本發(fā)明涉及特別是連續(xù)鑄造C濃度(碳濃度。以下中相同)為0.08～0.18質(zhì)量％的亞包晶鋼時(shí)，能夠防止鑄坯表面產(chǎn)生的縱向裂紋的鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣。
背景技術(shù)：
鋼的連續(xù)鑄造中，C濃度為0.08～0.18質(zhì)量％的亞包晶鋼由于在鑄模內(nèi)鋼水發(fā)生凝固而形成的凝固殼的厚度容易變得不均勻，因此，在鑄坯表面容易產(chǎn)生縱向裂紋。
連續(xù)鑄造時(shí)，為了使鑄模內(nèi)的凝固殼的厚度均勻，使凝固殼的前端部緩慢冷卻(以下，稱為“緩慢冷卻”)是有效的，為此，利用保護(hù)渣是較簡(jiǎn)便的。
保護(hù)渣被供給到注入至鑄模內(nèi)的鋼水的表面，由于來自鋼水的熱供給而熔融，沿著鑄模向與凝固殼的間隙流入，形成薄膜。該薄膜在鑄造剛剛開始后由于來自鑄模的冷卻而凝固為玻璃狀，隨著時(shí)間，晶體從玻璃中析出。促進(jìn)該薄膜的結(jié)晶化時(shí)，薄膜的鑄模側(cè)表面的粗糙度增大，因此鑄模與薄膜的界面熱阻增大。另外，薄膜中的輻射傳熱也被抑制，因此，由于這些效果，使與薄膜接觸的鋼水和凝固殼被緩慢冷卻。
然而，薄膜中析出的一般的晶體的組成為槍晶石(cuspidine：Ca4Si2O7F2)。
促進(jìn)上述薄膜的結(jié)晶化時(shí)，至今認(rèn)為有以下的方法。
首先，控制保護(hù)渣的熔體物性的情況下，提高凝固點(diǎn)是有效促進(jìn)結(jié)晶化的方法，專利文獻(xiàn)1中公開了，將凝固點(diǎn)提高至1150～1250℃，來提高結(jié)晶性。
該專利文獻(xiàn)1中記載了，保護(hù)渣的凝固點(diǎn)高于1250℃時(shí)，阻礙鑄模與凝固殼之間的潤滑性，無法防止燒穿(break out)(凝固殼斷裂而發(fā)生的漏鋼)。
另外，控制保護(hù)渣中的化學(xué)成分的情況下，使CaO與SiO2的質(zhì)量濃度比率(以下，稱為“堿度”)上升是有效的。另外，使MgO濃度降低也是有效的。
例如專利文獻(xiàn)2中記載了，使堿度為1.2～1.6，且使MgO濃度為1.5質(zhì)量％以下，這對(duì)于薄膜的結(jié)晶化是有效的。然而，該專利文獻(xiàn)2中記載的保護(hù)渣的實(shí)施例中，晶體生成溫度最高也僅為1145℃，只能得到與之相稱的緩慢冷卻效果。
另一方面，專利文獻(xiàn)3中公開了，通過在保護(hù)渣中添加鐵、過渡金屬的氧化物來抑制薄膜中的輻射傳熱的方法。
然而，添加這些氧化物時(shí)，保護(hù)渣中的CaO、SiO2、CaF2被稀釋。特別是，專利文獻(xiàn)3中記載的發(fā)明中，為了充分獲得輻射傳熱的抑制效果，如其實(shí)施例所示那樣，也必需添加合計(jì)10質(zhì)量％以上的鐵、過渡金屬的氧化物。此時(shí)，在實(shí)施例中示出的堿度1.0附近的組成中，槍晶石變得難以析出、保護(hù)渣的凝固點(diǎn)降低。
另外，專利文獻(xiàn)3中記載的實(shí)施例的凝固點(diǎn)為1050℃左右，比考慮到亞包晶鋼用保護(hù)渣的凝固點(diǎn)如上述那樣為1150～1250℃左右時(shí)低了100℃以上。因此，結(jié)果，薄膜的結(jié)晶化被妨礙，因此界面熱阻的增大等由結(jié)晶化而產(chǎn)生的緩慢冷卻效果受損。
另外，發(fā)明人原先提出的專利文獻(xiàn)4中公開了，在CaO-SiO2-CaF2-NaF的四元系中槍晶石容易析出的保護(hù)渣的組成范圍。該組成范圍與基于之后報(bào)道(ISIJ International，42(2002)，p.489)的槍晶石的初晶區(qū)域?qū)嵸|(zhì)上一致。
另外，發(fā)明人在專利文獻(xiàn)5中提出了，對(duì)于調(diào)整為專利文獻(xiàn)4中記載的發(fā)明的范圍內(nèi)的基本組成，添加過渡金屬氧化物，從而使凝固溫度降低而不破壞緩慢冷卻效果的方法。
