高铝钢的连续铸造方法及结晶器保护渣.pdf

本发明提供一种连续铸造方法，即使在通过连续铸造来制造Al含量为0.1％以上这样的高Al钢时，也会防止凹陷和铸片的裂纹的发生，能够出制造表面品质优异的铸片。在使用结晶器保护渣对具有规定的化学成分的高Al钢水进行连续铸造时，作为结晶器保护渣，使用由T-CaO：35～55％、SiO2：10～30％、Al2O3：4.0％以下(不含0％)、MgO：0.2～1.0％、Li2O：7～13％、F：7～13％、C：10.5～14％和不可避免的杂质构成，满足1.6≤[T-CaO]/[SiO2]≤5和0.2≤[Li2O]/[SiO2]≤1.1的结晶器保护渣，并且边控制铸模内的熔液面水平变动速度、向铸模宽度方向的钢水喷出角度、振幅的冲程以及由规定的关系式确定的负滑脱时间tN等条件边进行作用。

1.  一种高Al钢的连续铸造方法，其特征在于，使用结晶器保护渣，对如下钢水进行连续铸造，该钢水以质量％计Al含量为0.1～3.0％，并且含有Si、Mn、Ni、Cr和Mo分别为4.0％以下(不含0％)，并且C含量[C]满足下式(1)～(3)的关系，
f1—0.10≤[C]≤f2+0.05                    …(1)
f1＝0.0828[Si]—0.0195[Mn]+0.07398[Al]—0.04614[Ni]+0.02447[Cr]+0.01851[Mo]+0.090         …(2)
f2＝0.2187[Si]—0.03291[Mn]+0.2017[Al]—0.06715[Ni]+0.04776[Cr]+0.04601[Mo]+0.173          …(3)
式中，[Si]、[Mn]、[Al]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示Si、Mn、Ni、Cr和Mo的含量(质量％)，
作为所述结晶器保护渣以质量％计含有T—CaO：35～55％、SiO₂：10～30％、Al₂O₃：4.0％以下(不含0％)、MgO：0.2～1.0％、Li₂O：7～13％、F：7～13％、C：10.5～14％和不可避免的杂质，并且，满足下式(4)和(5)，

1.  6≤[T—CaO]/[SiO₂]≤5           …(4)

0.  2≤[Li₂O]/[SiO₂]≤1.1        …(5)
式中，[T—CaO]、[SiO₂]和[Li₂O]分别表示T—CaO、SiO₂和Li₂O在结晶器保护渣中的含量(质量％)，
并且，将铸模内的熔液面水平变动速度定为14mm/秒以下，使用在铸模宽度方向喷出钢水且喷出角度相对于水平朝下0°以上55°以下的浸渍喷嘴，再将振幅的冲程定为超过2mm在8mm以下，并且，将由下式(6)规定的负滑脱时间tN定为0.28秒以下，如此一边施加铸模振动一边进行作业，
tN＝(1/π·f)cos^-1(Vc/π·f·s)       …(6)
在此，f表示铸模频率(Hz)，s表示铸模振动时的铸模的上止点和下止点间的距离(mm)，Vc表示铸片拔出速度(mm/秒)。

2.  根据权利要求1所述的连续铸造方法，其特征在于，以300～1200高斯的磁通密度一边进行铸模内电磁搅拌一边进行作业。

3.  一种用于连续铸造溶存Al量为0.1％以上的钢的结晶器保护渣，是被用于钢的连续铸造的结晶器保护渣，其特征在于，以质量％计含有：T—CaO：35～55％、SiO₂：10～30％、Al₂O₃：4.0％以下(不含0％)、MgO：0.2～1.0％、Li₂O：7～13％、F：7～13％、C：10.5～14％和不可避免的杂质，
并且，满足下式(4)和(5)：

1.  6≤[T—CaO]/[SiO₂]≤5 …           (4)

0.  2≤[Li₂O]/[SiO₂]≤1.1 …        (5)
式中，[T—CaO]、[SiO₂]和[Li₂O]分别表示T—CaO、SiO₂和Li₂O在结晶器保护渣中的含量(质量％)。

高铝钢的连续铸造方法及结晶器保护渣
技术领域
本发明涉及由溶存铝(Al)量为0.1质量％以上的钢水通过连续铸造法制造高Al钢的方法，特别是涉及用于制造表面品质良好的铸片的连续铸造方法。
背景技术
