶鋼を鋳型２に注入することによって溶鋼を連続鋳造する。なお、連続鋳造装置１１は、垂直型、垂直曲げ型、湾曲型など様々なものがあるが、本発明の連続鋳造方法ではどのタイプの連続鋳造装置１１でもよく限定されない。また、連続鋳造装置１１では、スラブ、ブルーム、ビレットなどの鋳片Ｓを鋳造することができるが、鋳片Ｓのサイズはどのようなものでもよく限定されない。
【００１２】
以下、本発明の連続鋳造方法について詳しく説明する。
Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の範囲にある中炭素鋼を鋳造するに際し、溶鋼を冷却した場合、溶鋼はＦｅ−Ｃ平衡状態図上で亜包晶凝固する系態をとり、凝固直後にα相からγ相に変態するため、凝固直後の鋳片Ｓ（溶鋼）の収縮量が大きく、不均一な凝固が発生し易い。そのため、鋳片Ｓの表面に割れが発生し易い。本発明の連続鋳造方法では、表面割れが発生しやすい中炭素鋼を鋳造するに際して、鋳造の際に鋳型２に投入するモールドパウダーによって表面割れを防止することとしている。詳しくは、「鉄と鋼、高速連続鋳造時の鋳型内潤滑・伝熱挙動、ｐ16、Vol83、1997年、日本鉄鋼協会発行」に示されているように、鋳型２内において溶鋼が急冷されてしまうと表面割れ（縦割れ）が発生し易いことが知られている。発明者らは、鋳造の際に鋳型２に投入するモールドパウダーに着目して、モールドパウダーについて様々な角度から検証を行った。
【００１３】
図１は、モールドパウダーの実験装置を示したものである。この実験装置１を用いた実験では、まず、モールドパウダーを予め６００℃で２時間脱炭処理をした後、Ａｒ雰囲気中で１６００℃で溶融する。そして、溶融したモールドパウダーを１３００℃まで下げて１０分間保持して、Ｖ字型の溝を有する実験装置１（水冷鋼鋳型２を模した装置）に溶融したモールドパウダーを流し込む。冷却後のモールドパウダーを切断して、切断した断面におけるモールドパウダーのガラス化率を測定した。図２に示すように、ガラス化率とは、切断面の全体厚みＢに対するガラス化している部分Ａの割合を示す値である。
【００１４】
図３は、モールドパウダーのガラス化率と、鋳片Ｓの縦割れ発生率との関係をまとめたものである。図３に示すように、ガラス化率が７０％以下になると縦割れの発生率が急激に低下し、ガラス化率が７０％を超えると縦割れの発生率が上昇する。モールドパウダーのガラス化率が上昇する、即ち、モールドパウダーのガラス化が進むと、モールドパウダーにおける熱の伝達が急速となり、鋳片Ｓを急冷させてしまうため鋳片Ｓに縦割れが発生すると考えられる。したがって、モールドパウダーのガラス化率を低下させることによって、熱の伝わりを減少させ、鋳片Ｓを緩冷却することにより縦割れを防止することができ
る。
【００１５】
図４は、モールドパウダーの塩基度（Ｔ−ＣａＯ／ＳｉＯ2）とガラス化率との関係をまとめたものである。塩基度とは、モールドパウダー中のＣａ分をＣａＯに換算し、モールドパウダー中のＳｉ分をＳｉＯ2に換算して、換算したＣａＯから換算したＳｉＯ2で割った値である。
図４に示すように、モールドパウダーの塩基度が１．２以上にすると、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ2・ＣａＦ2）結晶が十分に晶出してガラス化率を７０％以下にすることができ、鋳片Ｓの縦割れを防止することができる。また、モールドパウダーの塩基度が１．２未満の場合は鋳型２内で凝固したモールドパウダー中にカスピダインの結晶が十分に晶出しないため、鋳型２内での緩冷却が達成できずに、鋳片Ｓに縦割れが発生すると考えられる。カスピダインと塩基度との関係をＣａＯ−ＳｉＯ2−ＣａＦの３元系で表すと図５に示すようになる。
【００１６】
このようなことから、本発明では、定常状態にて鋳型２に投入するモールドパウダー（定常状態で投入するモールドパウダーを本体モールドパウダーということがある）の塩基度を１．２以上とすることとしている。