對(duì)于該專利文獻(xiàn)5中提出的發(fā)明，例如如其的實(shí)施例所示那樣在1209～1239℃的一般的凝固點(diǎn)的范圍內(nèi)想要得到由于潤滑性被妨礙而以往認(rèn)為難以使用的、凝固點(diǎn)為1250℃以上的保護(hù)渣所具有的緩慢冷卻效果。
然而，亞包晶鋼的鑄造中，鑄造含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的鋼種時(shí)，鋼水的過熱度(稱為“鋼水溫度與液相線溫度之差”。以下中相同)大的情況下，縱向裂紋更容易產(chǎn)生。
這樣的亞包晶鋼鑄造時(shí)，鋼水的過熱度大的情況下，即使為發(fā)明人提出的專利文獻(xiàn)4、專利文獻(xiàn)5中記載的發(fā)明，對(duì)于縱向裂紋的防止或抑制，有時(shí)也無法得到充分的效果。即，對(duì)于在組成范圍中添加過渡金屬氧化物而使槍晶石容易析出的保護(hù)渣，連續(xù)鑄造含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的亞包晶鋼時(shí)，也有時(shí)無法得到充分的效果。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：日本特開平8-197214號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)2：日本特開平8-141713號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)3：日本特開平7-185755號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)4：日本特開2001-179408號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)5：日本特開2006-289383號(hào)公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的問題
本發(fā)明的課題在于，提供：連續(xù)鑄造C濃度為0.08～0.18質(zhì)量％的亞包晶鋼時(shí)，如含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的鋼種那樣，鋼水的過熱度大的情況下也能夠防止鑄坯表面產(chǎn)生的縱向裂紋的、鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣。
用于解決問題的方案
本發(fā)明為一種鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣，其特征在于，其為C濃度為0.08～0.18質(zhì)量％的亞包晶鋼的連續(xù)鑄造中使用的保護(hù)渣，含有CaO、SiO2、堿金屬氧化物和氟化合物，滿足下述(1)、(2)和(3)，凝固點(diǎn)為1300℃以上，且1450℃下的粘度為0.1Pa·s以下。
1.1≤f(1)≤1.9…(1)
0.10≤f(2)≤0.40…(2)
0≤f(3)≤0.10…(3)
其中，f(1)＝(CaO)h/(SiO2)h…(a)
f(2)＝(CaF2)h/((CaO)h+(SiO2)h+(CaF2)h)…(b)
f(3)＝(堿金屬的氟化物)h/((CaO)h+(SiO2)h+(堿金屬的氟化物)h)…(c)
(CaO)h＝(WCaO-(CaF2)h×0.718)…(A)
(SiO2)h＝WSiO2…(B)
(CaF2)h＝(WF-WLi2O×1.27-WNa2O×0.613-WK2O×0.403)×2.05…(C)
(堿金屬的氟化物)h＝WLi2O×1.74+WNa2O×1.35+WK2O×1.23…(D)
Wi為保護(hù)渣中成分i的質(zhì)量濃度(質(zhì)量％)。
