含Ti亚包晶钢的连续铸造用保护渣及连续铸造方法与流程

本发明涉及含Ti亚包晶钢的连续铸造中使用的保护渣，及使用该保护渣的、含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢的连续铸造方法。

背景技术：

将C含有率为0.08～0.18质量％的亚包晶钢进行连续铸造时，铸模内钢水凝固而形成的凝固壳的厚度容易变得不均匀。由此为起因，在铸坯表面容易产生纵向裂纹。

为了使铸模内的凝固壳的厚度均匀，将凝固壳缓慢地进行冷却(以下，也称为“缓慢冷却”。)是有效的，该缓慢冷却中，利用保护渣是比较简便的。

保护渣被供给至铸模内的钢水上，由于源自钢水的热供给而熔融。熔融状态的保护渣通过沿铸模流动而流入铸模与凝固壳的间隙，形成保护渣膜(以下，也称为“薄膜”)。该薄膜在铸造开始后，即刻由于源自铸模的冷却而凝固成玻璃状，随着时间的经过从玻璃中析出晶体。促进该薄膜的结晶化时，薄膜的铸模侧表面的粗糙度增大，因此铸模与薄膜的界面的热阻(以下，也称为“界面热阻”)增大。另外，薄膜中的辐射传热也被抑制。由于这些作用，与薄膜接触的钢水及凝固壳被缓慢冷却。

薄膜中析出的一般的晶体的组成为枪晶石(cuspidine：Ca₄Si₂O₇F₂)。

作为促进薄膜的结晶化的手段，至今有以下各种方法。

控制保护渣的熔体物性的方法，具体而言，提高凝固点的方法对于薄膜的结晶化的促进是有效的。关于该方法，专利文献1记载了将保护渣的凝固点提高至1150～1250℃，由此加强薄膜的结晶性。但是，将保护渣的凝固点提高至1250℃以上时，存在润滑性被阻碍而不能防止断裂之类的问题。

控制保护渣中的成分的方法，具体而言，使CaO与SiO₂的含有率之比(以下，也称为“碱度”)上升的方法对于薄膜的结晶化的促进也是有效的。另外，降低保护渣中的MgO含有率的方法对于薄膜的结晶化的促进也是有效的。关于这些方法，专利文献2公开了使保护渣中碱度为1.2～1.6且使MgO含有率为1.5质量％以下，其对于薄膜的结晶化是有效的。但是，该专利文献2中公开的保护渣的晶体生成温度最高才1150℃左右，不过是得到了与此对应的缓慢冷却效果而已。即，缓慢冷却效果是不充分的。

另一方面，专利文献3公开了通过向保护渣中添加铁或过渡金属的氧化物，抑制薄膜中的辐射传热的方法。

但是，添加这些氧化物时，保护渣中的CaO、SiO₂及CaF₂被稀释。尤其是，该专利文献3中，为了充分得到辐射传热的抑制效果，如其实施例所示那样，也必需将铁或过渡金属的氧化物以总计10质量％以上进行添加。此时，采用该文献的实施例中示出的碱度1.0附近的组成，枪晶石变得难以析出、保护渣的凝固点降低。该文献的实施例中示出的凝固点为1050℃左右，考虑到专利文献1中提出的亚包晶钢用保护渣的凝固点为1150～1250℃左右时，比其低了100℃以上。结果而言，薄膜的结晶化被阻碍，因此专利文献3的技术由于伴随结晶化的界面热阻的增大等，因此缓慢冷却效果受损。

专利文献4公开了CaO-SiO₂-CaF₂-NaF的四元系的保护渣中枪晶石易于析出的组成范围。该组成范围与之后非专利文献1记载的枪晶石的初晶区域实质上是一致的。根据这样的专利文献4所述的保护渣，将亚包晶钢以高速进行铸造的情况下，能够得到铸坯表面不产生纵向裂纹、表面品质良好的铸坯。