さて、鋳造初期では、溶鋼の温度低下を防止するために、モールドパウダー中に含有させた金属Ｓｉ、Ｃａ−Ｓｉ合金などの発熱剤によって発熱させる必要がある。そのため、初期に鋳型２に投入するモールドパウダー（初期モールドパウダー）は、定常状態で投入する本体モールドパウダーとは別のものとしている。ここで、鋳造初期とは、タンディッシュ１２から鋳型２への溶鋼を注入開始した直後から鋳片Ｓの引き抜きを開始するまでの期間のことであり、それ以降を定常状態（定常期）という。
【００１７】
初期モールドパウダーには、Ｓｉを含有する発熱物質を多く含むことから塩基度が下がる傾向にあるものの、本発明では、初期モールドパウダーの塩基度は、本体モールドパウダーの塩基度よりも大きくすることにより、発熱と縦割れとの両方を防止することとしている。なお、初期モールドパウダーと本体モールドパウダーとの関係は後述する。
次に、本体モールドパウダーと、初期モールドパウダーについてさらに詳しく説明する。まず、モールドパウダーの各成分について説明する。
【００１８】
［本体モールドパウダーの成分について］
本体モールドパウダーのＣａＯ及びＳｉＯ2含有量は６０〜７５質量％であり、Ｆ、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、Ｃ等が含有されている。これらの元素は、結晶析出に必要であると共に、溶融速度、溶融時の粘度、凝固温度をコントロールするために必要である。まず、各成分について説明する。
【００１９】
鋳造の際にカスピダインを晶出させて結晶化する必要があり、Ｆは、このカスピダインを晶出させるために不可欠な元素であり、ＣａＯやＳｉＯ2に対して一定量以上含有させる必要があり、Ｆは５質量％以上（Ｆ≧５％）にする必要がある。
ＣａＯ、ＳｉＯ2、ＣａＦ2の割合によっては、本体モールドパウダーの凝固温度が１３００℃以上となってしまう可能性があり、本体モールドパウダーによる鋳型２と鋳片Ｓとの間の潤滑の役割が低下する虞がある。本体モールドパウダーの凝固温度を調整するもの（凝固温度を低下させるもの）として、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏを含有させる必要があり、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ≧３質量％とすることが望ましい。なお、本体モールドパウダーの凝固温度が低くなる場合は、ＭｇＯ、ＺｒＯ2等を含有させて凝固温度を上昇させてもよい。
上述したＦ、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏは、凝固温度を下げる役割がある一方、溶融した本体モールドパウダーの粘度を低下させてしまう。ある程度、本体モールドパウダーの粘度を確保しないと、本体モールドパウダーが溶鋼内へ巻き込まれてしまう可能性がある。
【００２０】
Ａｌ2Ｏ3は、本体モールドパウダーの粘度を上げる効果があり、各種原料から不可避的に混入する量に加えて、粘度調整が必要な場合は適宜投入する。
Ｃは、本体モールドパウダーの溶融速度を調整する投入剤として有効であり、必要により適正量を配合しておく必要がある。一般的には、特許第３４６３５６７号の［００５７］に記載されているようにその効果を得るためには１質量％以上の含有率とすることが望ましく、１０質量％を越えると逆に溶融速度が遅くなりすぎ、連続鋳造が難しくなる。
【００２１】
［初期モールドパウダーの成分について］
初期モールドパウダーに含有する元素は、本体モールドパウダーで使用するパウダーと殆ど同じであり、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｆ、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、Ｃ等が含有されている。上述したように鋳造初期では、鋳型２内の溶鋼の温度低下を抑制するために例えば金属ＳｉやＣａ−Ｓｉ合金などの発熱物質（発熱剤）を含有させる必要があり、また、金属ＳｉやＣａ−Ｓｉ合金等の発熱剤の燃焼（酸化）に必要な酸化鉄や硝酸ソーダも１０質量％程度含有させている。
【００２２】
ここで、Ｓｉ分を含有する発熱物質の含有量（投入量）が少ないと、初期モールドパウダーの塩基度が上がることとなり、少なくとも鋳造初期における鋳型２内の溶鋼の温度低下を補償するためには、塩基度を１．９以下にする必要がある。即ち、初期モールドパウダーの塩基度が１．９を越えると溶鋼の温度低下を補償するほどの発熱量を確保できなくなってしまい、鋳型２内湯面の凝固が発生し、品質異常（製品でのフクレ疵）や操業トラブルが発生してしまう可能性がある。