另外，上述本發(fā)明中，優(yōu)選還含有0.1～10質(zhì)量％的MnO。
本發(fā)明通過將保護(hù)渣的凝固點(diǎn)提高至1300℃以上這樣以往不怎么考慮的范圍，從而促進(jìn)進(jìn)一步結(jié)晶化而得到緩慢冷卻效果。另外，通過使1450℃下的粘度充分降低至0.1Pa·s以下，從而也兼顧鑄模內(nèi)的潤滑性的維持。由此，連續(xù)鑄造含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的亞包晶鋼的情況下，也可以防止鑄坯表面產(chǎn)生的縱向裂紋。
此外，通過含有0.1～10質(zhì)量％的MnO，從而槍晶石的結(jié)晶化不易被阻礙，因此在連續(xù)鑄造含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的亞包晶鋼的情況下，也容易防止鑄坯表面產(chǎn)生的縱向裂紋。
發(fā)明的效果
本發(fā)明中，促進(jìn)形成的薄膜的進(jìn)一步結(jié)晶化而得到緩慢冷卻效果，并且也可以兼顧鑄模內(nèi)的潤滑性的維持，因此連續(xù)鑄造含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的亞包晶鋼的情況下，也可以防止鑄坯表面產(chǎn)生的縱向裂紋。
附圖說明
圖1為說明本發(fā)明的鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣的圖。
具體實(shí)施方式
本發(fā)明中，將CaO、SiO2、堿金屬氧化物和氟化合物調(diào)整至最佳的范圍而使組成維持在槍晶石的初晶范圍，并且使凝固點(diǎn)為1300℃以上，且1450℃下的粘度為0.1Pa·s以下，從而實(shí)現(xiàn)了防止連續(xù)鑄造含有Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B等合金元素的亞包晶鋼時(shí)鑄坯表面產(chǎn)生縱向裂紋的目的。本發(fā)明的鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣優(yōu)選的是，還含有0.1～10質(zhì)量％的MnO。
以下，對(duì)本發(fā)明的鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣(以下中，有時(shí)簡(jiǎn)單稱為“本發(fā)明的保護(hù)渣”)進(jìn)行說明。
圖1為說明本發(fā)明的鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣的圖。如圖1所示，本發(fā)明的保護(hù)渣1供給于介由浸漬噴嘴2向鑄模3注入的鋼水4的表面。如此供給的本發(fā)明的保護(hù)渣1由于源自鋼水4的熱供給而熔融后，沿鑄模3流入鑄模3與凝固殼5的間隙而形成薄膜。從利用未圖示的冷卻手段冷卻的鑄模3側(cè)開始冷卻，對(duì)于由此形成的凝固殼5，使用輥6向鑄模3的下方拔取，通過冷卻水7進(jìn)行冷卻。
上述說明的專利文獻(xiàn)1中記載了如下主旨：凝固點(diǎn)高于1250℃時(shí)，潤滑性被妨礙而無法防止燒穿。另外，專利文獻(xiàn)1中記載的發(fā)明中，對(duì)于保護(hù)渣的合適的粘度，1300℃下設(shè)為0.6～2.5poise(＝0.06～0.25Pa·s)，但專利文獻(xiàn)1中記載的實(shí)施例大多為1poise(＝0.1Pa·s)以上。
然而，為了維持連續(xù)鑄造時(shí)的鑄模內(nèi)的潤滑性，必須降低將凝固殼向鑄模的下方拔取時(shí)的阻力(鑄模內(nèi)的摩擦力)。保護(hù)渣存在于鑄模內(nèi)壁與凝固殼之間，因此，可以通過降低該粘度，降低上述摩擦力。