专利文献5公开了相对于调整为专利文献4的范围内的基本组成，通过添加过渡金属的氧化物，使凝固点降低而无损缓慢冷却效果的方法。该专利文献5以下述问题作为对象：钢水中的Mn含有率高的情况下，由于其氧化反应而薄膜中的MnO含有率变高，因此枪晶石的结晶化被阻碍、得不到充分的缓慢冷却效果。对于该问题，将MnO以必需的含有率预先进行配混，抑制其氧化反应，并且预先将凝固点提高至期望的水平。由此，能够防止Mn含有率高的高强度钢的纵向裂纹。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8-197214号公报

专利文献2：日本特开平8-141713号公报

专利文献3：日本特开平7-185755号公报

专利文献4：日本特开2001-179408号公报

专利文献5：日本特开2006-289383号公报

非专利文献

非专利文献1：ISIJ International、Vol.42(2002)、p489～497

技术实现要素：

发明要解决的问题

亚包晶钢的连续铸造中，如前所述在铸坯表面容易产生纵向裂纹。对于该纵向裂纹的防止，使凝固壳缓慢冷却是有效的，该缓慢冷却中可以利用保护渣。

但是，前述的专利文献1～3所述的保护渣有阻碍润滑性、不能防止断裂的问题，缓慢冷却效果不充分之类的问题。

另一方面，根据专利文献4所述的保护渣，将亚包晶钢以高速铸造的情况下，能够得到在铸坯表面不产生纵向裂纹、表面品质良好的铸坯。另外，根据专利文献5所述的保护渣，能够防止Mn含有率高的高强度钢的纵向裂纹。

然而，亚包晶钢存在Ti含有率例如为0.1质量％以上的钢种。该含Ti亚包晶钢的铸造中，受到钢水中的Ti的氧化反应的影响，熔融状态的保护渣中产生TiO₂。该TiO₂在凝固的薄膜中不只是单纯地稀释枪晶石，还新形成钙钛矿(perovskite：CaTiO₃)之类的其它晶相。因此，该钙钛矿在薄膜中优先生长，有损润滑所需的玻璃相(枪晶石)。其结果，出现稳定的铸造变困难、铸坯表面产生纵向裂纹之类的问题。

因此，含Ti亚包晶钢的铸造中，即使使用专利文献4及5所述的保护渣，受保护渣中产生的TiO₂的影响，也存在在铸坯表面产生纵向裂纹的情况。

本发明是鉴于这样的问题作出的，目的在于提供：含Ti亚包晶钢的连续铸造中，能够防止铸坯表面产生纵向裂纹的保护渣，及使用该保护渣的含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢的连续铸造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等发现在含Ti亚包晶钢的连续铸造中，伴随着钢水中的Ti的氧化反应，熔融状态的保护渣的组成发生变化。具体而言，发现了：初期组成中MnO及TiO₂的含有率不足0.1质量％的保护渣在熔融状态下MnO及TiO₂的含有率增加。

进而发现，即使由保护渣的初期组成算出的后述的f(1)、f(2)及f(3)分别满足同为后述的(1)式、(2)式及(3)式，铸造中的熔融状态的保护渣的TiO₂含有率超过20质量％时，熔融状态的保护渣的组成变化变大。熔融状态的保护渣的组成变化变大时，将对铸造结束后的凝固状态的保护渣的薄膜粉碎而得到的粉末供于X射线衍射试验，由此得到的钙钛矿的第1峰的强度相对于枪晶石的第1峰的强度之比(以下，也仅称为“强度比”)变为大于1.0的值而阻碍枪晶石的形成，连续铸造及纵向裂纹的评价为“不良”。因此，含Ti亚包晶钢的连续铸造中，为了防止铸坯表面的纵向裂纹产生，使铸造中的熔融状态的保护渣的TiO₂含有率不足20质量％、且使上述强度比为1.0以下是重要的。本发明是基于这些见解而完成的。本发明的要旨如下所示。