【００２３】
図６は、初期モールドパウダーの塩基度を変化させたときの鋳造初期の鋳片Ｓの製品でのフクレ疵発生率を示したものである。図６に示すように、初期モールドパウダーの塩基度が１．９以下である場合は発熱量を確保できるため、製品でのフクレ疵は全く発生しない（フクレ疵発生率が０％）。一方、初期モールドパウダーの塩基度が１．９を超えてしまうと製品でのフクレ疵が発生することになる。
【００２４】
このように、本発明では、中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型２に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型２に投入する初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下としている。
図７及び８は、連続鋳造の際に初期モールドパウダー及び本体モールドパウダーを鋳型２に投入したときの塩基度の推移を示したものである。図中のパラメータ「本＋数値」は、初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーの塩基度（図中の本）を用いて表したものである。例えば、「本＋０．２」であれば、初期モールドパウダーの塩基度は、本体モールドパウダーの塩基度に０．２を足した値である。また、図中の本体Ｃ／Ｓとは、使用前の本体モールドパウダーの塩基度（分析値）であり、Ｃ／Ｓ実績とは鋳型２内で溶融しているモールドパウダーの塩基度の実績値である。
【００２５】
図７及び図８に示すように、初期モールドパウダーを投入後に本体モールドパウダーを投入していくと、次第に塩基度は、ほぼ一定値となる。ここで、塩基度については、鋳造する溶鋼成分（脱酸元素の種類：例えば、Ｓi単独、Ｓｉ−Ａｌ併用、Ａｌ単独の脱酸）の影響を受ける。
図７に示すように、Ａｌキルド鋼では溶鋼中のＡｌとモールドパウダー内のＳｉＯ2とが反応するため、モールドパウダーの塩基度は０．２程度に上昇する傾向にある。これは、Ａｌキルド鋼ではモールドパウダー中のＳｉＯ2とＡｌとの反応『３／２ＳｉＯ2＋２[Ａｌ]→３／２[Ｓｉ]＋Ａｌ2Ｏ3、[]は溶鋼中に存在』により、ＳｉＯ2が減少するためである。
【００２６】
図８に示すように、Ｓｉ−Ａｌキルド鋼では溶鋼中にＳｉが含まれ上記の反応が抑制されるため、Ａｌキルド鋼に比べて塩基度の上昇量は少なく０．０５程度である。初期モールドパウダーを鋳型２に投入する場合、鋳造初期は上記の反応が進まないため、定常部と同等の塩基度を確保するために、初期モールドパウダーの塩基度を上げておく必要がある。
【００２７】
このように、初期モールドパウダー供給後に本体モールドパウダーを随時追加投入するが、初期モールドパウダーの投入量が少なすぎると、塩基度の低い本体モールドパウダーの割合が増加し、塩基度が十分に上昇しない可能性がある。本発明では、初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにしている。
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
式（１）は実験等により求めたものであって、モールドパウダー（初期モールドパウダー）は、鋳型２と鋳型２内溶鋼との間に鋳型２振動により流入して消費されるため、初期
モールドパウダーの投入量は、鋳型上部内寸幅と、鋳型上部内寸厚みとで規定することとした。
【００２８】
言い換えれば、モールドパウダーが存在するのは鋳型２内側の領域であり、鋳型２内側面と溶鋼との間に存在する。それ故、モールドパウダーの投入量を鋳型２内側の寸法で規定することにした。
図９は鋳型２を上面から見たものである。
図９に示すように、鋳型上部内寸幅（鋳型上部幅）とは、鋳型２を構成する一対の短辺銅板３間の距離、言い換えれば、短辺側内壁間の直線距離である。鋳型上部内寸厚み（鋳型上部厚み）とは、鋳型２を構成する一対の長辺銅板４間の距離、言い換えれば、長辺側内壁間の直線距離である。なお、鋳型２を上面から見て正方形の場合は、鋳型上部内寸幅と鋳型上部内寸厚みとは同じ長さとなる。
