JP7126099B2 - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、連続鋳造機を用いた鋼の連続鋳造方法に関する。

鋼の凝固過程では、炭素、燐、硫黄、マンガンなどの溶質元素は、凝固時の再分配により未凝固の液相（溶鋼）側に濃化される。これが、デンドライト樹間に形成されるミクロ偏析である。連続鋳造機により鋳造されつつある鋳片の凝固収縮及び熱収縮、並びに、連続鋳造機のロール間で発生する凝固シェルのバルジングなどによって、鋳片の厚み中心部に空隙が形成されたり負圧が生じたりすると、この部分に向かって溶鋼が流動する。その際、凝固末期の鋳片の厚み中心部には十分な量の溶鋼（未凝固層）が存在しない。そのため、上記のミクロ偏析によって溶質元素が濃縮された溶鋼が流動し、鋳片の厚み中心部に集積して凝固する。このようにして形成された偏析スポットは、溶質元素の濃度が溶鋼の初期濃度に比べ格段に高濃度となっている。この現象は、一般にマクロ偏析と呼ばれ、偏析スポットの存在部位に由来して、中心偏析とも呼ばれる。

さて、建設、土木、鉱業などの分野で使用される産業機械、部品、運搬機器（例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットコンベヤー、岩石破砕装置）などは、岩石、砂、鉱石などによるアブレッシブ摩耗、すべり摩耗、衝撃摩耗などの摩耗にさらされる。そのため、そういった産業機械、部品、運搬機器に用いられる鋼には、寿命を向上させるために耐摩耗性に優れることが求められる。

鋼の耐摩耗性は、硬度を高くすることで向上できることが知られている。そのため、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加した合金鋼に焼入れ等の熱処理を施すことによって得られる高硬度鋼が、耐摩耗鋼として幅広く用いられてきた。

さらに、耐摩耗鋼板の分野においては、耐摩耗性を向上させることに加えて遅れ破壊を防止することが求められている。遅れ破壊とは、鋼板に加わる応力が降伏強度以下の状態であるにも関わらず、突然鋼板が破断してしまう現象である。この遅れ破壊現象は鋼板強度が高いほど生じ易く、また鋼板への水素侵入により助長される。耐摩耗鋼板の遅れ破壊現象の例としては、ガス切断後の割れが挙げられる。ガス切断時に燃焼ガスからの水素侵入により鋼板が脆化し、さらにガス切断後の残留応力により、切断後数時間～数日経ってから割れが発生する。耐摩耗鋼板は硬度が高いためガス切断されることが多く、耐摩耗鋼板においては、ガス切断後の遅れ破壊（以下、「ガス切断割れ」という場合がある）がしばしば問題となる。

耐摩耗鋼板におけるガス切断後の遅れ破壊は、マルテンサイト組織やベイナイト組織の旧オーステナイト粒界で起る粒界破壊を起点として発生する。そして、粒界破壊は、（ａ）ガス切断によって生じる残留応力、（ｂ）ガス切断時に切断ガスから鋼板へと侵入する水素による水素脆化、及び（ｃ）ガス切断時の昇温による鋼板の焼戻し脆化の影響が重複することにより発生する。

さらに、粒界脆化元素であるＭｎ及びＰが濃化している鋼板の板厚中心偏析部がガス切断割れの起点となる。また、ガス切断時の昇温により、板厚中心偏析部における前記粒界脆化元素の旧オーステナイト粒界への偏析がさらに促進される結果、旧オーステナイト粒界の強度が著しく低下し、ガス切断割れが発生しやすくなる。

従って、耐摩耗鋼板のようにガス切断に供される厚鋼板においてガス切断割れを抑制するために、スラブ段階で中心偏析を低減することは極めて重要である。これに対処するべく、連続鋳造工程では鋳片の中心偏析を低減する対策が多数提案されている。

