高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー及び連続鋳造方法
【課題】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高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを提供する。
【解決手段】主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満とする。
【解決手段】主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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その連続鋳造パウダーを用いる連続鋳造方法に関するものである。詳しくは、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造用パウダー及びその連続鋳造パウダーを用いる連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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する。この連続鋳造用パウダーは、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する。しかしながら、溶融スラグは、溶鋼中に巻き込まれて欠陥を形成するので、溶融スラグの鋼中への巻込みを抑制するため、溶融スラグの粘度を、適正範囲に調整する必要がある。これらの機能を確保するため、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ことが一般的である。
【０００３】
ところで、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等を低減してヒステリシス損の低減を図るとともに、鋼中のＳｉ及びＡｌの含有量を高めることで渦電流損を低減している。そのため、このような用途の鋼は、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上の高Ａｌ高Ｓｉ鋼となっている。
【０００４】
上述したような高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いるパウダーは知られておらず、高Ａｌ鋼（Ｓｉを含有しない）の連続鋳造に用いる、従来の連続鋳造用パウダーが知られているだけであった。
【０００５】
従来の連続鋳造用パウダーとして、特許文献１には、Ｎａ２Ｏをできるだけ低減し、かつＳｒＯ及びＢａＯを適量含有することで、鋳造中の粘度、凝固温度の変化を抑制する連続鋳造用パウダーが開示されている。また、特許文献２には、ＣａＯ／ＳｉＯ２を高め、ＬｉとＦを適量含有することで析出する結晶の種類を一定にし、鋳型内での抜熱ばらつきを抑制する連続鋳造用パウダーが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−１８１６０７号公報
【特許文献２】特開２００６−１１０５７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、従来の連続鋳造用パウダーを用いて、Ａｌ量が０．５％以上の高Ａｌ鋼を連続鋳造する際には、連続鋳造用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（ａ）式の反応が顕著となる。
４［Ａｌ］＋３（ＳｉＯ２）→２（Ａｌ２Ｏ３）＋３［Ｓｉ］ ・・・・・・・・（ａ）
【０００８】
そのため、溶融スラグ中のＳｉＯ２量が低下する反面、Ａｌ２Ｏ３量が上昇するとともに、塩基度が増大する。この反応が顕著となると、高融点結晶であるゲーレナイト（２ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３・ＳｉＯ２、融点１５４５℃）等が晶出する。
【０００９】
そのような場合、溶融スラグの凝固温度が上昇して、鋳型内壁の湯面近傍に巨大なスラグベアが生じ、併せて、溶融スラグの粘度が上昇して、鋳型／凝固シェル間への溶融スラグの流入性及び流入均一性が阻害される。また、高融点結晶が晶出することで、鋳型と凝固シェル間に存在するパウダーフィルムのガラス性が低下し、伝熱特性が低下すると（以下、パウダー変質という。）、凝固シェルが破孔し未凝固の溶鋼が流出するブレークアウトが発生する。
【００１０】
Ｓｉ量が２％以上の高Ｓｉ鋼を連続鋳造する場合、Ｓｉがフェライト安定化元素であるため、鋳片組織はフェライト単相になり易く、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の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、従来の連続鋳造用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いという問題があった。
【００１１】
特許文献１で開示された連続鋳造用パウダーは、人体に有害なＢａＯを含有している。また、特許文献１で開示された連続鋳造用パウダーは、ＳｉＯ２量が高くＡｌ２Ｏ３量が低いため、鋼中のＡｌとの反応が大きく、ＳｒＯによる低融点化の効果が小さいため高融点結晶の晶出によりスラグベアが生成し、鋳型抜熱不良が発生する問題があった。
【００１２】
また、特許文献２で開示された連続鋳造用パウダーは、Ｆ量が高いため、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ２・ＣａＦ２、融点１４０７℃）が晶出し、スラグベア生成による鋳型抜熱低下、及び浸漬ノズル溶損の問題がある。加えて、ＳｉＯ２量が低いため、鋳型内で良好なガラス形状を維持することができず、パウダーフィルムの崩壊／脱落により抜熱異常が発生する問題もある。
【００１３】
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高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー及び高Ｓｉ高Ａｌ鋼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】
【００１４】
上記の目的を達成するため、本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーに関し、次の知見を得た。
【００１５】
上記（ａ）式において、鋼中のＡｌに起因する、溶融スラグ中のＳｉＯ２の還元反応を抑制するため、下記（ｂ）式で定義する、上記（ａ）式の平衡定数Ｋを大きくする、即ち、パウダー中のＡｌ２Ｏ３量を増加させて、鋼中のＡｌによって還元されるＳｉＯ２量を低減することが有効な手段である。
Ｋ＝｛（ａＡｌ２Ｏ３）２・（ａＳｉ）３｝／｛（ａＡｌ）４・（ａＳｉＯ２）３｝ ・・・・（ｂ）
【００１６】
また、連続鋳造用パウダーの組成を、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３に加えてＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ−Ｌｉ２Ｏ系とすることで、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系、ＳｉＯ２−Ｌｉ２Ｏ系よりも安定的に低融点化を図ることができる。さらに、Ｂ２Ｏ３を添加することにより適正な粘性を確保しつつ凝固温度の低下を図ることができる。また、この場合、Ｆ及びＮａ２Ｏの含有量はカスピダインとカーネギアイト（Ｎａ２Ｏ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２、融点１５２６℃）が晶出しない範囲を上限とし、反応後も、ＳｉＯ２親和性を維持できる範囲とすることで、Ｎａ２Ｏを安定化することができる。
【００１７】
本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨は次の通りである。
【００１８】
（１）質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高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、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満であることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー。
【００１９】
（２）質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内の前記高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼表面上に連続鋳造用パウダーを投入して連続鋳造するに際し、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造するに際し、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度及び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ため、連続鋳造する鋳片の表面形状を良好に保持し、凝固シェルのブレークアウトの発生を防止して、Ｓｉ量が高い鋼においても鋳片表層付近のフェライト粒の成長を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２三元系状態図である。