【００２９】
図１０は、初期モールドパウダーの投入量を変更した場合の鋳型２内の溶融したモールドパウダーの推移（実験結果）をまとめたものである。図１０の実験では、鋳型２のサイズ２４０ｍｍ（短辺側の内寸）×１７６０ｍｍ（長辺側の内寸）とし、初期モールドパウダーの投入量は、４ｋｇ、６ｋｇ、１０ｋｇとした。
図１０に示すように、初期モールドパウダーの投入量が鋳型２の大きさ（鋳型上部内寸幅＋鋳型上部内寸厚み）に比べて３倍以上であるとき（図中◆）、鋳造の際での塩基度が上昇し易い。言い換えれば、初期モールドパウダーの投入量が鋳型２の大きさの３倍と５倍とは塩基度の上昇傾向が同じであり、初期モールドパウダーの投入量が２倍であると（図中▲）、塩基度の上昇が遅いため、この投入量は少なくとも鋳型２の大きさの３倍以上にする必要がある。つまり、投入量の下限値は、鋳造初期において溶鋼の酸化の影響およびモールドパウダー中のＳｉＯ2と溶鋼中のアルミナとの反応が平衡状態になるまでの時間で消費されるモールドパウダーの塩基度を上昇させておくのに必要な量である。なお、鋳造初期において、初期パウダーを複数回に分けて投入した場合は合計量を、式（１）に示した投入量とする。なお、連続鋳造装置１１では、鋳型２内の溶鋼湯面に熱を供給するために、鋳型２内の溶鋼流動をコントロールできる攪拌装置が付いていることが望ましく、また、タンディッシュ１２から鋳型２へ溶鋼を注入する浸漬ノズルの形状は、鋳型２内の溶鋼湯面に溶鋼が供給されやすい形状とすることが好ましい。
【００３０】
表１は、本発明の連続鋳造方法にて鋳造を行った実施例と、本発明とは異なる方法で鋳造を行った比較例とを示したものである。
【００３１】
【表１】
【００３２】
実施例及び比較例では、Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を鋳造することとし、リニア式電磁攪拌装置と旋回型電磁攪拌装置とのいずれかを用いて鋳型２内の溶鋼を攪拌した。磁束密度は、鋳型２のメニスカスの高さに一致する長辺銅板の位置から外側に１０ｍｍ離れた位置において幅方向に複数点測定した値の平均をとったものである。
浸漬ノズルの吐出角度は水平方向下向きに１５°〜３５°の角度とすると共に、鋳型２
内で攪拌された溶鋼の流れと浸漬ノズルからの吐出流とが干渉しない向きとし、鋳型２内の溶鋼の湯面への熱供給を促進した。なお、電磁攪拌装置を使用しない場合でも、鋳型２内の溶鋼の湯面への熱供給を促進することが浸漬ノズルの吐出角度や形状等によって行うことができればよく、電磁攪拌装置や浸漬ノズルの吐出角度などは限定されない。
【００３３】
本体モールドパウダーの組成は、塩基度１．２１〜１．８０とし、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ＝３．０〜１７質量％、Ａｌ2Ｏ3＝１．３〜６．６質量％、Ｔ．Ｃ（パウダー中のＣ量＝２．９〜６．３質量％、ＭｇＯ＝０．０〜５．９質量％、ＭｎＯ＝０．０〜０．３質量％、ＳｒＯ＝０．０〜３．５質量％、Ｚｒ2Ｏ＝０．０〜３．５質量％とした。
また、初期モールドパウダーの組成は、塩基度１．２６〜１．９０とし、Ｎａ2Ｏ＋Ｌｉ2Ｏ＝３．０〜１２質量％、Ａｌ2Ｏ3＝１．２〜６．５質量％、Ｔ．Ｃ（パウダー中のＣ量＝０．７〜３．３質量％、Ｆｅ2Ｏ3＝７〜１５質量％とした。
【００３４】
実施例及び比較例では、「縦割れ発生」の有無と、「表皮下欠陥」の有無について評価した。縦割れとは、鋳片Ｓ表面に発生する鋳造方向に平行な割れのことであって、図１１（ａ）、図１１（ｂ）に示すように、鋳造初期については、「鋳造開始後１本目の鋳片Ｓ」を、「定常部については鋳造開始後の約２０〜３０ｍ経過した部位の鋳片Ｓ」を、それぞれ水冷した後、表面を約１．５ｍｍガストーチで溶削したものを目視検査にてチェックし、開口した縦割れが発生したかどうかで良否を判定した。定常部及び鋳造初期について、縦割れ発生無しを良好「○」、縦割れ発生を不良「×」でそれぞれ評価した。
【００３５】