例えば、特許文献１や特許文献２に開示されているように、連続鋳造機内において、未凝固層を有する凝固末期の鋳片を、鋳片支持ロールによって凝固収縮量と熱収縮量との和に相当する程度の圧下量で徐々に圧下しながら鋳造する方法が提案されている。この技術は、「軽圧下」あるいは「軽圧下法」と呼ばれている。この軽圧下技術では、鋳造方向に並んだ複数対のロールを用いて、凝固収縮量及び熱収縮量の和に見合った圧下量で鋳片を徐々に圧下して、未凝固層の体積を減少させる。これにより、鋳片の厚み中心部における空隙あるいは負圧部の形成を防止すると同時に、デンドライト樹間に形成される濃化溶鋼の流動を防止する。その結果、鋳片の中心偏析が軽減される。

また、厚み中心部のデンドライト組織の形態と、中心偏析との間には、密接な関係があることから、以下のような方法も提案されている。

特許文献３には、連続鋳造機の二次冷却帯の鋳造方向における特定の範囲の比水量を０．５Ｌ／ｋｇ以上に設定し、さらに、鋳片の厚み中心部の固相率ｆｓが０．１～０．８の範囲においてトータル５～４０ｍｍの圧下を加える、鋼の連続鋳造方法が記載されている。この方法は、比水量を増加させることにより、凝固組織を微細化・等軸晶化して、これにより中心偏析を低減するものである。

特許文献４には、「タンディッシュ内の溶鋼の過熱度を２５℃以上にし、この溶鋼を連続鋳造鋳型に鋳込んで溶鋼の凝固を開始させ、前記鋳型から引き抜かれた凝固初期の鋳片に静磁界を印加し、最終凝固直前の鋳片に静磁界を印加すると共にこの鋳片を軽圧下する鋼の連続鋳造方法」が記載されている。この方法は、鋳片厚み中心部の凝固組織を柱状晶に制御したうえで鋳片に軽圧下を付与することで、中心偏析を低減するものである。

特開平８－１３２２０３号公報 特開平８－１９２２５６号公報 特開平８－２２４６５０号公報 特開平６－６０８号公報

しかしながら、特許文献１や特許文献２の方法では、中心偏析の要因として凝固収縮に着目しているに過ぎない。このため、中心偏析は低減するものの、昨今要求されている厳格な中心偏析抑制レベルを満足することはできない。よって、厚鋼板におけるガス切断後の遅れ破壊を防止することはできない。

また、特許文献３及び特許文献４の手法には以下に示す課題があった。後述するとおり、本発明者らの研究によれば、ガス切断割れは、所定の偏析度以上の偏析スポットが所定のサイズを超えた場合に発生することが明らかになった。しかし、等軸晶となった固液共存域の鋳片に軽圧下を付与する特許文献３の方法では、隣接する等軸晶の間隙にスポット的な偏析ができやすく、当該偏析スポットを所定のサイズ以下に制御することができず、ガス切断割れに影響を与える中心偏析の低減の効果が不十分であることが判明した。また、柱状晶とした鋳片に軽圧下を付与する特許文献４の方法では、厚鋼板におけるガス切断割れの低減に一定の効果が期待できるものの、本発明者らの検討によると、単に凝固組織を柱状晶するのみでは、やはりガス切断割れに影響を与える中心偏析の低減の効果が不十分であることが判明した。

そこで本発明は、上記課題に鑑み、中心偏析をより十分に低減し、特に、粗大な偏析スポットの発生を防いで、厚鋼板におけるガス切断後の遅れ破壊を防止することが可能な、鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明者らが鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
［１］最終凝固部（最終凝固厚み位置から厚み方向に±１０ｍｍ以内）での凝固組織は、完全に柱状晶であること（ただし、厚み方向下面側では分岐柱状晶であってもよい）
［２］上記柱状晶及び分岐柱状晶を形成するデンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下であること、及び
［３］上記［１］及び［２］を満たしたうえで、少なくとも鋳片の厚み中心部の固相率ｆｓが０．２となる位置から凝固完了位置までの範囲において、鋳片に０．５ｍｍ／分以上２．０ｍｍ／分以下の圧下速度で軽圧下を付与すること
によって、鋳片厚み中心部におけるＭｎ偏析度が２．１以上である偏析スポットの長軸径を２００μｍ以下に制御することができる。このように中心偏析がより十分に低減された鋳片から製造した厚鋼板においては、ガス切断後の遅れ破壊を防止することができる。