【図２】イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＳｉＯ２の還元量を示すグラフである。
【図３】イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＡｌ２Ｏ３の増加量を示すグラフである。
【図４】スラグベア中に存在する晶出物の割合を示すグラフである。
【図５】Ｌｉ２Ｏ−アルカリ金属酸化物−ＳｉＯ２の状態図である。
【図６】Ｎａ２Ｏ−Ｂ２Ｏ３−ＳｉＯ２の状態図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
まず、本発明で連続鋳造する高Ｓｉ高Ａｌ鋼について、成分組成を、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上と限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
【００２３】
・Ｓｉ：２％以上
Ｓｉ量が２％未満では、鋳造鋳型内で凝固シェルを強冷却する必要があるという高Ｓｉ鋼特有の問題が生じず、低炭素鋼等に用いる通常の連続鋳造用パウダーを使用することができるので、本発明では、Ｓｉ量が２％以上の鋼を対象とする。なお、Ｓｉ量の上限について特に制限はないが、鋳片の靭性が低下するため、Ｓｉの上限は１０％が好ましい。
【００２４】
・Ａｌ：０．５％以上
Ａｌ量が０．５％未満では、連続鋳造中の鋳型内で溶融スラグ中のＡｌ２Ｏ３量の上昇が小さい等、高Ａｌ鋼特有の問題が生じず、低炭素鋼等に用いる通常の連続鋳造用パウダーを使用することができるので、本発明では、Ａｌ量が０．５％以上の鋼を対象とする。なお、Ａｌ量の上限については特に制限はないが、鋳片の靭性が低下するため、Ａｌ量の上限は１０％が好ましい。
【００２５】
次に、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用モールドパウダーについて、成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
【００２６】
・Ａｌ２Ｏ３：１５％以上４０％以下
本発明においては、先に述べたように、連続鋳造用パウダーによって生成される溶融スラグ中のＳｉＯ２が鋼中のＡｌによって還元される反応、即ち上記（ａ）式の反応を抑制する。そのためには、上記（ｂ）式に定義する平衡定数Ｋを大きくする、即ち、パウダー中のＡｌ２Ｏ３量を増加させ、鋼中のＡｌによって還元されるＳｉＯ２量を低減する必要がある。
【００２７】
図１にパウダーのＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２三元系状態図を示す。図１中、破線で囲んだ部分の内側がゲーレナイト初晶域である。本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーでは、パウダーのイニシャル組成を図１に示すゲーレナイト初晶域とすることで、鋼中のＡｌによるＳｉＯ２の還元反応を抑制した上で、添加酸化物の最適化により適正な粘度を確保して、その上で安定的に低融点化する。なお、上記イニシャル組成とは、連続鋳造用パウダーとして製造された鋳型投入前の組成から、Ｔ．Ｃ分を抜いたものとする。
【００２８】
図２は、イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＳｉＯ２還元量の関係を示すグラフである。また、図３は、イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＡｌ２Ｏ３の増加量の関係を示すグラフである。図２から明らかなように、連続鋳造用パウダーが溶融した直後の初期溶融スラグ中のＡｌ２Ｏ３量を増加させて、鋼中のＡｌによって還元されるＳｉＯ２量を予め低減しておくことで、連続鋳造前後のＳｉＯ２還元量が低減している。そして、図３から明らかなように、連続鋳造前後のＡｌ２Ｏ３の増加量も低減している。
【００２９】
ここで、Ａｌ２Ｏ３量が１５％未満では、上記（ａ）式の反応を十分に抑制することができない。一方、Ａｌ２Ｏ３量が４０％を超えると、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、融点２１３５℃）が晶出する可能性が極めて高くなるとともに、溶融スラグの粘度が著しく上昇し、Ｎａ２ＯやＬｉ２Ｏ、Ｂ２Ｏ３、Ｆ量を上限まで高めても、粘度を適正レベルに下げることができない。加えて、Ａｌ２Ｏ３量が４０％を超えると、上記（ａ）式の反応後も鋳型内で良好なガラス形状及び強度を維持するためのＳｉＯ２量を確保することができない。
【００３０】
従って、Ａｌ２Ｏ３含有量は、１５％以上４０％以下の範囲とする。好ましくは１６％以上２５％以下の範囲である。
【００３１】
・Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２：１．１以上１．５以下、
本発明が対象とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼は、鋼中のＳｉ量が２％以上でＳｉの活量が高いため、上記（ａ）式の反応が抑制される傾向にあることから、過度に高いＴ．ＣａＯ／ＳｉＯ２は不要であるが、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１未満となると（ａ）式の反応の抑制効果が著しく低下する。一方、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．５を超えると、ＳｉＯ２量が不十分となり、ＳｉＯ２と親和力の強い後述するＮａ２Ｏが鋼中のＡｌによって還元されてしまい安定して存在することができなくなる。
【００３２】
従って、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２は、１．１以上１．５以上の範囲とする。好ましくは１．１以上１．４以下の範囲、より好ましくは１．１以上１．３以下の範囲である。
【００３３】
なお、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２は、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造パウダー中のＴ．ＣａＯ量及びＳｉＯ２量の質量％比である。
【００３４】
また、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造パウダー中のＣａは、ＣａＯで存在するものがほとんどであるが、僅かにＣａＣＯ３、ＣａＦ2で存在するものもあるため、本発明においては、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯで評価した。
【００３５】
次に、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ及びＢ２Ｏ３量の限定理由について説明する。本発明においては、基本組成を、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３に加えてＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ−Ｌｉ２Ｏ−Ｂ２Ｏ３系とすることで、適正な粘度を確保し、その上で安定して低融点化することができる。
【００３６】
低融点化が不十分な場合、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造中にスラグベアが生成される。図４は、スラグベア中に存在する晶出物の割合を示すグラフである。図４から明らかなように、スラグベア中には、ゲーレナイト等の高融点結晶が晶出している。
【００３７】
図５にＬｉ２Ｏ−アルカリ金属酸化物−ＳｉＯ２の状態図を示す。図５より明らかなように、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系にＬｉ２Ｏを加えた系とすることで、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系、ＳｉＯ２−Ｌｉ２Ｏ系と比較してより安定して低融点化することが可能である。
【００３８】
また、図６にＮａ２Ｏ−Ｂ２Ｏ３−ＳｉＯ２の状態図を示す。図６より明らかなように、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系にＢ２Ｏ３を加えた系とすることで、さらなる低融点化が可能である。
【００３９】
以下、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ及びＢ２Ｏ３量の具体的限定範囲の理由について説明する。
【００４０】
・Ｎａ２Ｏ：３％以上１０％以下
Ｎａ２Ｏ量が３％未満であると、連続鋳造の過程で、鋼中のＡｌによる還元反応が進行してＮａ２Ｏ量の大幅な低下が生じ、溶融スラグの粘度を適正に保つことができない。これは、Ｎａ２Ｏは、標準生成自由エネルギーが高く高温安定性が低いためである。一方、Ｎａ２Ｏ量が１０％を超えると、カーネギアイトが析出する。
【００４１】