在钢的连续铸造中，结晶器保护渣(mold powder)被添加到铸模内的钢水表面上。其以来自钢水的热进行渣熔融，形成熔融渣层，依次流入铸模和凝固坯壳的间隙而被消耗。结晶器保护渣主要由CaO和SiO₂构成，此外为了调整熔融渣的粘度和凝固温度，还会添加Al₂O₃、MgO、Na₂O、F和Li₂O等，另外为了调整熔渣的熔融速度还会添加C等。作为该结晶器保护渣的主要作用，可列举(A)确保铸模和凝固坯壳间的润滑性，以及(B)抑制从凝固坯壳向铸模的散热速度以放缓冷却等。
首先，为了确保上述(A)列举的铸模和凝固坯壳间的润滑性，重要的是使铸模和凝固坯壳的间隙以适当量流入由结晶器保护渣得到的熔融渣，如此来适当地设定其粘度及凝固温度。为了确保熔融渣的流入量，一般来说越是高速铸造越要使用低粘度的。
另外，上述(B)的缓冷却因为直接关系到所得到的铸片的表面品质，所以很重要。如亚包晶钢这种容易发生铸片表面裂纹的钢种，特别需要缓冷却。为了缓冷却，有效的是使由结晶器保护渣得到的渣膜(slag film)中，特别是使该铸模侧表面析出结晶。这是由于若在渣膜的铸模侧表面有结晶析出，则在膜和铸模之间形成凹凸，该凹凸所含的空气层作为隔热层发挥作用。作为此结晶，一般利用枪晶石(cuspidine，3CaO₂·2SiO₂·CaF₂)。
但是，由溶存Al量为0.1％以上的这种钢水通过连续铸造法制造铸片时，(A)的润滑性的确保和(B)的缓冷却困难。说到原因是由于在这种高Al钢的连续铸造中，经过由下述的反应式(7)
4Al+3SiO₂→2Al₂O₃+3Si    …(7)
所代表的化学反应，导致SiO₂被消耗。因此熔融渣中的碱度[CaO]/[SiO₂]上升，凝固温度显著上升。而且还能够在铸模壁面上形成被称为渣层(スラグベア)的硬的烧结物，熔融渣的流入受到阻碍。其结果是，润滑性受损，凝固坯壳和铸模烧粘，漏钢发生。
另外，由于上式(7)的反应导致熔融渣遭受组成变动，因此使枪晶石稳定生成困难。如此在高Al钢的连续铸造中，因为由上式(7)的反应造成的组成变动产生，所以难以稳定制造表面品质优异的铸片。
因此，为了在高Al钢的连续铸造中也制造出表面品质优异的铸片，尤其是为了抑制渣层的生成，专利文献1提出一种结晶器保护渣，其具有在低碱度且高粘度下结晶难以析出的组成和物性(权利要求的范围，段落[0004]和[0007])。
另外，为了产生与枪晶石不同的复合结晶而达成缓冷却，专利文献2公开了一种结晶器保护渣，其含有属于元素周期表IA族的元素的氧化物2种以上(权利要求的范围和段落[0013])。还有，在专利文献2的发明中，作为设想的复合结晶，公开有LiCa₂FSiO₄和NaCa₂FSiO₄等，但是在实施例所使用属于元素周期表IA族的元素的氧化物之中，Na₂O量最多，因此认为作为主要的复合结晶设想的是NaCa₂FSiO₄(段落[0020]和[0030])。另外专利文献2的发明其目的是使结晶器保护渣的软化温度降低，因此以含有属于元素周期表IA族的元素的氧化物2种以上为特征(段落[0024])。
在高铝钢的连续铸造中，由于Al和SiO₂的反应[上式(7)]导致Al₂O₃含有率增加时，为了防止凝固温度和粘度增加，从而防止漏钢的发生和铸片的表面品质的恶化，专利文献3提出了一种结晶器保护渣，其CaO、SiO₂、Li₂O、F、Na₂O、K₂O和Al₂O₃含有率满足规定的公式，在熔融层凝固的膜中，具有枪晶石的结晶析出这样的组成(权利要求的范围，段落[0011]和[0017])。
然而，在高Al钢、特别还是包晶反应或δ/γ相变量多的这种组成域的钢中，即使采用上述这样的结晶器保护渣，仍会存在随着相变收缩，在所得到的铸片的表面容易发生凹陷(depression，凹凸)和裂纹这样的问题。这样的钢种被称为亚包晶钢，一般基于Fe-Ca或Fe-Fe₂C₃二系平衡状态图，根据C含量[C]决定其化学成分组成范围。其范围被认为大约是C：0.09～0.18％。
可是，在合金钢的情况下，由于添加元素的影响致使状态图本身发生变化，δ相的最大固溶C浓度与包晶点一起移动，因此存在的情况是，不能只根据C含量一律规定亚包晶钢的组成。因此，关于高Al钢特别还是包晶反应或δ/γ相变量多的这种组成，已知是考虑Si、Mn、Al、Ni、Cr和Mo等的合金元素的影响，基于平衡热力学计算，如下式(1)～(3)规定(非专利文献1)。还有，构成这些公式的对象的亚包晶钢，设定Si、Mn、Al、Ni、Cr和Mo的基本成分的含量分别为4.0％以下(不含0％)，Al的含量为0.1～3.0％。