降低保護(hù)渣的粘度的情況下，存在如下問題：保護(hù)渣容易卷入到鑄模內(nèi)的鋼水中，被卷入的保護(hù)渣的粒滴變?yōu)殍T坯表面附近的非金屬夾雜物，使其清凈性劣化。
然而，“鐵與鋼”的93號(hào)(2006年)5卷362頁中記載了，即使使1300℃下的粘度低至1poise(＝0.1Pa·s)以下，如果將保護(hù)渣的組成保持為堿性，則也可以防止卷入。
本發(fā)明針對(duì)在C濃度為0.08～0.18質(zhì)量％的亞包晶鋼的連續(xù)鑄造中使用的保護(hù)渣，基于以上的觀點(diǎn)而完成。
本發(fā)明使基本成分為作為槍晶石的構(gòu)成成分的CaO、SiO2和氟化合物。此外，添加堿金屬氧化物，可以較容易地對(duì)凝固點(diǎn)進(jìn)行調(diào)整。此處，“基本成分”是指，槍晶石的構(gòu)成成分CaO、SiO2和氟化合物中氟的各濃度的總和為60質(zhì)量％以上。
而且，將這些CaO、SiO2、氟化合物和堿金屬氧化物的各濃度以滿足槍晶石容易結(jié)晶化的條件即下述(1)、(2)、(3)式的方式進(jìn)行調(diào)整。
1.1≤f(1)≤1.9…(1)
0.10≤f(2)≤0.40…(2)
0≤f(3)≤0.10…(3)
其中，f(1)＝(CaO)h/(SiO2)h…(a)
f(2)＝(CaF2)h/((CaO)h+(SiO2)h+(CaF2)h)…(b)
f(3)＝(堿金屬的氟化物)h/((CaO)h+(SiO2)h+(堿金屬的氟化物)h)…(c)
(CaO)h＝(WCaO-(CaF2)h×0.718)…(A)
(SiO2)h＝WSiO2…(B)
(CaF2)h＝(WF-WLi2O×1.27-WNa2O×0.613-WK2O×0.403)×2.05…(C)
(堿金屬的氟化物)h＝WLi2O×1.74+WNa2O×1.35+WK2O×1.23…(D)
Wi為保護(hù)渣中成分i的質(zhì)量濃度(質(zhì)量％)。
通過將CaO、SiO2、氟化合物和堿金屬氧化物的各濃度以滿足上述(1)、(2)、(3)式的條件的方式進(jìn)行調(diào)整，可以將保護(hù)渣的組成維持在槍晶石的初晶范圍內(nèi)。
此處，f(1)小于1.1時(shí)、f(1)超過1.9時(shí)，保護(hù)渣的組成遠(yuǎn)離槍晶石，因此不能實(shí)現(xiàn)緩慢冷卻充分的結(jié)晶化。因此，本發(fā)明中，使f(1)為1.1～1.9。另外，從通過使保護(hù)渣的組成更接近于槍晶石從而容易得到有效的結(jié)晶化的形態(tài)的觀點(diǎn)出發(fā)，f(1)優(yōu)選為1.2以上，特別優(yōu)選為1.3以上。進(jìn)而，從同樣的觀點(diǎn)出發(fā)，f(1)優(yōu)選為1.8以下，特別優(yōu)選為1.7以下。本發(fā)明中，f(1)的優(yōu)選的范圍為1.2～1.8，進(jìn)而，特別優(yōu)選為1.3～1.7。
另外，f(2)小于0.10時(shí)、f(2)超過0.40時(shí)，保護(hù)渣的組成遠(yuǎn)離槍晶石，因此不能實(shí)現(xiàn)緩慢冷卻充分的結(jié)晶化。因此，本發(fā)明中，使f(2)為0.10～0.40。另外，從通過使保護(hù)渣的組成更接近于槍晶石從而容易得到有效的結(jié)晶化的形態(tài)的觀點(diǎn)出發(fā)，f(2)優(yōu)選為0.12以上，特別優(yōu)選為0.15以上。進(jìn)而，從同樣的觀點(diǎn)出發(fā)，f(2)優(yōu)選為0.35以下，特別優(yōu)選為0.30以下。本發(fā)明中，f(2)的優(yōu)選的范圍為0.12～0.35，進(jìn)而，特別優(yōu)選為0.15～0.30。
另外，f(3)小于0時(shí)、f(3)超過0.10時(shí)，保護(hù)渣的組成遠(yuǎn)離槍晶石，因此不能實(shí)現(xiàn)緩慢冷卻充分的結(jié)晶化。因此，本發(fā)明中，使f(3)為0～0.10。另外，從通過使保護(hù)渣的組成更接近于槍晶石從而容易得到有效的結(jié)晶化的形態(tài)的觀點(diǎn)出發(fā)，f(3)優(yōu)選為0.08以下。