従って、Ｎａ２Ｏ量は、３％以上１０％以下の範囲とする。好ましくは４％以上９％以下の範囲、より好ましくは５％以上８％以下の範囲である。なお、Ｎａ２Ｏ量は、連続鋳造用パウダー中のＮａ量を分析し、そのすべてがＮａ２Ｏになっているとして算出した値である。
【００４２】
・Ｌｉ２Ｏ：１％以上８％以下
Ｌｉ２Ｏは、標準生成自由エネルギーが低く高温安定性に優れ低融点化効果が高いものの、同時に大幅な粘度低下を生じさせる。
【００４３】
Ｌｉ２Ｏ量が１％未満では、低融点効果が得られずスラグベアが生成する。一方、Ｌｉ２Ｏ量が８％を超えると、溶融スラグの粘度が０．２Ｐａ・ｓ未満に低下して鋼中への連続鋳造用パウダーの巻込み性を抑制することができなくなる。また、Ｌｉ２Ｏ量が８％を超えると、嵩比重、パウダー強度が低下する。そして、高価なＬｉ２Ｏの添加は、連続鋳造用パウダーの製造コストの増加を招く。
【００４４】
従って、Ｌｉ２Ｏ量は、１％以上８％以下の範囲とする。好ましくは１％以上６％以下の範囲、より好ましくは１％以上５％以下の範囲である。
【００４５】
・Ｂ２Ｏ３：１％以上１０％以下
Ｂ２Ｏ３は、Ｎａ２Ｏと比較して標準生成自由エネルギーが低く高温安定性に優れ、Ｎａ２Ｏと同等の粘度低下効果及び低融点化効果を有する。また、Ｂ２Ｏ３は、ＳｉＯ２を凌ぐネットワーク形成酸化物であることから、上記（ａ）式の還元反応が著しく進行した場合においても、ガラス化を促進して結晶析出を抑制する効果に優れる。
【００４６】
Ｂ２Ｏ３量が１％未満では、他の低融点酸化物を多量に添加する必要があり、適切な粘度を確保することができない。一方、Ｂ２Ｏ３量が１０％を超えると、溶鋼中のＡｌとの還元反応による鋼中へのＢピックアップ、中空顆粒パウダー製造時のスラリー粘度上昇などに問題が生じる。
【００４７】
従って、Ｂ２Ｏ３量は、１％以上１０％以下の範囲とする。好ましくは２％以上１０％以下の範囲、より好ましくは３％以上８％以下の範囲である。
【００４８】
さらに、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーは、Ｎａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏ量について次の関係を満たすことが必要である。
【００４９】
・Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上
本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーでは、Ｆとの親和性がＣａＦ２よりも高いＮａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏを溶融スラグ中に含有させることにより、以下に示す（ｃ）式あるいは（ｄ）式の反応によりＣａＦ２をＮａＦあるいはＬｉＦ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ＦがＮａＦあるいはＬｉＦとＣａＦ２のどちらと配位するかに依存する（下記（ｃ）式の反応）。
ＣａＦ２＋Ｎａ２Ｏ→ＣａＯ＋２ＮａＦ ・・・・・・・・・・（ｃ）
ＣａＦ２＋Ｌｉ２Ｏ→ＣａＯ＋２ＬｉＦ・ ・・・・・・・・・（ｄ）
【００５０】
Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの総量が５％未満の場合ＦはＣａＦ２として配位するが、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの総量が５％以上でＮａＦあるいはＬｉＦとして配位するようになり、８％以上でカスピダインの晶出を抑制できる。
【００５１】
従って、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの総量、即ちＮａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏは、８％以上とする。より好ましくは、１０％以上である。なお、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏの上限は、Ｎａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏそれぞれの上限の和、即ち１８％である。
【００５２】
次に本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーの物性、特に、溶融したときの粘度及び凝固温度の限定理由について説明する。
【００５３】
・１３００℃における粘度：０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ未満では、鋼中への連続鋳造用パウダーの巻込みが多くなり、一方、１．００Ｐａ・ｓを超えると鋳型と凝固シェル間への均一流入性が低下し、鋳型と凝固シェルの焼き付き等が生じてブレークアウトの発生を招く。従って、１３００℃における粘度は、０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下の範囲とする。
【００５４】
・凝固温度：１０００℃未満
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、ゲーレナイト等の高融点結晶の晶出を防止する必要があり、低温域まで安定して溶融スラグ状態を維持する、即ち、凝固温度の低減を図る必要がある。このことは、高Ｓｉ高Ａｌ鋼についても同様である。
【００５５】
連続鋳造用パウダーの凝固温度が１０００℃以上であると、鋳型と凝固シェル間でゲーレナイト等の高融点結晶が晶出し、熱伝導特性が低下することで鋳型の熱流束が低下傾向となる。従って、連続鋳造用パウダーの凝固温度は１０００℃未満とする。
【００５６】
また、本発明の連続鋳造用パウダーでは、上記の物性を得るために、必要に応じて、主成分であるＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３のうち、ＣａＯ及びＳｉＯ２を次に述べる限定範囲とした上で、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
【００５７】
・ＳｉＯ２：１５％以上２５％以下
ＳｉＯ２は、低融点化とガラス化を推進するために、連続鋳造用パウダーの主成分として添加する。ＳｉＯ２量が１５％未満では、本発明で対象とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造用パウダーとしては塩基度が高くなり過ぎ、一方、３０％を超えると塩基度が低くなり過ぎ上記（ａ）式の反応が促進され、Ａｌ２Ｏ３含有量が増大することになり易く好ましくない。
【００５８】
従って、ＳｉＯ２量は、１５％以上３０％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、１８％以上２８％以下の範囲である。
【００５９】
・Ｔ．ＣａＯ：２０％以上４０％以下
ＣａＯは、鋼中のＡｌのような還元成分と反応し難いことから、連続鋳造用パウダーの主成分として添加している。
【００６０】
Ｔ．ＣａＯ量が２０％未満では、溶融スラグの形成が安定せず、一方、４０％を超えると本発明で対象とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造用パウダーとしては塩基度が高くなり過ぎるため好ましくない。
【００６１】
従って、Ｔ．ＣａＯ量は、２０％以上４０％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、２４％以上３８％以下の範囲である。
【００６２】
・Ｆ：２％以上１０％以下
Ｆ量が２％未満では、溶融スラグの粘度及び凝固温度が所望の範囲にすることが難しく、一方、１０％を超えると浸漬ノズルの溶損を招き易く好ましくない。
【００６３】
従って、Ｆ量は、２％以上１０％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、３％以上８％以下の範囲である。
【００６４】
・ＭｇＯ量：０．１％以上５％以下
ＭｇＯは、原料を選定しても０．１％以上の混入は不可避である。一方、ＭｇＯ量が５％を超えるとスピネルを形成して逆に高融点化を招くため好ましくない。
【００６５】
従って、ＭｇＯ量は、０．１％以上５％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．１％以上４％以下の範囲である。
【００６６】
・Ｔ．Ｃ（全Ｃ）量：０．５％以上５％以下
Ｔ．Ｃ（全Ｃ）量が０．５％未満では、連続鋳造用パウダーの溶融速度調整や、焼結を防止することが困難で、一方、５％を超えると溶融速度が過度に低下し、溶融スラグ層厚みを十分に確保できないことによる潤滑不良や、鋼材への浸炭が発生するため好ましくない。
【００６７】
従って、Ｔ．Ｃ（全Ｃ）量は、０．５％以上５％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、１．０％以上４．５％以下の範囲である。
【００６８】
次に、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いた高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造方法について説明する。
【００６９】
Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内の前記高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼表面上に本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを投入して連続鋳造する。通常の連続鋳造装置で鋳造した場合においても、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いることで、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。そして、Ｓｉ含有量が高い鋼においても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。
【実施例】
【００７０】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００７１】
質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００１％を含有する溶鋼を溶製した後、幅：１０００ｍｍ×厚み：２５０ｍｍの断面形状のスラブを、表１に示す連続鋳造用パウダーを用いて鋳造速度：０．８ｍ／分で連続鋳造した。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。
【００７２】
【表１】
【００７３】
表１に示す連続鋳造用パウダーについて、次の各項目について評価した。
【００７４】
・１３００℃粘度
連続鋳造用パウダー及び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１３００℃における粘度を測定した。溶融スラグは、連続鋳造中にあらかじめ採取しておいたものを用いた。なお、５.００Ｐａ・ｓを超える高粘度の測定が困難であったため、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５.００Ｐａ・ｓに到達した場合は、１３００℃における粘度は５．００Ｐａ・ｓ以上であるものとした。
【００７５】
・凝固温度
連続鋳造用パウダー及び溶融スラグをカーボンルツボ内で溶融し、温度を下げながら、上記の粘度測定を行いながら凝固温度を測定した。なお、凝固温度は温度降下中に、粘度が急激に増加した温度とした。粘度が急激に増加することなく５．００Ｐａ・ｓに到達した場合は、凝固温度は到達温度以下であるものとした。
【００７６】
・高融点結晶
連続鋳造中に採取した溶融スラグの断面を研磨したあと、走査型電子顕微鏡で観察を行い、併せて、溶融スラグのＸ線回折を行い晶出物の調査を行い、次のように評価した。
Ｇ ゲーレナイトの晶出量が５％を超える（不良）
Ｃｕ カスピダインの晶出量が５％を超える（不良）
Ｃａ カーネギアイト晶出量が５％を超える（不良）
なし 上記Ｇ、Ｃｕ、Ｃａが認められない（良好）
【００７７】
・スラグベア発生状況
連続鋳造中及び連続鋳造後に、スラグベアが発生していないかを目視確認した。
【００７８】
・パウダー消費量
連続鋳造中に使用した、１トンのスラブを連続鋳造するのに使用した連続鋳造用パウダーの量（消費原単位）を調査し、０．３０ｋｇ／ｔ以上を良好した。
【００７９】
・鋳片表面性状
連続鋳造後の鋳片について目視観察を行い、鋳片長手方向に数ｍｍ〜十数ｍｍ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で次のように評価した。
◎ 乱れが全くない場合
○ オシレーションマークの乱れや、二重肌、ブリード等に至らないまでもその予兆が観察された場合
× 二重肌やブリード、割れ等が観察された場合
【００８０】
・鋳型抜熱安定性
鋳型銅板裏面の冷却水スリット内部に設置した熱電対で測定される温度の挙動を監視し、大幅な温度変動が発生した回数を調査し、次のように評価した。
◎ ０回／ｔ以下
○ ０回／ｔ超０．０１回／ｔ以下
× ０．０１回／ｔ超
【００８１】
・鋳型抜熱量
鋳型銅板裏面の冷却水量と冷却水温差から導出した鋳型の面平均熱流束を調査し、次のように評価した。
◎ 鋳型面平均熱流束１．２ＭＷ／ｍ２以上
○ 鋳型面平均熱流束０．８ＭＷ／ｍ２以上１．２ＭＷ／ｍ２未満
× 鋳型面平均熱流束０．８ＭＷ／ｍ２未満
【００８２】
・鋼板ヘゲ不良
連続鋳造した鋳片を熱間圧延及び冷間圧延した後、鋼板上に存在する疵の有無を観察し、鋼板表面で疵がめくれている場合は、鋼板ヘゲと定義し、それを切断除去したコイルの面積比率で次のように評価した。
◎ 線状疵の鋼板表面上でのめくれなし
○ ０％超１％以下
× １％を超える
【００８３】
評価結果を表１に併せて示した。同表から明らかなように、Ｎｏ．１〜９の発明例は、成分組成ならびに物性値のいずれもが適正範囲内であることから、スラグベアの発生状況、パウダー消費量、鋳片表面性状、鋳型抜熱性、鋼板ヘゲ不良のいずれについても良好であり、溶融スラグ中に高融点結晶は確認されなかった。
【００８４】
Ｎｏ．１０〜１２、１４〜１６、１８、２０の比較例については、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３量、Ｎａ２Ｏ量、Ｌｉ２Ｏ量、Ｂ２Ｏ３量、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ量のいずれか１つ以上が適正範囲外であり、凝固温度が高く、ゲーレナイト等の高融点結晶が確認され、鋳型抜熱安定性及び鋳片表面性状のいずれもが良好ではなかった。
【００８５】
Ｎｏ．１３の比較例については、Ａｌ２Ｏ３量及び凝固温度が適正範囲外であり、スラグベアの生成、ゲーレナイトが確認され、加えて、鋳型抜熱安定性、鋳型抜熱量、鋳片表面性状及び鋼板ヘゲ不良のいずれもが良好でなかった。
【００８６】
Ｎｏ．１７の比較例については、Ｂ２Ｏ３量が適用範囲外であり、鋼中へのＢピックアップが発生する問題に加えて、Ｎａ２Ｏが適正範囲外であることから、スラグベアの生成により、鋳型抜熱安定性、鋳片表面性状及び鋼板ヘゲ不良のいずれもが良好でなかった。
【００８７】
Ｎｏ．１９の比較例については、Ｌｉ２Ｏが適正範囲外で、粘度も適正範囲外となり、嵩比重が低くなると共に、鋼中へのパウダーの巻き込みによって鋼板ヘゲ不良が良好でなかった。
【００８８】
なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したにすぎず、本発明は、特許請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
前述したように、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーによれば、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造するに際し、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度及び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ため、連続鋳造する鋳片の表面形状を良好に保持し、凝固シェルのブレークアウトの発生を防止して、Ｓｉ量が高い鋼においても鋳片表層付近のフェライト粒の成長を防止することができる。本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高いものである。
【００９０】
さらに、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いた高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用方法によれば、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度及び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ため、連続鋳造する鋳片の表面形状を良好に保持し、凝固シェルのブレークアウトの発生を防止して、Ｓｉ量が高い鋼においても鋳片表層付近のフェライト粒の成長を防止することができる。本発明は、鉄鋼産業において顕著な効果を奏することができる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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その連続鋳造パウダーを用いる連続鋳造方法に関するものである。詳しくは、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造用パウダー及びその連続鋳造パウダーを用いる連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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する。この連続鋳造用パウダーは、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する。しかしながら、溶融スラグは、溶鋼中に巻き込まれて欠陥を形成するので、溶融スラグの鋼中への巻込みを抑制するため、溶融スラグの粘度を、適正範囲に調整する必要がある。これらの機能を確保するため、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ことが一般的である。
【０００３】