本发明的第1方式为含Ti亚包晶钢的连续铸造用保护渣，其特征在于，在含Ti亚包晶钢的连续铸造中，将CaO、SiO₂、碱金属的氧化物及氟化合物作为主要成分，且向铸模内供给前的化学组成满足下述(1)式、(2)式及(3)式，且铸造中的熔融状态的保护渣的TiO₂含有率为20质量％以下，且铸造结束后的凝固状态的保护渣的薄膜的强度比为1.0以下。

1.1-0.5×T≤f(1)≤1.9-0.5×T…(1)

0.05≤f(2)≤0.40…(2)

0≤f(3)≤0.40…(3)

上述(1)式～(3)式中，

f(1)＝(CaO)_h/(SiO₂)_h…(A)

f(2)＝(CaF₂)_h/{(CaO)_h+(SiO₂)_h+(CaF₂)_h}…(B)

f(3)＝{(碱金属的氟化物)_h}/{(CaO)_h+(SiO₂)_h+(碱金属的氟化物)_h)}…(C)。

上述(A)～(C)式中，

(CaO)_h＝W_CaO-(CaF₂)_h×0.718…(D)

(SiO₂)_h＝W_SiO2…(E)

(CaF₂)_h＝(W_F-W_Li2O×1.27-W_Na2O×0.613-W_K2O×0.403)×2.05…(F)

(碱金属的氟化物)_h＝W_Li2O×1.74+W_Na2O×1.35+W_K2O×1.23…(G)。

此处，T为钢水中的Ti含有率，W_CaO为保护渣中的CaO含有率，W_SiO2为保护渣中的SiO₂含有率，W_F为保护渣中的F含有率，W_Li2O、W_Na2O及W_K2O分别表示作为碱金属的氧化物的Li₂O、Na₂O及K₂O在保护渣中的含有率，均以质量％表示。

另外，此处，薄膜的强度比是指，将对保护渣膜粉碎而得到的粉末供于X射线衍射试验，由此得到的钙钛矿的第1峰的强度(将Co作为射线源时的布拉格角的2倍角度(33.2°)时的强度X2)相对于枪晶石的第1峰的强度(将Co作为射线源时的布拉格角的2倍角度(29.2°)时的强度X1)之比(X2/X1)。

本发明的第2方式为含Ti亚包晶钢的连续铸造方法，其是使用上述本发明的第1方式的保护渣，连续铸造含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢。

本发明中，“将CaO、SiO₂、碱金属的氧化物及氟化合物作为主要成分”是指作为对象的各成分的含有率分别为5质量％以上、且它们的总含有率为70质量％以上。

发明的效果

本发明的含Ti亚包晶钢的连续铸造用保护渣(以下，也称为“本发明的保护渣”)，使由向铸模内供给前的化学组成(以下，也称为“初期的化学组成”)算出的各指标(f(1)、f(2)及f(3))调整为特定的范围内。进而，铸造中的熔融状态时的TiO₂含有率为20质量％以下，且铸造结束后的凝固状态的薄膜的强度比为1.0以下。由此，伴随钢水中的Ti的氧化反应、熔融状态的保护渣的组成发生变化的情况下，薄膜中的晶相中枪晶石也稳定、能够维持枪晶石比钙钛矿占优势的状态。其结果，铸模内的润滑及缓慢冷却的效果稳定、能够防止铸坯表面的纵向裂纹的产生。

本发明的含Ti亚包晶钢的连续铸造方法(以下，也称为“本发明的连续铸造方法”)使用上述的本发明的保护渣。由此，铸模内形成的薄膜中的晶相中，枪晶石稳定、能够维持枪晶石比钙钛矿占优势的状态。其结果，铸模内的润滑及缓慢冷却的效果稳定、能够防止铸坯表面的纵向裂纹的产生。