f1—0.10≤[C]≤f2+0.05　　…(1)
f1＝0.0828[Si]—0.0195[Mn]+0.07398[Al]—0.04614[Ni]+0.02447[Cr]+0.01851[Mo]+0.090…(2)
f2＝0.2187[Si]—0.03291[Mn]+0.2017[Al]—0.06715 [Ni]+0.04776[Cr]+0.04601[Mo]+0.173  …(3)
(式中、[Si]、[Mn]、[Al]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示Si、Mn、Ni、Cr和Mo的含量(质量％)。〕
【专利文献1】特开2003—53496号公报(权利要求的范围，段落[0004]和[0007])
【专利文献2】特开平10—216907号公报(权利要求的范围、段落[0013]、[0020]、[0024]和[0030])
【专利文献3】特开2002—346708号公报(权利要求的范围，段落[0011]和[0017])
【非专利文献1】“凝固”—373(1985)日本学术振兴会制钢第19委员会第3分科会凝固現象协会10670
如上式(1)～(3)规定的亚包晶钢这样铸片表面裂纹容易发生的钢种，为了抑制裂纹，使散热速度降低而进行缓冷却很重要。因此历来，一般是使由结晶器保护渣得到的渣膜中析出枪晶石(3CaO₂·2SiO₂·CaF₂)，使该铸模表面形成凹凸(空气形成的隔热层)，由此达成缓冷却。但是高Al的情况是，因为组成变动，所以稳定生成枪晶石困难。
另外，为了在良好地维持表面品质的同时制造上述这样的钢种，使用合适的结晶器保护渣虽然很重要，但还需要适当地控制连续铸造中的条件。然而，关于连续铸造Al含量为0.1％以上的高Al钢时的最佳铸造条件，实际情况是还没有确立。
发明内容
本发明着眼于上述这种情况而做，其目的在于，提供一种连续铸造方法及结晶器保护渣，即使通过连续铸造制造Al含量为0.1％以上这样的高Al钢时，也会防止凹陷和铸片的裂纹的发生，能够出制造表面品质优异的铸片。
本发明的第一方面的连续铸造方法，具有如下几点要旨：是使用结晶器保护渣，对于如下钢水进行连续铸造，该钢水Al含量为0.1～3.0％(质量％的意思，下同)，并且含有Si，Mn，Ni，Cr和Mo分别为4.0％以下(不含0％)，并且C含量[C]满足下式(1)～(3)，
f1—0.10≤[C]≤f2+0.05   …(1)
f1＝0.0828[Si]—0.0195[Mn]+0.07398[Al]—0.04614[Ni]+0.02447[Cr]+0.01851[Mo]+0.090    …(2)
f2＝0.2187[Si]—0.03291[Mn]+0.2017[Al]—0.06715[Ni]+0.04776[Cr]+0.04601[Mo]+0.173    …(3)
〔式中、[Si]，[Mn]，[Al]，[Ni]，[Cr]和[Mo]分别表示Si，Mn，Ni，Cr和Mo的含量(质量％)。〕
作为为所述结晶器保护渣，由T—CaO：35～55％、SiO₂：10～30％、Al₂O₃：4.0％以下(不含0％)、MgO：0.2～1.0％、Li₂O：7～13％、F：7～13％、C：10.5～14％和不可避免的杂质构成，满足下式(4)和(5)，
1.6≤[T—CaO]/[SiO₂]≤5    …(4)
0.2≤[Li₂O]/[SiO₂]≤1.1   …(5)
〔式中、[T—CaO]、[SiO₂]和[Li₂O]分别表示T—CaO、SiO₂和Li₂O在结晶器保护渣中的含量(质量％)。〕
并且使铸模内的熔液面水平变动速度为14mm/秒以下，使用在铸模宽度方向上喷出钢水，并且其喷出角度相对于水平而朝下0°以上、55°以下的浸渍喷嘴，再使振幅的冲程超过2mm、在8mm以下，并且使下式(6)所规定的负滑脱时间(negative strip time)tN为0.28秒以下，如此边施加铸模振动边进行作业。