上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は以下のとおりである。
垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いた鋼の連続鋳造方法であって、
Ｃ：０．１質量％以上０．３質量％以下を含有する溶鋼を鋳型で一次冷却して、内部に未凝固の溶鋼が残存した鋳片を得る一次冷却工程と、
前記鋳型から前記鋳片を引き抜き、前記鋳片を鋳造方向に並んだ複数対のロールで支持しつつ二次冷却して、内部が全て凝固した鋼片を得る二次冷却工程と、
を有し、
（Ａ）前記鋳片の厚み方向の最終凝固部における凝固組織が、全幅にわたって、
厚み方向上面側では、デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下の柱状晶となり、
厚み方向下面側では、デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下の柱状晶又は分岐柱状晶となるように鋳造条件を制御しつつ、
（Ｂ）前記二次冷却工程では、前記鋳片の鋳造方向で、少なくとも前記鋳片の厚み中心部の固相率が０．２となる位置から凝固完了位置までの範囲において、前記鋳片に０．５ｍｍ／分以上２．０ｍｍ／分以下の圧下速度で軽圧下を付与する
ことを特徴とする鋼の連続鋳造方法。

本発明の鋼の連続鋳造方法によれば、中心偏析をより十分に低減し、特に、粗大な偏析スポットの発生を防いで、厚鋼板におけるガス切断後の遅れ破壊を防止することが可能である。

本発明の一実施形態において用いることができる垂直曲げ型の連続鋳造機１００の模式図である。 図１に示す垂直曲げ型の連続鋳造機において、鋳型から引き抜いた鋳片の鋳造方向断面図である。 本発明の他の実施形態において用いる湾曲型の連続鋳造機における、鋳型から引き抜いた鋳片の鋳造方向断面図である。 デンドライト１次アーム間隔を説明するための模式図である。 鋳造方向に垂直な断面を含む、鋳片の模式図である。 実験例１により得られた溶鋼熱量と柱状晶割合との関係を示すグラフである。 実験例３により得られた圧下速度とＭｎ平均偏析度との関係を示すグラフである。 実験例３により得られた圧下速度と偏析割合との関係を示すグラフである。

本発明の一実施形態による鋼の連続鋳造方法（鋼片の製造方法）は、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いるものであり、溶鋼を鋳型で一次冷却して、内部に未凝固の溶鋼が残存した鋳片を得る一次冷却工程と、前記鋳型から前記鋳片を引き抜き、前記鋳片を鋳造方向に並んだ複数対のロールで支持しつつ二次冷却して、内部が全て凝固した鋼片を得る二次冷却工程と、を有する。

［連続鋳造機］
本実施形態では、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いるものとする。一例として、図１を参照して、本実施形態において用いることができる２ストランドタイプの垂直曲げ型の連続鋳造機１００の構成を説明する。連続鋳造機１００は、取鍋１０、タンディッシュ１１、鋳型１２、スプレーノズル１３、複数対のロール１４、切断装置１５、及び電磁撹拌装置１６を有する。

連続鋳造機の最上部に位置する取鍋１０には、溶鋼Ｍが収容される。溶鋼Ｍは、取鍋１０の底部から、当該取鍋１０の下方に位置するタンディッシュ１１に注がれる。その後、溶鋼Ｍはタンディッシュ１１の底部から、浸漬ノズルを介して鋳型１２へと注がれ、鋳型１２内で溶鋼の一次冷却が行われる。