ところで、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等を低減してヒステリシス損の低減を図るとともに、鋼中のＳｉ及びＡｌの含有量を高めることで渦電流損を低減している。そのため、このような用途の鋼は、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上の高Ａｌ高Ｓｉ鋼となっている。
【０００４】
上述したような高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造に用いるパウダーは知られておらず、高Ａｌ鋼（Ｓｉを含有しない）の連続鋳造に用いる、従来の連続鋳造用パウダーが知られているだけであった。
【０００５】
従来の連続鋳造用パウダーとして、特許文献１には、Ｎａ２Ｏをできるだけ低減し、かつＳｒＯ及びＢａＯを適量含有することで、鋳造中の粘度、凝固温度の変化を抑制する連続鋳造用パウダーが開示されている。また、特許文献２には、ＣａＯ／ＳｉＯ２を高め、ＬｉとＦを適量含有することで析出する結晶の種類を一定にし、鋳型内での抜熱ばらつきを抑制する連続鋳造用パウダーが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−１８１６０７号公報
【特許文献２】特開２００６−１１０５７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、従来の連続鋳造用パウダーを用いて、Ａｌ量が０．５％以上の高Ａｌ鋼を連続鋳造する際には、連続鋳造用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（ａ）式の反応が顕著となる。
４［Ａｌ］＋３（ＳｉＯ２）→２（Ａｌ２Ｏ３）＋３［Ｓｉ］ ・・・・・・・・（ａ）
【０００８】
そのため、溶融スラグ中のＳｉＯ２量が低下する反面、Ａｌ２Ｏ３量が上昇するとともに、塩基度が増大する。この反応が顕著となると、高融点結晶であるゲーレナイト（２ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３・ＳｉＯ２、融点１５４５℃）等が晶出する。
【０００９】
そのような場合、溶融スラグの凝固温度が上昇して、鋳型内壁の湯面近傍に巨大なスラグベアが生じ、併せて、溶融スラグの粘度が上昇して、鋳型／凝固シェル間への溶融スラグの流入性及び流入均一性が阻害される。また、高融点結晶が晶出することで、鋳型と凝固シェル間に存在するパウダーフィルムのガラス性が低下し、伝熱特性が低下すると（以下、パウダー変質という。）、凝固シェルが破孔し未凝固の溶鋼が流出するブレークアウトが発生する。
【００１０】
Ｓｉ量が２％以上の高Ｓｉ鋼を連続鋳造する場合、Ｓｉがフェライト安定化元素であるため、鋳片組織はフェライト単相になり易く、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の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、従来の連続鋳造用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いという問題があった。
【００１１】
特許文献１で開示された連続鋳造用パウダーは、人体に有害なＢａＯを含有している。また、特許文献１で開示された連続鋳造用パウダーは、ＳｉＯ２量が高くＡｌ２Ｏ３量が低いため、鋼中のＡｌとの反応が大きく、ＳｒＯによる低融点化の効果が小さいため高融点結晶の晶出によりスラグベアが生成し、鋳型抜熱不良が発生する問題があった。
【００１２】
また、特許文献２で開示された連続鋳造用パウダーは、Ｆ量が高いため、カスピダイン（３ＣａＯ・２ＳｉＯ２・ＣａＦ２、融点１４０７℃）が晶出し、スラグベア生成による鋳型抜熱低下、及び浸漬ノズル溶損の問題がある。加えて、ＳｉＯ２量が低いため、鋳型内で良好なガラス形状を維持することができず、パウダーフィルムの崩壊／脱落により抜熱異常が発生する問題もある。
【００１３】
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高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー及び高Ｓｉ高Ａｌ鋼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】
【００１４】
上記の目的を達成するため、本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーに関し、次の知見を得た。
【００１５】
上記（ａ）式において、鋼中のＡｌに起因する、溶融スラグ中のＳｉＯ２の還元反応を抑制するため、下記（ｂ）式で定義する、上記（ａ）式の平衡定数Ｋを大きくする、即ち、パウダー中のＡｌ２Ｏ３量を増加させて、鋼中のＡｌによって還元されるＳｉＯ２量を低減することが有効な手段である。
Ｋ＝｛（ａＡｌ２Ｏ３）２・（ａＳｉ）３｝／｛（ａＡｌ）４・（ａＳｉＯ２）３｝ ・・・・（ｂ）
【００１６】
また、連続鋳造用パウダーの組成を、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３に加えてＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ−Ｌｉ２Ｏ系とすることで、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系、ＳｉＯ２−Ｌｉ２Ｏ系よりも安定的に低融点化を図ることができる。さらに、Ｂ２Ｏ３を添加することにより適正な粘性を確保しつつ凝固温度の低下を図ることができる。また、この場合、Ｆ及びＮａ２Ｏの含有量はカスピダインとカーネギアイト（Ｎａ２Ｏ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２、融点１５２６℃）が晶出しない範囲を上限とし、反応後も、ＳｉＯ２親和性を維持できる範囲とすることで、Ｎａ２Ｏを安定化することができる。
【００１７】
本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨は次の通りである。
【００１８】
（１）質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高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、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満であることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー。
【００１９】
（２）質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内の前記高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼表面上に連続鋳造用パウダーを投入して連続鋳造するに際し、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造するに際し、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度及び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ため、連続鋳造する鋳片の表面形状を良好に保持し、凝固シェルのブレークアウトの発生を防止して、Ｓｉ量が高い鋼においても鋳片表層付近のフェライト粒の成長を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２三元系状態図である。
【図２】イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＳｉＯ２の還元量を示すグラフである。
【図３】イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＡｌ２Ｏ３の増加量を示すグラフである。
【図４】スラグベア中に存在する晶出物の割合を示すグラフである。
【図５】Ｌｉ２Ｏ−アルカリ金属酸化物−ＳｉＯ２の状態図である。
【図６】Ｎａ２Ｏ−Ｂ２Ｏ３−ＳｉＯ２の状態図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
まず、本発明で連続鋳造する高Ｓｉ高Ａｌ鋼について、成分組成を、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上と限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
【００２３】
・Ｓｉ：２％以上
Ｓｉ量が２％未満では、鋳造鋳型内で凝固シェルを強冷却する必要があるという高Ｓｉ鋼特有の問題が生じず、低炭素鋼等に用いる通常の連続鋳造用パウダーを使用することができるので、本発明では、Ｓｉ量が２％以上の鋼を対象とする。なお、Ｓｉ量の上限について特に制限はないが、鋳片の靭性が低下するため、Ｓｉの上限は１０％が好ましい。
【００２４】
・Ａｌ：０．５％以上
Ａｌ量が０．５％未満では、連続鋳造中の鋳型内で溶融スラグ中のＡｌ２Ｏ３量の上昇が小さい等、高Ａｌ鋼特有の問題が生じず、低炭素鋼等に用いる通常の連続鋳造用パウダーを使用することができるので、本発明では、Ａｌ量が０．５％以上の鋼を対象とする。なお、Ａｌ量の上限については特に制限はないが、鋳片の靭性が低下するため、Ａｌ量の上限は１０％が好ましい。
【００２５】