tN＝(1/π·f)cos^-1(Vc/π·f·s)    …(6)
〔在此，f表示铸模频率(Hz)、s表示铸模振动时的铸模的上止点和下止点间的距离(mm)、Vc表示铸片拔出速度(mm/秒)。
在上述本发明方法中，优选以300～1200高斯的磁通密度边进行铸模内电磁搅拌边进行作业。
(786记载部分)
本发明的第二方面的结晶器保护渣，是用于连续铸造溶存Al量为0.1％以上的钢的结晶器保护渣，其中，由如下构成：
T—CaO：35～55％(质量％的意思，下同)、
SiO₂：10～30％、
Al₂O₃：4.0％以下(不含0％)、
MgO：0.2～1.0％、
Li₂O：7～13％、
F：7～13％、
C：10.5～14％和不可避免的杂质，满足下式(4)和(5)：
1.6≤[T—CaO]/[SiO₂]≤5       …(4)
0.2≤[Li₂O]/[SiO₂]≤1.1   …(5)
〔式中、[T—CaO]、[SiO₂]和[Li₂O]分别表示T—CaO、SiO₂和Li₂O在结晶器保护渣中的含量(质量％)。〕
根据本发明的第一方面的制造方法，通过适当调整结晶器保护渣的组成，并且适当控制连续铸造条件，铸片表面的凹陷和裂纹得到防止，从而能够制造表面品质优异的高Al钢。
(786记载部分)
若将本发明的第二方面的结晶器保护渣用于连续铸造，则铸片表面的凹陷和裂纹得到防止，从而能够制造表面品质优异的高铝钢。
具体实施方式
本发明者们为了解决前述课题而反复锐意研究。其结果发现，通过适当调整结晶器保护渣的组成，并且适当控制连续铸造条件，上述目的被完美地达成，从而完成了本发明。首先，对于本发明中使用结晶器保护渣进行说明。
历来提出的结晶器保护渣在应用于高Al钢时，因为组成变动，所以稳定生成枪晶石困难。因此本发明者们研究了使渣膜中析出替代枪晶石的结晶。
但是为了缓冷却，若使硅酸二钙(dicalcium silicate，2CaO·SiO₂)、钙铝石(mayenite，12CaO·7Al₂O₃)和钙铝黄长石(gehlenite，3CaO·2SiO₂·Al₂O₃)这样的结晶析出，则除了存在铸模铜板温度变动大的问题以外，还无法有效防止铸片的凹陷和裂纹。这是因为，作为粗大的结晶在渣中不均一地析出，所以铸模侧的表面形成不均一的凹凸(空气层)，其结果是散热速度产生偏差。若是如此，则认为凝固坯壳的厚度变得不均匀，因此在相变收缩下，铸片表面会发生凹陷和裂纹。
因此经锐意研究的结果发现，通过使渣膜中析出LiAlO₂来取代枪晶石，能够有效地防止铸片的凹凸和裂纹。虽然使LiAlO₂析出而能够防止铸片的凹凸和裂纹的正确的机理尚不明确，但能够进行如下推定。
因为LiAlO₂作为微细的结晶在渣膜的铸模表面均一地析出，所以均一的空气层得以形成。其结果是，均一的散热达成，铸模铜板温度的变动小，另外在缓冷却下，除了裂纹得到防止以外，均一厚度的凝固坯壳形成，由此认为相变收缩造成的铸片的凹陷和裂纹也得到抑制。但是，本发明并不限定于这一推定机理。
本发明使用的结晶器保护渣，意图是使来自结晶器保护渣的SiO₂和来自钢水的Al反应而形成的Al₂O₃，与来自结晶器保护渣的Li₂O反应而析出LiAlO₂。即，该结晶器保护渣是在高Al钢的连续铸造中，利用成为组成变动的原因的上式(7)的SiO₂和Al的反应而使LiAlO₂析出。然后，为了使LiAlO₂析出，结晶器保护渣其各成分量，尤其是T—CaO、SiO₂和Li₂O量，以及它们的质量比[Li₂O]/[SiO₂]和碱度[T—CaO]/[SiO₂]需要调整到适当范围。
另外，从将熔融渣(结晶器保护渣)的凝固温度调整到适当范围，以确保润滑性这一观点出发，各成分组成被调整到适当范围也是本发明使用的结晶器保护渣的特征。以下，分别对于本发明的结晶器保护渣中的各成分量、碱度[T—CaO]/[SiO₂]和质量比[Li₂O]/[SiO₂]进行说明。
[T—CaO：35～55％]