保護(hù)渣的粘度通常以1300℃為基準(zhǔn)。然而，將組成維持在熔點(diǎn)為1410～1420℃的槍晶石的初晶范圍的本發(fā)明中，1300℃下保護(hù)渣已經(jīng)通過結(jié)晶化而凝固，無法得到1300℃下的值。因此，本發(fā)明中，使1450℃下的粘度為0.1Pa·s以下。
而且，通過設(shè)為這樣的粘度，在將凝固點(diǎn)提高至以往困難的1300℃以上的狀態(tài)下，也可以維持潤滑性。凝固點(diǎn)變高時(shí)，與其相應(yīng)地鑄模內(nèi)的緩慢冷卻效果提高，但本發(fā)明中，無法使保護(hù)渣的凝固點(diǎn)上升至槍晶石的前述熔點(diǎn)以上。
另外，在實(shí)用化的亞包晶鋼中，為了提高變?yōu)殇摬臅r(shí)的強(qiáng)度，Mn被大量添加，因此，鑄造中，由于鋼水中的Mn的氧化而產(chǎn)生的MnO向保護(hù)渣中遷移。
該MnO為妨礙槍晶石的結(jié)晶化的成分，因此，本發(fā)明中，優(yōu)選的是，以符合由于從鋼水向保護(hù)渣中遷移的MnO而上升的MnO濃度的量，預(yù)先配混MnO。根據(jù)發(fā)明人的調(diào)查，從形成容易得到添加所產(chǎn)生的效果的形態(tài)的觀點(diǎn)出發(fā)，使MnO的含有濃度為0.1質(zhì)量％以上。另外，從為了不產(chǎn)生保護(hù)渣的凝固點(diǎn)過度降低而無法得到緩慢冷卻所需的結(jié)晶化的情況的觀點(diǎn)出發(fā)，使MnO的含有濃度為10質(zhì)量％以下。本發(fā)明中，可以根據(jù)鋼水中的Mn濃度而設(shè)定保護(hù)渣中的MnO濃度。
根據(jù)情況，為了調(diào)整保護(hù)渣的凝固點(diǎn)、粘度、表面張力等物性，可以添加MgO、Al2O3、BaO、B2O3等。但是，為了促進(jìn)槍晶石的結(jié)晶，它們的濃度越低越好，期望設(shè)為總計(jì)濃度計(jì)不超過7質(zhì)量％。使用通常的原料的情況下，不可避免地含有的這些成分的總計(jì)濃度為2～5質(zhì)量％左右，通過使用預(yù)熔化基材等人工原料，也可以設(shè)為其以下。
實(shí)施例
接著，對(duì)為了確認(rèn)本發(fā)明的效果而進(jìn)行的實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行說明。
<實(shí)施例1＞
分別制作表1和表2所示的、本發(fā)明的保護(hù)渣的發(fā)明例、參考例和比較例。此處，下述表2所示的f(1)、f(2)和f(3)是通過上述(a)式、(b)式和(c)式算出的指數(shù)，通過將這些指數(shù)調(diào)整至上述(1)式、(2)式和(3)式的范圍內(nèi)，可以促進(jìn)保護(hù)渣中的槍晶石的結(jié)晶化。需要說明的是，對(duì)于表1和表2中沒有記載質(zhì)量濃度(質(zhì)量％)的成分，視作質(zhì)量％為零，算出f(1)、f(2)和f(3)。另外，利用通常的化學(xué)分析，難以以高精度評(píng)價(jià)小于0.1質(zhì)量％的濃度。因此，表1和表2中，成分濃度小于0.1質(zhì)量的情況下記載為“<0.1”。
[表1]
[表2]
發(fā)明例A～K的保護(hù)渣的組成均滿足上述(1)～(3)式，另外，凝固點(diǎn)為1300℃以上，且1450℃下的粘度為0.1Pa·s以下。另一方面，對(duì)于比較例a～c的保護(hù)渣的組成，保護(hù)渣的組成不滿足上述(1)～(3)式中的任一者，結(jié)果，凝固點(diǎn)、1450℃下的粘度中的至少任一者在本發(fā)明的范圍外。需要說明的是，表1、2中標(biāo)注＊標(biāo)記時(shí)，為脫離本發(fā)明的范圍的情況。