鋳型１２から引き抜かれる鋳片Ｓを鉛直方向から水平方向に案内し、かつ、静鉄圧による鋳片Ｓの変形を防止するために、円弧、双曲線などの曲線に沿って複数対のロール１４が配列される。ロール１４の一部は、鋳片Ｓを引抜くためのピンチロールとしての機能を有する。図２を参照して、鋳型１２から鉛直下方に引き抜かれた鋳片Ｓは、垂直帯２０Ａを通過した後、上部矯正帯２０Ｂにおいて曲げられ、湾曲帯２０Ｃにおいて湾曲した状態を保った後、下部矯正帯２０Ｄにおいて平板状に曲げ戻されて、水平帯２０Ｅを通過する。鋳型直下から水平帯にわたって鋳片Ｓの内部には溶鋼の未凝固部が存在し、鋳型直下から水平帯のほぼ全長にわたって鋳片Ｓの表面を支持するようにロール１４が配される。鋳造方向に隣接するロール間にスプレーノズル１３が位置し、これらスプレーノズル１３から鋳片Ｓに冷却水が吹き付けられ、鋳片の二次冷却が行われる。なお、スプレーノズルは、実際には各ロール間に複数配置されるが、図１では、その一部を複数のノズルを結ぶ線分で模式的に表現している。

水平帯の下流側には、固化した鋳片Ｓを切断するガストーチ、油圧切断などの切断装置１５が設けられる。切断装置１５によって切断された鋳片（スラブ）は、連続鋳造機１００から排出され、圧延装置に搬送される。

なお、図３に示す湾曲型の連続鋳造機も本実施形態において用いることができる。垂直曲げ型連続鋳造機では、鋳型から鉛直下方に鋳片を引き抜くため、鋳型１２の内壁面は平坦である。しかし、湾曲型連続鋳造機の場合、鋳型から円弧状に鋳片Ｓを引き抜くため、湾曲鋳型２１を用いる。鋳型２１の内壁面が湾曲しているため、湾曲した鋳片が送り出され、下部矯正帯２０Ｄで曲げ戻し矯正を行う。湾曲型の場合、垂直曲げ型の場合と異なり上部矯正帯での曲げ工程はない。

［溶鋼の成分組成］
本実施形態において、溶鋼の成分組成は、Ｃ：０．１質量％以上０．３質量％以下を含有するものとする。この範囲のＣ量の場合、鋳造条件によって最終凝固部（厚み中心部）の凝固組織の種類が変化するため、柱状晶を得るために鋳造条件を最適化する必要があるからである。厚鋼板において中心偏析が問題とならない鋼種はないため、溶鋼の成分組成は、上記Ｃ含有量を満たす限り特に限定されないが、例えば、耐摩耗鋼の成分組成として一般的な、質量％で、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．３～３．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０１～２．００％、及びＡｌ：０．００１～０．１００％を含有し、任意に、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、及びＶ：０．００１～１．０％から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成とすることができる。

［最終凝固部における凝固組織］
本実施形態では、鋳片の厚み方向の最終凝固部における凝固組織を、全幅にわたって、厚み方向上面側では、デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下の柱状晶となり、厚み方向下面側では、デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下の柱状晶又は分岐柱状晶となるように制御することが重要である。

［［凝固組織：柱状晶］］
最終凝固部（厚み中心部）の凝固組織は、溶鋼のＣ含有量と鋳造条件に依存する。一般的な垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いる場合、Ｃ含有量が０．１質量％未満の低炭素鋼においては、特殊な制御をしない限り、最終凝固部の凝固組織は、厚み方向の上面側では柱状晶、下面側では分岐柱状晶となる。これに対して、本実施形態が対象とするＣ：０．１質量％以上０．３質量％以下の中高炭素鋼においては、最終凝固部の凝固組織は、鋳造条件（主に溶鋼過熱度ΔＴと鋳造速度Ｖｃ）の影響を強く受け、鋳造条件によって、厚み方向の上面側では柱状晶、下面側では分岐柱状晶となることもあれば、厚み中心部全体が等軸晶となることもある。また、これらの組織が混合したような凝固組織になる場合もある。