在本发明使用的结晶器保护渣中，所谓T—CaO是表示将结晶器保护渣中所含的全部的Ca换算成CaO时的CaO量(质量％)。结晶器保护渣中的T—CaO量为35％以上，优选为38％以上，更优选为40％以上，并为55％以下，优选为50％以下，更优选为48％以下。若T—CaO量低于35％，则SiO₂相对增加，其结果是，通过式(7)的反应导致Al₂O₃量增加，脱离LiAlO₂容易析出的组成范围以外，LiAlO₂将难以析出。另外，钙铝黄长石(3CaO·2SiO₂·Al₂O₃)也容易生成。反之，T—CaO量超过55％，Li₂O和SiO₂量也会相对地降低，其结果是由于式(7)的反应导致Al₂O₃量降低，从而不能确保充分量的LiAlO₂。另外，熔融渣的凝固温度变得过高。
[SiO₂：10～30％]
SiO₂量为10％以上，优选为15％以上，并在30％以下，优选为28％以下，更优选为25％以下。若作为玻璃形成元素的SiO₂量低于10％，则结晶容易发达，因此粗大的结晶被形成，渣膜的铸模表面侧会形成不均一的凹凸。另外凝固温度也上升，润滑性受损，渣层容易生成。反之若SiO₂量超过30％，则钙铝黄长石(3CaO·2SiO₂·Al₂O₃)和硅酸二钙(2CaO·SiO₂)比LiAlO₂析出得多。
[Al₂O₃：4.0％以下(不含0％)]
为了防止熔融渣的凝固温度和粘度的上升，Al₂O₃量为4.0％以下，优选为3％以下，更优选为2％以下。但是，因为Al₂O₃在结晶器保护渣制造中作为中可避免的杂质被混入，所以使其量达到0％在工业上很困难。
[MgO：0.2～1.0％]
MgO量为0.2％以上，优选为0.3％以上，更优选为0.4％以上，并为1.0％以下，优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下。MgO在渣膜中慰问团为用于结晶析出的核发挥作用。因此若MgO量超过1.0％，则核变得过多，从而不能适当地控制结晶的析出，尤其是根据结晶器保护渣组成，有硅酸二钙(2CaO·SiO₂)和钙铝石(12CaO·7Al₂O₃)优选析出的情况。另一方面，若MgO量低于0.2％，则结晶的核过少，因此直到达到低温的平衡温度结晶也无法充分地析出，尤其是钢水在作为高温的铸模弯月面(meniscus)正下方时，缓冷却难以进行。另外，若达到平衡温度，则粗大的结晶一下子析出，因此散热速度产生偏差。
[Li₂O：7～13％]
Li₂O为7％以上，优选为7.5％以上，更优选为8.0％以上，并在13％以下，优选为12％以下，更优选为11％以下。若Li₂O量低于7％，则难以析出充分量的LiAlO₂，另外熔融渣的凝固温度和粘度上升，有不能确保润滑性的情况。相反Li₂O量超过13％，LiAlO₂也会脱离析出的最佳范围以外，其析出量降低，有无法达成缓冷却的情况。此外，熔融保护渣的粘度大大降低，熔融渣局部性地过剩流入，脉动产生，对连续铸造的稳定作业造成不利影响。
[F：7～13％]
F量为7％以上，优选为7.5％以上，更优选为8.0％以上，并在13％以下，优选为12％以下，更优选为11％以下。若F量低于7％，则熔融渣粘度上升，有不能确保润滑性的情况。另一方面，F具有抑制LiAlO₂的析出的作用，尤其是若F量超过13％，则LiAlO₂的析出量急剧降低。
[C：10.5～14％]
该C量表示结晶器保护渣中所含的全部的C量。即该C量表示作为结晶器保护渣的原料而被添加的这种单体的碳(游离C量)，和例如作为Li₂O原料而被添加Li₂CO₃等的化合物中的碳量的合计。结晶器保护渣中的C量为10.5％以上，优选为11.0％以上，更优选为11.5％以上，并在14％以下，优选为13.5％以下，更优选为13％以下。若C量低于10.5％，则结晶器保护渣的熔融速度过大，流入过多，不均一流入发生。其结果是易发生铸片的纵裂纹。反之若C量超过14％，则熔融速度过小，不能确保充分的渣膜的厚度。其结果是，在工业生产上不可避免发生的铸模内的熔液面变动时，会发生渣膜的膜破裂，由于烧粘和钢水直接与铸模接触造成的急冷，因此铸片的表面品质劣化。
本发明使用的结晶器保护渣由上述成分和不可避免的杂质构成。还有，在一般的结晶器保护渣中，为了使粘性、凝固温度降低，还会添加Na₂O和K₂O，但是本发明的结晶器保护渣还以不含这些为特征。说到原因是因为在本发明预定的高铝钢的连续铸造中，会发生由下述反应式(8)和(9)表示的化学反应：
2Al+3Na₂O→Al₂O₃+6Na   …(8)
2Al+3K₂O→2Al₂O₃+6K    …(9)