附图说明

图1为说明本发明的保护渣及连续铸造方法的图。

图2为将图1的一部分扩大示出的截面图。

具体实施方式

图1为说明本发明的图，图2为将虚线圈出的图1的一部分扩大示出的截面图。边适宜参照图1及图2，边对本发明进行以下说明。需要说明的是，X～Y是指“X以上且Y以下”，除非有特别限定。

如图1所示，本发明的保护渣1供给于介由浸渍喷嘴2向铸模3注入的钢水4的表面。如此供给的本发明的保护渣1由于源自钢水4的热供给而熔融。之后，如图2所示，沿铸模3流入铸模3与凝固壳5的间隙而形成薄膜8。从被未图示的冷却手段冷却的铸模3侧进行冷却，对于由此形成的凝固壳5，使用辊6向铸模3的下方抽出，通过冷却水7进行冷却。本发明的连续铸造方法中，如此连续铸造含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢。

以下，针对本发明的保护渣及连续铸造方法，对上述那样规定的理由及优选的方式进行说明。

本发明的保护渣将CaO、SiO₂、碱金属的氧化物及氟化合物作为主要成分。CaO、SiO₂及氟化合物作为担负结晶化的枪晶石的必需构成成分含有。另外，碱金属的氧化物作为用于比较容易调节保护渣的凝固点的成分而含有。

如前所述含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢的连续铸造中，在铸模内，伴随着钢水中的Ti的氧化反应，保护渣的化学组成发生变化。因此，对于本发明的保护渣，将由初期的化学组成算出的各指标(f(1)、f(2)及f(3)。以下相同。)调节为特定的范围内。此处，“初期的化学组成”是指连续铸造的向铸模内供给前的组成，为了排除伴随着钢水中的Ti的氧化反应的保护渣的组成变化。

通过调节各指标，伴随钢水中的Ti的氧化反应，熔融状态的保护渣(以下，也称为“熔融保护渣”。)的组成发生变化时，薄膜中的晶相中枪晶石稳定，因此变得容易维持枪晶石比新生成的钙钛矿占优势的状态。其结果，能使铸模内的润滑及缓慢冷却的效果稳定，能够防止铸坯表面的纵向裂纹的产生。

具体而言，初期的化学组成满足下述(1)式、(2)式及(3)式。即，由初期的化学组成使用下述(A)～(H)式算出的各指标(f(1)、f(2)及f(3))满足下述(1)式、(2)式及(3)式。

1.1-0.5×T≤f(1)≤1.9-0.5×T…(1)

0.05≤f(2)≤0.40…(2)

0≤f(3)≤0.40…(3)

f(1)～f(3)由下述(A)式～(G)式规定。

f(1)＝(CaO)_h/(SiO₂)_h…(A)

f(2)＝(CaF₂)_h/{(CaO)_h+(SiO₂)_h+(CaF₂)_h}…(B)

f(3)＝{(碱金属的氟化物)_h}/{(CaO)_h+(SiO₂)_h+(碱金属的氟化物)_h)}…(C)

(CaO)_h＝W_CaO-(CaF₂)_h×0.718…(D)

(SiO₂)_h＝W_SiO2…(E)

(CaF₂)_h＝(W_F-W_Li2O×1.27-W_Na2O×0.613-W_K2O×0.403)×2.05…(F)

(碱金属的氟化物)_h＝W_Li2O×1.74+W_Na2O×1.35+W_K2O×1.23…(G)

此处，T为钢水中的Ti含有率，W_CaO为保护渣中的CaO含有率，W_SiO2为保护渣中的SiO₂含有率，W_F为保护渣中的F含有率，W_Li2O、W_Na2O及W_K2O分别为碱金属的氧化物Li₂O、Na₂O及K₂O的保护渣中的含有率，均以质量％表示。