本実施形態では、鋳造条件を適宜選定することによって、最終凝固部の凝固組織を、全幅にわたって、厚み方向上面側では柱状晶となり、厚み方向下面側では柱状晶又は分岐柱状晶となるように制御する。凝固組織はＨｕｎｔの関係式により決定すると言われており、等軸核が少ないほど、また凝固界面の先端の温度勾配が大きいほど、柱状晶になりやすい。そして、発明者らの鋭意調査により、溶鋼を鋳型に注入する際の溶鋼熱量が多いほど、柱状晶になりやすいことを発見した。これは、溶鋼熱量が多いほど等軸核の再溶解が発生し、核個数が減少したためと考えられる。ここで、溶鋼熱量Ｑは、Ｑ＝（溶鋼の熱容量Ｃ）×（単位時間当たりの注入量ｑ）×（溶鋼過熱度ΔＴ）で表される。なお、単位時間当たりの注入量ｑ（ｋｇ／分）は、Ｖｃ（ｍ／分）×スラブ幅（ｍ）×スラブ厚み（ｍ）×密度（ｋｇ／ｍ³）で求まる値である。なお、溶鋼過熱度ΔＴは、（タンディッシュでの溶鋼温度）－（液相線温度）である。それ以外の条件に関しても、等軸核の生成を抑制することで柱状晶化を促進できる。鋳型内攪拌については、印加しないか強度を弱めるほど、柱状晶が生成しやすくなる。ストランド内攪拌については、印加しないことで柱状晶が生成しやすくなる。また、接種核に関して、ＴｉＮ等の等軸晶の核となり得る析出物を減らすことも有効である。

凝固組織の種類の判定は、以下の方法で行うことができる。鋳造方向に垂直な鋳片（鋼片）の断面に塩酸腐食を施す。この断面の厚み中心部（最終凝固厚み位置から厚み方向に±１０ｍｍ以内）を投影機で撮影する。こうして得られた画像に基づいて、凝固組織の種類を識別する。

［［デンドライト１次アーム間隔：平均で２．０ｍｍ以下］］
本実施形態では、最終凝固部の凝固組織において、柱状晶及び分岐柱状晶を形成するデンドライト１次アーム間隔を平均で２．０ｍｍ以下とする。鋳片に適切な軽圧下を付与しても、凝固界面前面に濃化溶鋼が排出されることは、凝固が進行するうえで防ぐことはできない。凝固の最終段階では、この凝固界面前面の濃化溶鋼が凝固するため、ある程度の偏析が生じる。その際、偏析がどのように分布されるかは、デンドライト１次アーム間隔に依存する。デンドライト１次アーム間隔が大きい場合、粗大な偏析スポットが形成される。この場合、デンドライトの主軸のＭｎ濃度は低いため、全体としての偏析度は決して高くはないものの、ガス切断割れが発生し得る長軸径が２００μｍを超える偏析スポットが発生してしまう。デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下であれば、このような粗大な偏析スポットの発生を十分に抑制することができる。デンドライト１次アーム間隔の下限は特に限定されないが、鋳造条件の制約上、デンドライト１次アーム間隔は平均で概ね０．５ｍｍ以上となる。

デンドライト１次アーム間隔は、鋳造条件、特に比水量などの二次冷却条件によって制御できる。具体的には、比水量を多くするほど、デンドライト１次アーム間隔を小さくすることができる。また、二次冷却条件以外には、Ｂｉなどの界面活性元素を添加することにより、デンドライト１次アーム間隔を小さくすることができる。

デンドライト１次アーム間隔の測定は、以下の方法で行うことができる。鋳造方向に垂直な鋳片（鋼片）の断面の厚み中心部（最終凝固厚み位置から厚み方向に±１０ｍｍ以内）をピクリン酸で腐食し、投影機で撮影する。こうして得られた画像を処理して、デンドライト１次アーム間隔を測定する。なお、図４に示すように、「デンドライト１次アーム間隔」は、鋳片の幅方向に隣接するデンドライト１次アームの中心間距離λ₁を意味する。本実施形態では、厚み中心部の全幅にわたってデンドライト１次アーム間隔を測定し、その平均値を算出する。