表皮下欠陥とは、図１１（ｃ）に示すように、圧延後の製品表面にヘゲ状のキズやフクレ疵として現れるもので、鋳造開始後１本目の鋳片Ｓの製品で表皮下欠陥の発生無しを良好「○」、表皮下欠陥の発生有りを不良「×」として評価した。この表皮下欠陥は、鋳型２内の溶鋼の浴面（上面側）が熱不足により凝固し始めると、鋳型２内の溶鋼中から浮上してきたガス気泡（浸漬ノズルもしくは上ノズルから吹き込まれるＡｒガス気泡）やアルミナなどの介在物が凝固後に下面（内部）に捕捉され、鋳片Ｓの表皮下に取り込まれてしまうことにより発生するものと思われる。
【００３６】
実施例に示すように、本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とし、初期モールドパウダーの塩基度を本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにすれば、縦割れ及び表皮下欠陥の発生はなくこれらを確実に防止することができた。
一方、比較例では、次に示す条件（ａ）〜（ｄ）の少なくともいずれか１つを満たしていないため、縦割れ又は表皮下欠陥が発生してしまった。（ａ）本体モールドパウダーの塩基度が１．２未満、（ｂ）初期モールドパウダーの塩基度が本体モールドパウダーよりも小さい、（ｃ）初期モールドパウダーの塩基度が１．９よりも大きい（１．９超える）、（ｄ）初期モールドパウダーの投入量が式（１）を満たしていない。
【００３７】
以上、本発明によれば、連続鋳造を行うにあたって、鋳込み初期に発生し易い鋳型２内の表面の凝固を防止すると共に、鋳込み初期における鋳片Ｓの縦割れを確実に防止することができる。
なお、今回開示された実施形態において、明示的に開示されていない事項、例えば、操業条件、各種パラメータ、構成物の寸法、重量、体積などは、当業者が通常実施する範囲を逸脱するものではなく、通常の当業者であれば、容易に想定することが可能な事項を採用している。
【符号の説明】
【００３８】
１ 実験装置
２ 鋳型
３ 短辺銅板
４ 長辺銅板
１０ 取鍋
１１ 連続鋳造装置
１２ タンディッシュ
Ｓ 鋳片
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を前記本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、前記初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにすることを特徴とする連続鋳造方法。
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
【請求項１】
Ｃ含有量が０．０８〜０．１８質量％の中炭素鋼を連続鋳造するに際し、定常状態にて鋳型に投入する本体モールドパウダーの塩基度を１．２以上とすることとし、鋳造初期に鋳型に投入する初期モールドパウダーの塩基度を前記本体モールドパウダーよりも大きくし且つ１．９以下とし、さらに、前記初期モールドパウダーの投入量を式（１）を満たすようにすることを特徴とする連続鋳造方法。
投入量（ｋｇ）≧３．０×(鋳型上部内寸幅［ｍ］＋鋳型上部内寸厚み［ｍ］) (1)
【図１】
【図４】
【図６】
【図９】
【図１２】
【図２】
【図３】
【図５】
【図７】
【図８】
【図１０】
【図１１】
【図４】
【図６】
【図９】
【図１２】
【図２】
【図３】
【図５】
【図７】
【図８】
【図１０】
【図１１】
【公開番号】特開２０１３−４９０８１（Ｐ２０１３−４９０８１Ａ）
【公開日】平成２５年３月１４日（２０１３．３．１４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１８８９２７（Ｐ２０１１−１８８９２７）
【出願日】平成２３年８月３１日（２０１１．８．３１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年３月１４日（２０１３．３．１４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年８月３１日（２０１１．８．３１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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