次に、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用モールドパウダーについて、成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
【００２６】
・Ａｌ２Ｏ３：１５％以上４０％以下
本発明においては、先に述べたように、連続鋳造用パウダーによって生成される溶融スラグ中のＳｉＯ２が鋼中のＡｌによって還元される反応、即ち上記（ａ）式の反応を抑制する。そのためには、上記（ｂ）式に定義する平衡定数Ｋを大きくする、即ち、パウダー中のＡｌ２Ｏ３量を増加させ、鋼中のＡｌによって還元されるＳｉＯ２量を低減する必要がある。
【００２７】
図１にパウダーのＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２三元系状態図を示す。図１中、破線で囲んだ部分の内側がゲーレナイト初晶域である。本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーでは、パウダーのイニシャル組成を図１に示すゲーレナイト初晶域とすることで、鋼中のＡｌによるＳｉＯ２の還元反応を抑制した上で、添加酸化物の最適化により適正な粘度を確保して、その上で安定的に低融点化する。なお、上記イニシャル組成とは、連続鋳造用パウダーとして製造された鋳型投入前の組成から、Ｔ．Ｃ分を抜いたものとする。
【００２８】
図２は、イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＳｉＯ２還元量の関係を示すグラフである。また、図３は、イニシャル組成と高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造前後のＡｌ２Ｏ３の増加量の関係を示すグラフである。図２から明らかなように、連続鋳造用パウダーが溶融した直後の初期溶融スラグ中のＡｌ２Ｏ３量を増加させて、鋼中のＡｌによって還元されるＳｉＯ２量を予め低減しておくことで、連続鋳造前後のＳｉＯ２還元量が低減している。そして、図３から明らかなように、連続鋳造前後のＡｌ２Ｏ３の増加量も低減している。
【００２９】
ここで、Ａｌ２Ｏ３量が１５％未満では、上記（ａ）式の反応を十分に抑制することができない。一方、Ａｌ２Ｏ３量が４０％を超えると、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、融点２１３５℃）が晶出する可能性が極めて高くなるとともに、溶融スラグの粘度が著しく上昇し、Ｎａ２ＯやＬｉ２Ｏ、Ｂ２Ｏ３、Ｆ量を上限まで高めても、粘度を適正レベルに下げることができない。加えて、Ａｌ２Ｏ３量が４０％を超えると、上記（ａ）式の反応後も鋳型内で良好なガラス形状及び強度を維持するためのＳｉＯ２量を確保することができない。
【００３０】
従って、Ａｌ２Ｏ３含有量は、１５％以上４０％以下の範囲とする。好ましくは１６％以上２５％以下の範囲である。
【００３１】
・Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２：１．１以上１．５以下、
本発明が対象とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼は、鋼中のＳｉ量が２％以上でＳｉの活量が高いため、上記（ａ）式の反応が抑制される傾向にあることから、過度に高いＴ．ＣａＯ／ＳｉＯ２は不要であるが、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１未満となると（ａ）式の反応の抑制効果が著しく低下する。一方、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．５を超えると、ＳｉＯ２量が不十分となり、ＳｉＯ２と親和力の強い後述するＮａ２Ｏが鋼中のＡｌによって還元されてしまい安定して存在することができなくなる。
【００３２】
従って、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２は、１．１以上１．５以上の範囲とする。好ましくは１．１以上１．４以下の範囲、より好ましくは１．１以上１．３以下の範囲である。
【００３３】
なお、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２は、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造パウダー中のＴ．ＣａＯ量及びＳｉＯ２量の質量％比である。
【００３４】
また、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造パウダー中のＣａは、ＣａＯで存在するものがほとんどであるが、僅かにＣａＣＯ３、ＣａＦ2で存在するものもあるため、本発明においては、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯで評価した。
【００３５】
次に、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ及びＢ２Ｏ３量の限定理由について説明する。本発明においては、基本組成を、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３に加えてＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ−Ｌｉ２Ｏ−Ｂ２Ｏ３系とすることで、適正な粘度を確保し、その上で安定して低融点化することができる。
【００３６】
低融点化が不十分な場合、高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造中にスラグベアが生成される。図４は、スラグベア中に存在する晶出物の割合を示すグラフである。図４から明らかなように、スラグベア中には、ゲーレナイト等の高融点結晶が晶出している。
【００３７】
図５にＬｉ２Ｏ−アルカリ金属酸化物−ＳｉＯ２の状態図を示す。図５より明らかなように、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系にＬｉ２Ｏを加えた系とすることで、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系、ＳｉＯ２−Ｌｉ２Ｏ系と比較してより安定して低融点化することが可能である。
【００３８】
また、図６にＮａ２Ｏ−Ｂ２Ｏ３−ＳｉＯ２の状態図を示す。図６より明らかなように、ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ系にＢ２Ｏ３を加えた系とすることで、さらなる低融点化が可能である。
【００３９】
以下、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ及びＢ２Ｏ３量の具体的限定範囲の理由について説明する。
【００４０】
・Ｎａ２Ｏ：３％以上１０％以下
Ｎａ２Ｏ量が３％未満であると、連続鋳造の過程で、鋼中のＡｌによる還元反応が進行してＮａ２Ｏ量の大幅な低下が生じ、溶融スラグの粘度を適正に保つことができない。これは、Ｎａ２Ｏは、標準生成自由エネルギーが高く高温安定性が低いためである。一方、Ｎａ２Ｏ量が１０％を超えると、カーネギアイトが析出する。
【００４１】
従って、Ｎａ２Ｏ量は、３％以上１０％以下の範囲とする。好ましくは４％以上９％以下の範囲、より好ましくは５％以上８％以下の範囲である。なお、Ｎａ２Ｏ量は、連続鋳造用パウダー中のＮａ量を分析し、そのすべてがＮａ２Ｏになっているとして算出した値である。
【００４２】
・Ｌｉ２Ｏ：１％以上８％以下
Ｌｉ２Ｏは、標準生成自由エネルギーが低く高温安定性に優れ低融点化効果が高いものの、同時に大幅な粘度低下を生じさせる。
【００４３】
Ｌｉ２Ｏ量が１％未満では、低融点効果が得られずスラグベアが生成する。一方、Ｌｉ２Ｏ量が８％を超えると、溶融スラグの粘度が０．２Ｐａ・ｓ未満に低下して鋼中への連続鋳造用パウダーの巻込み性を抑制することができなくなる。また、Ｌｉ２Ｏ量が８％を超えると、嵩比重、パウダー強度が低下する。そして、高価なＬｉ２Ｏの添加は、連続鋳造用パウダーの製造コストの増加を招く。
【００４４】
従って、Ｌｉ２Ｏ量は、１％以上８％以下の範囲とする。好ましくは１％以上６％以下の範囲、より好ましくは１％以上５％以下の範囲である。
【００４５】
・Ｂ２Ｏ３：１％以上１０％以下
Ｂ２Ｏ３は、Ｎａ２Ｏと比較して標準生成自由エネルギーが低く高温安定性に優れ、Ｎａ２Ｏと同等の粘度低下効果及び低融点化効果を有する。また、Ｂ２Ｏ３は、ＳｉＯ２を凌ぐネットワーク形成酸化物であることから、上記（ａ）式の還元反応が著しく進行した場合においても、ガラス化を促進して結晶析出を抑制する効果に優れる。
【００４６】
Ｂ２Ｏ３量が１％未満では、他の低融点酸化物を多量に添加する必要があり、適切な粘度を確保することができない。一方、Ｂ２Ｏ３量が１０％を超えると、溶鋼中のＡｌとの還元反応による鋼中へのＢピックアップ、中空顆粒パウダー製造時のスラリー粘度上昇などに問題が生じる。
【００４７】
従って、Ｂ２Ｏ３量は、１％以上１０％以下の範囲とする。好ましくは２％以上１０％以下の範囲、より好ましくは３％以上８％以下の範囲である。
【００４８】
さらに、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーは、Ｎａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏ量について次の関係を満たすことが必要である。