使用前述(A)式算出的f(1)为考虑了CaF₂的CaO的含有率与SiO₂含有率的比，为用于促进枪晶石的结晶化的重要指标。

此处，Ti含有率不足0.1质量％的亚包晶钢的情况下，为了将熔融保护渣的组成维持在枪晶石的初晶的组成范围，f(1)的值必需为1.1～1.9。

含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢的情况下，在铸模内，通过与钢水中的Ti反应，熔融保护渣中的SiO₂被还原。因此，即使初期的化学组成的f(1)为上述的范围内(1.1～1.9)，也会发生由熔融保护渣的组成得到的f(1)的值大幅偏离恰当状态的情况。因此，根据钢水的Ti含有率以降低由初期的化学组成得到的f(1)的方式进行调节，由此使由熔融保护渣的组成得到的f(1)的值为上述的范围内(1.1～1.9)。其结果，通过铸模内的反应，由熔融保护渣的组成得到的f(1)的值上升，能够将熔融保护渣的组成维持在枪晶石的初晶的组成范围。

具体而言，本发明的保护渣，需要将f(1)设为(1.1-0.5×T)～(1.9-0.5×T)。从使枪晶石的结晶化更稳定这样的观点出发，f(1)的优选上限为(1.7-0.5×T)、更优选上限为(1.5-0.5×T)。另一方面，从相同观点出发，f(1)的优选下限为(1.2-0.5×T)、更优选下限为(1.3-0.5×T)。

使用前述(B)式算出的f(2)表示CaF₂相对于CaO、SiO₂及CaF₂的总含有率所占的比率，为用于促进枪晶石的结晶化的重要指标。通过使f(2)为0.05～0.40，能够将熔融保护渣的组成维持在枪晶石的初晶的组成范围。从使枪晶石的结晶化更稳定这样的观点出发，f(2)的优选上限为0.3、更优选上限为0.25。另一方面，从相同的观点出发，f(2)的优选下限为0.1、更优选下限为0.15。

使用前述(C)式算出的f(3)表示对枪晶石起到溶剂作用的成分的比率。通过使f(3)为0.4以下，能够维持枪晶石结晶化的稳定性。f(3)的下限根据前述(C)式的定义为0(零)。从使枪晶石的结晶化更稳定这样的观点出发，f(3)的优选上限为0.20、更优选上限为0.15。另一方面，从相同的观点出发，f(3)的优选下限为0.05、更优选下限为0.10。

对于本发明的保护渣，由初期的化学组成得到的f(1)、f(2)及f(3)分别满足前述(1)式、(2)式及(3)式。由此，即使因与钢水的反应而组成发生变化，薄膜中的晶相中枪晶石也稳定，因此能够维持枪晶石比钙钛矿占优势的状态。

对于本发明的保护渣，进而，铸造中的熔融状态的保护渣的TiO₂含有率为20质量％以下，且铸造结束后的凝固状态的保护渣的薄膜的强度比为1.0以下。熔融保护渣的TiO₂含有率为20质量％以下，由此能够抑制熔融保护渣的组成变化，因此薄膜中的晶相中，枪晶石稳定，能够维持枪晶石比起钙钛矿占优势的状态。另外，铸造结束后的凝固状态的保护渣的薄膜的强度比为1.0以下，由此能不阻碍枪晶石的形成。满足前述(1)式、(2)式及(3)式，并且熔融保护渣的TiO₂含有率为20质量％以下，且铸造结束后的凝固状态的保护渣的薄膜的强度比为1.0以下，由此能够防止铸坯表面产生纵向裂纹。

保护渣的凝固点优选为1150～1400℃。凝固点不足1150℃时，枪晶石的结晶化有可能不良。另外，凝固点如超过1400℃，从技术上的观点出发是困难的。通过使凝固点为1150～1400℃，薄膜带来的缓慢冷却效果提高，因此能够更有效地防止纵向裂纹的产生。

保护渣的粘度优选的是1300℃下粘度为2poise(＝0.2Pa·s)以下。粘度高于2poise时，结晶化速度有降低之虞，粘度为2poise以下时，薄膜带来的缓慢冷却效果提高，能够更有效地防止纵向裂纹的产生。另一方面，关于粘度的下限，由于粘度低，因此无问题发生。但是，对于通常使用的保护渣，使粘度不足0.1poise(＝0.01Pa·s)是困难的，因此优选为0.1poise以上。