因此Na₂OやK₂O被消耗，它们的作用则无法充分地发挥，超出设想的Al₂O₃生成，从而对熔融渣的凝固温度等造成不利影响。另外若Na₂O存在，则Na—Al—O结晶不均一地析出，渣膜的凹凸(空气层)上产生偏差。
[1.6≤[T—CaO]/[SiO₂]≤5]
碱度[T—CaO]/[SiO₂]为1.6以上，优选为1.8以上，更优选2.0以上，并在5以下，优选为4以下，更优选为3以下。若碱度低于1.6，则相对地SiO₂量增加，脱离LiAlO₂容易析出的组成范围，LiAlO₂难以析出。另外钙铝黄长石(3CaO·2SiO₂·Al₂O₃)也容易生成。反之碱度超过5，相对SiO₂量减少，随之而来的是Al₂O₃和LiAlO₂量减少。另外作为玻璃形成成分的SiO₂量减少，会导致钙铝石(12CaO·7Al₂O₃)过度发达。此外凝固温度变高而带给润滑性不利影响。
[0.2≤[Li₂O]/[SiO₂]≤1.1]
质量比[Li₂O]/[SiO₂]为0.2以上，优选为0.3以上，更优选为0.4以上，并在1.1以下，优选为1.0以下，更优选为0.9以下。若[Li₂O]/[SiO₂]低于0.2，则Li₂O量不充分，因此LiAlO₂无法被充分生成。反之[Li₂O]/[SiO₂]超过0.1，则脱离用于LiAlO₂析出的最佳范围，因此LiAlO₂难以析出。
本发明的结晶器保护渣(熔融渣)的凝固温度优选为950～1000℃，更优选为1000～1150℃。若凝固温度低于950℃，则结晶难以析出，有可能不能充分地发挥缓冷效果。另一方面，若凝固温度超过1200℃，则渣层生成，由于渣层导致的不均一流入，因此有漏钢和铸片的裂纹发生的情况。
为了充分发挥上述结晶器保护渣的效果，进行连续铸造的钢的Al含量(钢水中的Al含量)为0.1％以上，优选为0.3％以上，更优选为0.5％以上，并在2.5％以下，优选为2.0％以下，更优选为1.7％以下。在此所谓钢的溶存Al，表示深化在用于连续铸造的钢水中的Al的量，该量中不包含作为Al₂O₃等析出的(即未溶存)的Al量。
另外，本发明方法中作为对象的亚包晶钢，设想Si、Mn、Al、Ni、Cr和Mo的基本成分的含量分别为4.0％以下(不含0％)，满足上式(1)～(3)。除上述成分以外，实质上由铁构成，但也能够含有S、P、Cu等不可避免的杂质，此外还能够含有少量的允许成分(例如0.2％以下的Ti、Nb等)。
在本发明中，为了达成上述目的，也需要适当地控制连续铸造条件，其次对于这些条件进行说明。
(铸模内的熔液面水平变动速度：14mm/秒以下)
为了维持结晶器保护渣熔池的稳定，铸模内的熔液面水平变动速度需要控制在适当的范围。若该变动速度超过14mm/秒，则结晶器保护渣熔池断裂，钢水与铸模铜板直接接触，铸模散热速度不均一。其结果是，铸模热电偶温度变动大，凹陷和裂纹等容易发生。还有，该变动速度优选为10mm/秒以下。另外，为了将铸模内的熔液面水平变动速度控制在上述的范围内，根据铸造条件，只要使喷跟堵塞防止用Ar气体流量最佳化，并最佳化浸渍喷嘴的喷出孔形状即可。
(使用在铸模宽度方向上喷出钢水，并且其喷出角度相对于水平而朝下0°以上、55°以下的浸渍喷嘴)
在铸模内使用的浸渍喷嘴，需要其钢水喷出方向为铸模的宽度方向。若钢水喷出方向为厚度方向，则铸模广面侧凝固坯壳的特定部位会碰到钢水喷出流，该部位的散热状况与其他部位不同，在相变收缩大的该钢种上容易成为凹陷和裂纹的起点。这时的浸渍喷嘴的喷出角度(喷出方向角度)可以相对于水平方向朝下0°以上、55°以下。若浸渍喷嘴的喷出角度低于0°(即朝上)，则喷出钢水直接面向熔融结晶器保护渣与熔池面的界面，因此界面成为高温且被搅拌的状态，在钢水中的溶存Al和结晶器保护渣中的SiO₂之间发生的前述(7)式的反应剧烈进行，不能控制在适当的结晶器保护渣组成下。另外，若浸渍喷嘴的喷出角度相对于水平方向朝下55°以上，则高温的钢水喷出流朝向铸型下方向的流动成为中心，铸模内钢水熔池面温度过度降低。这种情况下，在凝固温度比较高的本结晶器保护渣中会发生渣层，引起结晶器保护渣的流入不均一，使纵裂纹产生。
(振幅的冲程：超过2mm、在8mm以下，由下式(6)规定的负滑脱时间tN：0.28秒以下)