なお、本明細書において、「全幅にわたって」とは、鋳片の鋳造方向に垂直な断面において、鋳片の幅方向両端部間の全幅を意味するものではなく、鋳片の幅方向に延在する最終凝固厚み位置の間の全幅（三重点の間の全幅、図５参照）を意味するものとする。

［軽圧下の付与］
本実施形態では、上記のような最終凝固部における凝固組織としたうえで、凝固末期の鋳片に所定条件の軽圧下を付与することが重要である。具体的には、鋳片の鋳造方向で、少なくとも鋳片の厚み中心部の固相率ｆｓ（以後、単に「中心固相率ｆｓ」とも称する。）が０．２となる位置から凝固完了位置（ＣＥ位置）までの範囲において、鋳片に０．５ｍｍ／分以上２．０ｍｍ／分以下の圧下速度で軽圧下を付与する。

ここで中心固相率ｆｓは、１次元の伝熱凝固計算によって求められる。伝熱・凝固計算にあたってはエンタルピー法や等価比熱法などが知られているがいずれの方法を用いてもよい。中心固相率ｆｓは次式で算出される。この式は金属学的に厳密な定義には基づいていないが、簡易的にはこの式がよく用いられている。
ｆｓ＝（Ｔ－ＴＬ）／｛（１－ｋ）・（Ｔ－ＴＭ）｝
Ｔ：中心部の温度
ＴＬ：液相線温度
ＴＭ：純鉄の融点
ｋ：溶質の分配係数

圧下速度：０．５ｍｍ／分以上２．０ｍｍ／分以下
圧下速度が０．５ｍｍ／分未満の場合、凝固収縮量を補償することができず、濃化溶鋼の流動を抑制することができないため、中心偏析は改善されない。また、圧下速度が２．０ｍｍ／分超えの場合、圧下量が過多となるため濃化溶鋼が上流側へ逆流し、その結果、逆Ｖ偏析と呼ばれる偏析が発生するため、やはり中心偏析は改善されない。よって、本実施形態では、圧下速度を０．５ｍｍ／分以上２．０ｍｍ／分以下とする。

中心固相率ｆｓ：０．２～１．０（ＣＥ位置）
さらには、軽圧下付与するタイミングも中心偏析の低減には重要である。中心固相率ｆｓが０．２を超えてから軽圧下を開始しても、既に中心偏析は形成されつつあるため、中心偏析の低減効果は小さい。また、中心偏析は、ミクロ偏析が流動して局所的に集まることにより発生するところ、ｆｓが１．０となるＣＥ位置よりも下流では、液相の移動は発生しない。よって、ｆｓが１．０となるＣＥ位置よりも下流側では軽圧下は不要となる。よって、本実施形態では、少なくともｆｓが０．２となる位置から１．０となる位置までの範囲で軽圧下を行う。

なお、軽圧下は、鋳片を挟んで対向した複数対のロールにおいて、各対のロール間隔（この間隔を「ロール開度」という）を、鋳造方向下流に向かって順次狭くなるように設定することによって、行うことができる。

以上説明した本発明の一実施形態による鋼の連続鋳造方法では、厚み中心部の凝固組織を適正に制御したうえで、凝固末期の鋳片に軽圧下を付与することができる。そのため、中心偏析をより十分に低減した高品質の鋼片（スラブ）を製造することができる。すなわち、厚鋼板におけるガス切断割れの原因となるスラブ段階での粗大な偏析スポットの発生を十分に抑制することができる。その結果、本実施形態で得た鋼片から、厳しい切断条件であったとしてもガス切断割れが発生しない厚鋼板を製造することができる。