【００４９】
・Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上
本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーでは、Ｆとの親和性がＣａＦ２よりも高いＮａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏを溶融スラグ中に含有させることにより、以下に示す（ｃ）式あるいは（ｄ）式の反応によりＣａＦ２をＮａＦあるいはＬｉＦ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ＦがＮａＦあるいはＬｉＦとＣａＦ２のどちらと配位するかに依存する（下記（ｃ）式の反応）。
ＣａＦ２＋Ｎａ２Ｏ→ＣａＯ＋２ＮａＦ ・・・・・・・・・・（ｃ）
ＣａＦ２＋Ｌｉ２Ｏ→ＣａＯ＋２ＬｉＦ・ ・・・・・・・・・（ｄ）
【００５０】
Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの総量が５％未満の場合ＦはＣａＦ２として配位するが、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの総量が５％以上でＮａＦあるいはＬｉＦとして配位するようになり、８％以上でカスピダインの晶出を抑制できる。
【００５１】
従って、Ｎａ２ＯとＬｉ２Ｏの総量、即ちＮａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏは、８％以上とする。より好ましくは、１０％以上である。なお、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏの上限は、Ｎａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏそれぞれの上限の和、即ち１８％である。
【００５２】
次に本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーの物性、特に、溶融したときの粘度及び凝固温度の限定理由について説明する。
【００５３】
・１３００℃における粘度：０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ未満では、鋼中への連続鋳造用パウダーの巻込みが多くなり、一方、１．００Ｐａ・ｓを超えると鋳型と凝固シェル間への均一流入性が低下し、鋳型と凝固シェルの焼き付き等が生じてブレークアウトの発生を招く。従って、１３００℃における粘度は、０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下の範囲とする。
【００５４】
・凝固温度：１０００℃未満
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、ゲーレナイト等の高融点結晶の晶出を防止する必要があり、低温域まで安定して溶融スラグ状態を維持する、即ち、凝固温度の低減を図る必要がある。このことは、高Ｓｉ高Ａｌ鋼についても同様である。
【００５５】
連続鋳造用パウダーの凝固温度が１０００℃以上であると、鋳型と凝固シェル間でゲーレナイト等の高融点結晶が晶出し、熱伝導特性が低下することで鋳型の熱流束が低下傾向となる。従って、連続鋳造用パウダーの凝固温度は１０００℃未満とする。
【００５６】
また、本発明の連続鋳造用パウダーでは、上記の物性を得るために、必要に応じて、主成分であるＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３のうち、ＣａＯ及びＳｉＯ２を次に述べる限定範囲とした上で、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
【００５７】
・ＳｉＯ２：１５％以上２５％以下
ＳｉＯ２は、低融点化とガラス化を推進するために、連続鋳造用パウダーの主成分として添加する。ＳｉＯ２量が１５％未満では、本発明で対象とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造用パウダーとしては塩基度が高くなり過ぎ、一方、３０％を超えると塩基度が低くなり過ぎ上記（ａ）式の反応が促進され、Ａｌ２Ｏ３含有量が増大することになり易く好ましくない。
【００５８】
従って、ＳｉＯ２量は、１５％以上３０％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、１８％以上２８％以下の範囲である。
【００５９】
・Ｔ．ＣａＯ：２０％以上４０％以下
ＣａＯは、鋼中のＡｌのような還元成分と反応し難いことから、連続鋳造用パウダーの主成分として添加している。
【００６０】
Ｔ．ＣａＯ量が２０％未満では、溶融スラグの形成が安定せず、一方、４０％を超えると本発明で対象とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼の連続鋳造用パウダーとしては塩基度が高くなり過ぎるため好ましくない。
【００６１】
従って、Ｔ．ＣａＯ量は、２０％以上４０％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、２４％以上３８％以下の範囲である。
【００６２】
・Ｆ：２％以上１０％以下
Ｆ量が２％未満では、溶融スラグの粘度及び凝固温度が所望の範囲にすることが難しく、一方、１０％を超えると浸漬ノズルの溶損を招き易く好ましくない。
【００６３】
従って、Ｆ量は、２％以上１０％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、３％以上８％以下の範囲である。
【００６４】
・ＭｇＯ量：０．１％以上５％以下
ＭｇＯは、原料を選定しても０．１％以上の混入は不可避である。一方、ＭｇＯ量が５％を超えるとスピネルを形成して逆に高融点化を招くため好ましくない。
【００６５】
従って、ＭｇＯ量は、０．１％以上５％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．１％以上４％以下の範囲である。
【００６６】
・Ｔ．Ｃ（全Ｃ）量：０．５％以上５％以下
Ｔ．Ｃ（全Ｃ）量が０．５％未満では、連続鋳造用パウダーの溶融速度調整や、焼結を防止することが困難で、一方、５％を超えると溶融速度が過度に低下し、溶融スラグ層厚みを十分に確保できないことによる潤滑不良や、鋼材への浸炭が発生するため好ましくない。
【００６７】
従って、Ｔ．Ｃ（全Ｃ）量は、０．５％以上５％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、１．０％以上４．５％以下の範囲である。
【００６８】
次に、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いた高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造方法について説明する。
【００６９】
Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内の前記高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼表面上に本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを投入して連続鋳造する。通常の連続鋳造装置で鋳造した場合においても、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いることで、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。そして、Ｓｉ含有量が高い鋼においても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。
【実施例】
【００７０】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００７１】
質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００１％を含有する溶鋼を溶製した後、幅：１０００ｍｍ×厚み：２５０ｍｍの断面形状のスラブを、表１に示す連続鋳造用パウダーを用いて鋳造速度：０．８ｍ／分で連続鋳造した。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。
【００７２】
【表１】
【００７３】
表１に示す連続鋳造用パウダーについて、次の各項目について評価した。
【００７４】
・１３００℃粘度
連続鋳造用パウダー及び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１３００℃における粘度を測定した。溶融スラグは、連続鋳造中にあらかじめ採取しておいたものを用いた。なお、５.００Ｐａ・ｓを超える高粘度の測定が困難であったため、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５.００Ｐａ・ｓに到達した場合は、１３００℃における粘度は５．００Ｐａ・ｓ以上であるものとした。
【００７５】
・凝固温度
連続鋳造用パウダー及び溶融スラグをカーボンルツボ内で溶融し、温度を下げながら、上記の粘度測定を行いながら凝固温度を測定した。なお、凝固温度は温度降下中に、粘度が急激に増加した温度とした。粘度が急激に増加することなく５．００Ｐａ・ｓに到達した場合は、凝固温度は到達温度以下であるものとした。