进行连续铸造时，一般是边振动铸模一边将铸片拉到下方，但作为该铸模振动条件，则需要施加这样的铸模振动，即将铸模的上止点和下止点间的距离所决定的振动的冲积控制在超过2mm、在8mm以下的范围，还需要使下式(6)所规定的振动的负滑脱时间tN为0.28秒以下。
tN＝(1/π·f)cos^-1(Vc/π·f·s)   …(6)
〔在此，f表示铸模频率(Hz)、s表示铸模振动时的铸模的上止点和下止点间的距离(mm)、Vc表示铸片拔出速度(mm/秒)。
若上述冲积处于2mm以下，则结晶器保护渣的流入量极端减少，铸模—铸片间的烧粘频度增加，漏钢的危险性增加，因此难以实现稳定铸造。另外，若冲积超过8mm，则振痕(oscillation mark)的间隔变宽，铸造初期的收缩应力无法被分散，而是集中在振痕部而引起凹陷。
由上式(6)规定的负滑脱时间tN，已知是作为表示将振幅也纳入考虑的振痕深度的指标(例如“第3片铁钢便览II制铁·制钢”(日本铁钢协会编)，p638)，认为该值越小振痕深度就越小(例如“铁与钢”，67(1981)，p1190)。另外，在对通常的钢材进行连续铸造时，上述负滑脱时间tN被设定在0.35秒左右以下。根据本发明者们的研究，为了连续铸造本发明中作为对象的高Al钢，则需要将上式(6)所规定的负滑脱时间tN控制在0.28秒以下。即，若该负滑脱时间tN成为比0.28秒大的值，则铸模的向下的运动能量被保护渣传递，在弯月面的保护渣上产生压力，由此引起振痕的深度变大，伴随着凝固、相变的变形应力在振痕的波谷间部集中，横裂纹发生。还有，负滑脱时间tN的优选上限为0.25秒。
本发明方法的基本的铸造条件如上所述，但根据需要进行铸模内电磁搅拌也有效。通过进行电磁搅拌，铸模内的钢水流动被均一化，与凝固坯壳冲突的钢水温度被均一化，因此向铸片的宽度方向的输入热量被均一化，均一的凝固坯壳被得到，能够防止凹陷、纵裂纹。为了发挥这样的效果，优选进行电磁搅拌时的磁通密度为300高斯(gauss)以上，更优选为500高斯以上。但是若磁通密度过大，则钢水液面的钢水流速过快，上式(6)所表示的反应激烈进行，不能控制在适当的结晶器保护渣组成下，因此优选为1200高斯以下。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，当然也可以在能够符合前后述的宗旨的范围适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
(实施例1)
使用垂直弯曲型连续铸造机，一炉(1heat)铸造240吨的钢水。在该实施例中，采用下述表1所示的各种化学成分组成的钢水(钢种)，并且采用下述表2所示的组成的结晶器保护渣。这时，连续铸造中的结晶器尺寸为240×1230mm，铸造速度为1.4m/分。
[表1]

[表2]

作为润滑性的指导，计算结晶器保护渣(熔融渣)的凝固温度。凝固温度(℃)根据熔融渣的粘度η和温度T计算。具体来说是根据振簧法，一边升温度一边连续测定熔融渣的粘度η，制成设粘度η的对数logη于Y轴，设粘度的测定温度T的倒数1/T于横轴的曲线图，求得该曲线图的拐点所对应的温度T作为凝固温度。
作为缓冷却的指导，计算铸模热通量(MW/m²)。铸模热通量其计算方式为，根据铸模冷却水的流量和入口出口的温度差，求得铸模的总散热量，并以其除以铸模铜板和铸片的接触面积。热通量值为1.5MW/m²以上的判定为“强冷却”，低于1.5MW/m²的判定为“缓冷却”。
作为连续铸造的稳定作业的指导，使用埋设于铸模铜板中的热电偶，测定以一定速度进行铸造的一定区间内的温度变动(℃)。还有，在连续铸造中，若温度变动超过15℃，则进行铸造速度的减速措施，尽管如此变动仍超出时，则有进行铸造停止措施的情况。
作为铸片的表面品质的指导，评价凹陷和裂纹。铸片表面的凹陷，从一炉任意抽取在正常状态下能够铸造的部位的熔渣2枚，目测检查熔渣宽面的正背面，对于确认到凹陷的部位进行凹陷深度测定，存在深度2mm以上的凹陷的评价为“有凹陷”。铸片表面的裂纹是目测观察铸片的宽面的表面和背面，长度100mm以上的裂纹即使存在1个也评价为“有裂纹”。
这些结果与连续铸造条件(铸模内熔液面水平变动速度、浸渍喷嘴喷出角度、电磁搅拌磁通密度、铸模振动冲程、负滑脱时间tN)一起显示在下述表3中。
[表3]