亚包晶钢的Ti含有率为0.1质量％以上时，受到钢中的Ti的氧化反应的影响，铸坯表面产生纵向裂纹之类的问题变得显著。另一方面，亚包晶钢的Ti含有率超过1质量％时，因钢水中的Ti的氧化反应的影响而铸模内的熔融保护渣的组成变化变大。其结果，难以将熔融保护渣的组成维持在枪晶石的初晶的组成范围。因此，使用本发明的保护渣而连续铸造出的亚包晶钢为含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢。

本发明中，作为碱金属的氧化物，例如可以使用Li₂O、Na₂O及K₂O之中的1种或2种以上。另外，作为氟化合物，例如可以使用CaF₂作为主要成分的萤石、或NaF。

此外，为了调节凝固点、粘度等物性，本发明中可以在保护渣中含有Al₂O₃。Al₂O₃具有降低凝固点并且提高粘度的作用。但是，为了促进枪晶石的析晶，优选降低Al₂O₃的含有率，Al₂O₃的含有率优选为5质量％以下。另一方面，使用通常的保护渣用原料的情况下，保护渣中不可避地含有0.5质量％左右以上的Al₂O₃。通过使用预熔融基材等人工原料，还能够使Al₂O₃的含有率不足0.5质量％，但有原料成本上升之虞。因此，Al₂O₃的含有率优选为0.5质量％以上。

本发明的连续铸造方法将含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢作为对象。并且，使用上述的本发明的保护渣作为保护渣。由此，在浇铸中维持铸模内形成的薄膜中的晶相组成。即，薄膜中的晶相中，在浇铸中维持枪晶石与钙钛矿相比占优势的状态。因此，能够使铸模内的润滑及缓慢冷却的效果稳定，能够防止铸坯表面的纵向裂纹。

针对本发明的连续铸造方法的保护渣以外的铸造条件，没有特别限制。即，与以往的连续铸造方法同样地能够适宜设定。

实施例

为了确认本发明的保护渣及连续铸造方法的效果，进行连续铸造试验、评价其结果。

本试验中，从钢水2.5吨出发，边向铸模内的钢水上供给保护渣边连续铸造板坯。此时，拉伸速度为1.0m/分钟，板坯的尺寸为宽度500mm、厚度84mm、长度7000mm。

表1针对本试验中使用的保护渣，示出种类(符号)、初期的化学组成(质量％)、碱度、凝固点(℃)、及1300℃下的粘度(poise、泊)。另外，表2针对本试验中使用的钢水，示出化学组成(质量％)。

[表1]

[表2]

本试验中，设定试验编号1～7，使各试验中的保护渣的种类、钢水的化学组成变化。表3示出各试验中使用的保护渣的种类，钢水中的Ti含有率(质量％)，使用初期的化学组成(以下，也称为“初期组成”)算出的f(1)、f(2)及f(3)的值，及试验划分。

[表3]

本试验中，从铸造中的铸模内采取熔融状态的保护渣，分析其成分。表4示出熔融状态的保护渣的化学组成及使用熔融状态的组成算出的f(1)、f(2)及f(3)的值。

[表4]

铸造结束时从铸模内采取凝固状态的薄膜，通过对该薄膜实施粉碎处理而得到粉末。将所得粉末供于X射线衍射试验。从其衍射试验的结果出发，求出枪晶石的强度及钙钛矿的强度，算出钙钛矿的强度(X2)相对于枪晶石的强度(X1)之比(X2/X1)。此时，枪晶石的强度取第一峰的强度，具体而言，将Co作为射线源时的布拉格角的2倍角度(29.2°)的强度。另外，钙钛矿的强度取第一峰的强度，具体而言，将Co作为射线源时的布拉格角的2倍角度(33.2°)的强度。