【００７６】
・高融点結晶
連続鋳造中に採取した溶融スラグの断面を研磨したあと、走査型電子顕微鏡で観察を行い、併せて、溶融スラグのＸ線回折を行い晶出物の調査を行い、次のように評価した。
Ｇ ゲーレナイトの晶出量が５％を超える（不良）
Ｃｕ カスピダインの晶出量が５％を超える（不良）
Ｃａ カーネギアイト晶出量が５％を超える（不良）
なし 上記Ｇ、Ｃｕ、Ｃａが認められない（良好）
【００７７】
・スラグベア発生状況
連続鋳造中及び連続鋳造後に、スラグベアが発生していないかを目視確認した。
【００７８】
・パウダー消費量
連続鋳造中に使用した、１トンのスラブを連続鋳造するのに使用した連続鋳造用パウダーの量（消費原単位）を調査し、０．３０ｋｇ／ｔ以上を良好した。
【００７９】
・鋳片表面性状
連続鋳造後の鋳片について目視観察を行い、鋳片長手方向に数ｍｍ〜十数ｍｍ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で次のように評価した。
◎ 乱れが全くない場合
○ オシレーションマークの乱れや、二重肌、ブリード等に至らないまでもその予兆が観察された場合
× 二重肌やブリード、割れ等が観察された場合
【００８０】
・鋳型抜熱安定性
鋳型銅板裏面の冷却水スリット内部に設置した熱電対で測定される温度の挙動を監視し、大幅な温度変動が発生した回数を調査し、次のように評価した。
◎ ０回／ｔ以下
○ ０回／ｔ超０．０１回／ｔ以下
× ０．０１回／ｔ超
【００８１】
・鋳型抜熱量
鋳型銅板裏面の冷却水量と冷却水温差から導出した鋳型の面平均熱流束を調査し、次のように評価した。
◎ 鋳型面平均熱流束１．２ＭＷ／ｍ２以上
○ 鋳型面平均熱流束０．８ＭＷ／ｍ２以上１．２ＭＷ／ｍ２未満
× 鋳型面平均熱流束０．８ＭＷ／ｍ２未満
【００８２】
・鋼板ヘゲ不良
連続鋳造した鋳片を熱間圧延及び冷間圧延した後、鋼板上に存在する疵の有無を観察し、鋼板表面で疵がめくれている場合は、鋼板ヘゲと定義し、それを切断除去したコイルの面積比率で次のように評価した。
◎ 線状疵の鋼板表面上でのめくれなし
○ ０％超１％以下
× １％を超える
【００８３】
評価結果を表１に併せて示した。同表から明らかなように、Ｎｏ．１〜９の発明例は、成分組成ならびに物性値のいずれもが適正範囲内であることから、スラグベアの発生状況、パウダー消費量、鋳片表面性状、鋳型抜熱性、鋼板ヘゲ不良のいずれについても良好であり、溶融スラグ中に高融点結晶は確認されなかった。
【００８４】
Ｎｏ．１０〜１２、１４〜１６、１８、２０の比較例については、Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３量、Ｎａ２Ｏ量、Ｌｉ２Ｏ量、Ｂ２Ｏ３量、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ量のいずれか１つ以上が適正範囲外であり、凝固温度が高く、ゲーレナイト等の高融点結晶が確認され、鋳型抜熱安定性及び鋳片表面性状のいずれもが良好ではなかった。
【００８５】
Ｎｏ．１３の比較例については、Ａｌ２Ｏ３量及び凝固温度が適正範囲外であり、スラグベアの生成、ゲーレナイトが確認され、加えて、鋳型抜熱安定性、鋳型抜熱量、鋳片表面性状及び鋼板ヘゲ不良のいずれもが良好でなかった。
【００８６】
Ｎｏ．１７の比較例については、Ｂ２Ｏ３量が適用範囲外であり、鋼中へのＢピックアップが発生する問題に加えて、Ｎａ２Ｏが適正範囲外であることから、スラグベアの生成により、鋳型抜熱安定性、鋳片表面性状及び鋼板ヘゲ不良のいずれもが良好でなかった。
【００８７】
Ｎｏ．１９の比較例については、Ｌｉ２Ｏが適正範囲外で、粘度も適正範囲外となり、嵩比重が低くなると共に、鋼中へのパウダーの巻き込みによって鋼板ヘゲ不良が良好でなかった。
【００８８】
なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したにすぎず、本発明は、特許請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
前述したように、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーによれば、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上の高Ｓｉ高Ａｌ鋼を連続鋳造するに際し、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度及び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ため、連続鋳造する鋳片の表面形状を良好に保持し、凝固シェルのブレークアウトの発生を防止して、Ｓｉ量が高い鋼においても鋳片表層付近のフェライト粒の成長を防止することができる。本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高いものである。
【００９０】
さらに、本発明の高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いた高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用方法によれば、鋳型内に形成される溶融スラグの粘度及び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ため、連続鋳造する鋳片の表面形状を良好に保持し、凝固シェルのブレークアウトの発生を防止して、Ｓｉ量が高い鋼においても鋳片表層付近のフェライト粒の成長を防止することができる。本発明は、鉄鋼産業において顕著な効果を奏することができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高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、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満であることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー。
【請求項２】
質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内の前記高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼表面上に連続鋳造用パウダーを投入して連続鋳造するに際し、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高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、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満であることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダー。
【請求項２】
質量％で、Ｓｉ：２％以上及びＡｌ：０．５％以上を含有する高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼を溶製し、鋳型内の前記高Ｓｉ高Ａｌ溶鋼表面上に連続鋳造用パウダーを投入して連続鋳造するに際し、
主成分が、ＣａＯ、ＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３であり、前記連続鋳造用パウダー中に含有するＣａ分すべてをＣａＯとしたときの値Ｔ．ＣａＯとＳｉＯ２の質量％比：Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２が１．１以上１．５以下、Ａｌ２Ｏ３が質量％で１５％以上４０％以下、
さらに、Ｎａ２Ｏが３％以上１０％以下、Ｌｉ２Ｏが１％以上８％以下、Ｂ２Ｏ３が１％以上１０％以下であり、さらに、Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ：８％以上の関係を満たし、残部不可避不純物からなり、
１３００℃における粘度が０．２０Ｐａ・ｓ以上１．００Ｐａ・ｓ以下、凝固温度が１０００℃未満とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造用パウダーを用いることを特徴とする高Ｓｉ高Ａｌ鋼連続鋳造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【公開番号】特開２０１１−２１８４１１（Ｐ２０１１−２１８４１１Ａ）
【公開日】平成２３年１１月４日（２０１１．１１．４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−９０５９４（Ｐ２０１０−９０５９４）
【出願日】平成２２年４月９日（２０１０．４．９）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年１１月４日（２０１１．１１．４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年４月９日（２０１０．４．９）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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