由这些结构可知，满足本发明规定的要件的(试验No.1～10)，能够实现缓冷却或铸模热电偶温度变动的稳定化，能够制造无凹陷和裂纹的表面品质优异的铸片。相对于此，使用了欠缺本发明规定的要件的结晶器保护渣的(试验No.11～23)，则不能进行缓冷却，LiAlO₂以外的结晶大量析出，在润滑性上有困难，其结果是铸片发生凹陷和裂纹。
具体来说，试验No.11其结晶器保护渣中的C含量过剩，熔融不充分，因此渣膜没有充分形成的部分发生急冷，纵裂纹产生。试验No.12其结晶器保护渣中的MgO含量少，粗大的结晶析出，因此散热速度产生偏差，铸片的凹陷和裂纹发生。
试验No.13其结晶器保护渣中的MgO含量多，钙铝石等优先析出，因此散热速度产生偏差，铸片的凹陷和裂纹发生。试验No.14、15其结晶器保护渣中的SiO₂含量少，渣层大量发生，铸片的凹陷和裂纹发生。
No.16其结晶器保护渣中的Li₂O含量多，其结果是[Li₂O/SiO₂]的变大，由于粘度降低而导致过剩流入发生，形成流入发生脉动的结果，铸模热电偶温度变动大。另外，适当的润滑性得不到确保，铸片的凹陷和裂纹发生。
No.17其结晶器保护渣中的Li₂O含量少，其果是[Li₂O/SiO₂]的变小，粘度、凝固温度高，不能确保充分的单位消耗量，不能确保润滑性，另外钙铝石、硅酸二钙大量析出，散热速度发生偏差，因此凹陷和裂纹发生。
No.18其结晶器保护渣中的F含量少，粘度上升而不能确保充分的润滑性，因此凹陷和裂纹发生。No.18其结晶器保护渣中的F含量多，LiAlO₂量极少，缓冷却无法达成，凹陷和裂纹发生。
No.20其碱度[T—CaO]/[SiO₂]低，粗大的钙铝黄长石大量析出，因此散热速度产生偏差，铸片的裂纹发生。No.21其结晶器保护渣中的Li₂O含量少，凝固温度过高而不能确保适当的润滑性，铸片上发生裂纹。
No.22其结晶器保护渣中的Li₂O含量多，散热速度产生偏差，铸片的裂纹发生。No.23其碱度[T—CaO]/[SiO₂]低，粗大的钙铝黄长石大量析出，因此散热速度产生偏差，铸片的裂纹发生。另外因为还存在Na₂O，所以Na—Al—O结晶不均一地析出，这被认为也会对散热速度在偏差上造成影响。此外有钙铝黄长石大量生成的结晶不稳定，缓冷却无法被达成。
(实施例2)
采用下述表1所示的各种化学成分组成的钢水(钢种)，并且采用下述表4所示的组成的结晶器保护渣，除此以外均与实施例1同样，如此来铸造表1记载的钢。这时，连续铸造条件(铸模内熔液面水平变动速度、浸渍喷嘴喷出角度、电磁搅拌磁通密度、铸模振动冲程、负滑脱时间tN)以下述表5的方式进行控制。
[表4]

[表5]

对此，与实施例1同样，就润滑性(凝固温度)、缓冷却(铸模热通量)、稳定作业(温度变动)、铸片的表面品质(凹陷和裂纹)等进行评价。其结果一并显示在上述表5中。
由这些结果可知，满足本发明规定的要件的(No.24、25、28、30～34、36～39)，能够实现缓冷却或铸模热电偶温度变动的稳定化，能够制造无凹陷和裂纹的表面品质优异的铸片。相对于此，脱离本发明规定的铸造条件的(试验No.26、27、29、35、40～42)，凹陷和裂纹发生。
具体来说，No.26、27其铸模内熔液面水平变动速度大，散热速度不均一，其结果是铸模热电偶温度变动大，凹陷和裂纹发生。No.29其浸渍喷嘴喷出角度为—5°，散热速度不均一，其结果是铸模热电偶温度变动大，凹陷和裂纹发生。
No.35作为本发明的优选要件的电磁搅拌磁通密度大，散热速度不均一，其结果是铸模热电偶温度变动大，凹陷和裂纹发生。
No.40铸模振幅冲程为2mm，因流入不足导致裂纹发生。No.41、42因为振痕间隔大，所以沿振痕的凹陷、裂纹发生。
(实施例3)(786记载部分)
使用垂直弯曲型连续铸造机，由1炉240吨的钢水，铸造Cr-Mo添加钢。在该实施例中，采用下述表6所示的成的结晶器保护渣，和C量为0.18％、Si量为0.04％、Mn量为2.1％、Cr、Mo、Ni和P量为1％以下、溶存Al量为1.6％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢水。连续铸造中的结晶器尺寸为240×1230mm，铸造速度为1.4m/分。
[表6]