另外，针对铸坯(板坯)表面的纵向裂纹进行调查，该调查中，对铸造的板坯的表面以目视进行观察，计测观察到的纵向的裂纹长度。此时，检测出长度10mm以上的裂纹的情况下判定为有纵向裂纹的产生。并且，在连续铸造时测定铸模的铜板的温度，观察其温度变化。由此，针对各试验进行连续铸造及纵向裂纹的评价。

表5的“连续铸造及纵向裂纹的评价”栏的符号的含义如下所示。

○：表示连续铸造时铸模铜板的温度稳定，能够完成连续铸造，且经铸造的板坯的表面无纵向裂纹。即，表现优良。

△：表示连续铸造时虽铸模铜板的温度改变，但能完成连续铸造、且经铸造的板坯的表面产生纵向裂纹。即，表现不良。

×：表示连续铸造时铸模铜板的温度显著改变，连续铸造中途中止。即，表现不良。

表5示出试验编号、保护渣的种类、钢水中的Ti含有率(质量％)、钙钛矿的强度相对于枪晶石的强度的比(强度比)、连续铸造及纵向裂纹的评价。

[表5]

根据表1～5，试验编号1～7中，保护渣的初期组成中MnO及TiO₂的含有率均不足0.1质量％。另一方面，熔融状态下的MnO及TiO₂的含有率增加。由此，能确认在含Ti亚包晶钢的连续铸造中，伴随着钢水中的Ti的氧化反应，熔融状态的保护渣的组成发生变化。

对于试验编号5中使用的保护渣，由初期组成算出的f(2)未满足前述(2)式。另外，对于试验编号6～7中使用的保护渣，由初期的化学组成算出的f(1)及f(2)分别未满足前述(1)式及前述(2)式。其结果，试验编号5～7中，薄膜的强度比为大于1.0的值，即枪晶石的形成被阻碍。因此，连续铸造及纵向裂纹的评价不良。

另一方面，对于试验编号1～3中使用的保护渣，由初期组成算出的f(1)、f(2)及f(3)分别满足前述(1)式、前述(2)式及前述(3)，且熔融保护渣的TiO₂含有率为20质量％以下，且薄膜的强度比为1.0以下。其结果，试验编号1～3中，在浇铸中维持了枪晶石比钙钛矿占优势的状态。因此，连续铸造及纵向裂纹的评价是良好的。

另外，对于试验编号4中使用的保护渣，由初期组成算出的f(1)、f(2)及f(3)分别满足前述(1)式、前述(2)式及前述(3)。但是，试验编号4中，钢水的Ti含有率超过1.0质量％，因此熔融保护渣的TiO₂含有率超过20质量％、熔融保护渣的组成变化变大。其结果，薄膜的强度比变为大于1.0的值，即枪晶石的形成被阻碍。因此，连续铸造及纵向裂纹的评价不良。

由此可知，通过本发明的保护渣及连续铸造方法，薄膜中的晶相中，能够维持枪晶石比钙钛矿占优势的状态，能够防止铸坯表面的纵向裂纹。

以上，联系了被认为是现在最具实践、且优选的实施方式对于本发明进行了说明，本发明不限定于本申请说明书中公开的实施方式，可以在不违反从权利要求书及说明书全体读取的发明主旨或思想的范围内适宜进行变更，伴随着这样的变更的含Ti亚包晶钢的连续铸造用保护渣及连续铸造方法也应被理解为包含在本发明的技术范围内。

产业上的可利用性

对于本发明的保护渣及连续铸造方法，铸模内的润滑及缓慢冷却的效果稳定，能够防止铸坯表面的纵向裂纹的产生。因此，可有效地用于含有0.1～1质量％的Ti的亚包晶钢的连续铸造。

符号的说明

1…含Ti亚包晶钢的连续铸造用保护渣

2…浸渍喷嘴

3…铸模

4…钢水

5…凝固壳

6…辊

7…冷却水

8…薄膜