將發(fā)明例A～K和比較例a～c用于下述表3所示的組成的、含有Nb、Ti的鋼水的過熱度大的亞包晶鋼的連續(xù)鑄造，對(duì)結(jié)果進(jìn)行比較。此處，使用2.5噸的鋼水，使用垂直彎曲型連續(xù)鑄造機(jī)，使鑄造速度為1.0m/分鐘、二次冷卻水的比水量為1.1升/kg，制造寬度500mm和厚度85mm的板坯。
[表3]
分開使用添加至鑄模內(nèi)的保護(hù)渣，對(duì)于緩慢冷卻效果，求出使用鑄模內(nèi)的局部熱通量、鑄坯表面溫度、以及凝固殼的厚度和生長速度算出的凝固系數(shù)，對(duì)所得結(jié)果進(jìn)行比較。另外，對(duì)于潤滑性，求出鑄模內(nèi)的摩擦力，對(duì)所得結(jié)果進(jìn)行比較。將其結(jié)果歸納示于表4。
需要說明的是，鑄模內(nèi)的局部熱通量根據(jù)在長邊面的寬度中央利用埋入到彎液面下35mm的位置的熱電偶測(cè)定的溫度而求出從而進(jìn)行評(píng)價(jià)。另外，鑄模內(nèi)的摩擦力根據(jù)鑄模振蕩中使用的油壓缸的壓力差而求出。另外，鑄坯表面的溫度是在垂直彎曲型連續(xù)鑄造機(jī)的彎曲部正前方的輥部分(roll segment)中的內(nèi)彎曲側(cè)寬度中央進(jìn)行測(cè)定的。另外，凝固殼的厚度和生長速度利用如下方法進(jìn)行評(píng)價(jià)：在鑄造即將結(jié)束前的時(shí)刻，向鑄模內(nèi)的鋼水中添加FeS合金，沿鑄造方向切斷該部位的板坯，將該切斷面中的S的濃度分布轉(zhuǎn)移至打印紙。
[表4]
評(píng)價(jià)鑄模內(nèi)的局部熱通量，結(jié)果，比較例中為1.48MW/m2以上，而發(fā)明例中降低至1.44MW/m2以下，可以確認(rèn)到緩慢冷卻效果。
另外，對(duì)于鑄模內(nèi)的摩擦力，發(fā)明例和比較例均為2.09×10-2(N/mm2)以下，潤滑性沒有問題，在板坯表面以一定的間隔形成有正常的振動(dòng)痕跡(oscillation mark)。
另外，鑄坯表面溫度的測(cè)定結(jié)果如下：使用發(fā)明例的保護(hù)渣時(shí)的溫度變?yōu)槭褂帽容^例的保護(hù)渣時(shí)的溫度以上，可以確認(rèn)到緩慢冷卻效果。
進(jìn)而，評(píng)價(jià)凝固殼的厚度和生長速度，結(jié)果，對(duì)于凝固系數(shù)，比較例為18.1～24.8mm/分鐘0.5，而發(fā)明例減少至11.2～14.0mm/分鐘0.5，可以確認(rèn)到對(duì)于凝固殼的生長的明確的緩慢冷卻的效果。
發(fā)明例中，所得板坯為良好的表面性狀，沒有縱向裂紋或凹陷等表面缺陷。另一方面，比較例c中，在寬度中央存在有長度100mm左右的縱向裂紋2處。
<實(shí)施例2＞
實(shí)施例1中試驗(yàn)的保護(hù)渣中，使用發(fā)明例A和比較例a，與實(shí)施例1相比進(jìn)行大規(guī)模的連續(xù)鑄造。
向使用各保護(hù)渣的每個(gè)鑄造供給表5所示的組成的鋼水300噸，以速度0.70m/分鐘鑄造寬度2300mm、厚度300mm、長度6m左右的板坯12塊。所得板坯的表面的結(jié)果如以下。
[表5]
發(fā)明例A中，可以得到?jīng)]有縱向裂紋的良好的表面的板坯12塊，可以直接供給至軋制工序。
另一方面，比較例a中，鑄造開始后第1塊、第2塊、第11塊和第12塊這4塊板坯的表面產(chǎn)生了縱向裂紋。而且，產(chǎn)生了縱向裂紋的板坯必須全部修整(基于切口的火焰清理)。
本發(fā)明不限定于上述例子，只要為各權(quán)利要求中記載的技術(shù)構(gòu)思的范圍，當(dāng)然可以適當(dāng)變更實(shí)施方式。
附圖標(biāo)記說明
1…鋼的連續(xù)鑄造用保護(hù)渣
2…浸漬噴嘴
3…鑄模
4…鋼水
5…凝固殼
6…輥
7…冷卻水