具体的には、鋳片厚み中心部におけるＭｎ偏析度が２．１以上である偏析スポットの長軸径を２００μｍ以下に制御することができる。ここで、「偏析スポットの長軸径」とは、鋳造方向に垂直な鋼片の断面で見た偏析スポットの幅方向の長さを意味する。鋳造方向に垂直な鋼片の断面において、最終凝固部を中心に厚み方向に２０ｍｍで、幅方向に全幅の範囲（測定範囲）で、電子線マイクロプローブアナライザー（ＥＰＭＡ）装置を用いてＭｎ濃度を分析する。測定範囲内のＭｎ濃度を、粗鋼のＭｎ濃度で割ることによって、Ｍｎ偏析度を求める。Ｍｎ偏析度が２．１以上となる測定点群から偏析スポットを特定する。特定された全ての偏析スポットについて、その幅方向長さを求める。なお、分析条件は、電圧２５ｋＶ、電流１．５μＡ、積算時間５０ｍ秒、ビーム径１０μｍとする。

（実験例１）
凝固組織の制御実験として、垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、質量％で、Ｃ：０．２０％、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．７０％、Ｐ：０．００８％、Ｓ：０．００３％、Ｃｒ：０．５０％、Ａｌ：０．０３０％、Ｃｕ：０．０１％、Ｎｉ：０．０２％、Ｍｏ：０．１８％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｔｉ：０．０３０％、及びＶ：０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成の溶鋼を鋳造した。鋳片厚みは２５０ｍｍであり、鋳造幅は２１００ｍｍである。条件としては、溶鋼過熱度ΔＴを１０～４５℃の範囲で種々に振り、かつ、鋳造速度Ｖｃを０．９５～１．４ｍ／分の範囲で種々に振ることによって、溶鋼熱量Ｑを種々に振って、鋳片の厚み中心部（最終凝固厚み位置から厚み方向に±１０ｍｍ以内）に占める柱状晶の割合を調査した。柱状晶割合は前述の３重点の間の区間を調査し、厚み中央部に占める柱状晶の割合で定義した。図６に、鋳型における溶鋼熱量Ｑと厚み中心部の柱状晶割合との関係を示す。Ｑ≧１ＭＷで凝固組織を完全に柱状晶にすることが可能であることが分かる。ただし、この閾値は核生成量に依存するため、電磁撹拌条件やＴｉＮ等の析出物の有無によって異なる。すなわち、これらの条件が異なる鋼を鋳造する場合、新たにＱの閾値を決定する必要がある。

（実験例２）
垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、実験例１と同じ成分組成の溶鋼を鋳造した。鋳片厚みは２５０ｍｍであり、鋳造幅は２１００ｍｍである。表１に、各水準における、鋳造速度Ｖｃ、溶鋼過熱度ΔＴ、溶鋼熱量Ｑ、二次冷却における比水量、軽圧下を行う際の圧下速度、圧下開始時の中心固相率、及び圧下終了時の中心固相率を示す。各水準において、中心固相率やＣＥ位置は、伝熱計算によって求めた。メニスカスから２４～３０ｍの範囲に位置するセグメント群のうち、所定のセグメントで軽圧下を行うことで、圧下開始時及び終了時の中心固相率を制御した。圧下速度は、軽圧下セグメントの圧下勾配によって制御した。なお、当然ながら、これら以外の鋳造条件は全水準で統一している。

各水準で得られた鋳片の厚み中心部における凝固組織の種類を、既述の方法で判定し、結果を表１に示した。また、各水準で得られた鋳片の厚み中心部における凝固組織におけるデンドライト１次アーム間隔を既述の方法で測定し、幅方向の平均値を表１に示した。なお、凝固組織が等軸晶の場合、デンドライト１次アーム間隔の測定は困難であるため、ここでは省略した。

各水準において、既述の方法で、鋳片の厚み中心部におけるＭｎ偏析度が２．１以上である偏析スポットを特定し、そのうち長軸長が２００μｍを超える偏析スポットの個数をカウントし、結果を表１に示した。

各水準で得られた鋳片を加熱炉で加熱した後、熱間圧延を行い、さらに熱処理を施して、耐摩耗鋼板を製造した。そして、予熱や徐冷がなく、切断速度が３０ｃｍ／分という厳しい条件下で鋼板をガス切断し、切断後１日経過後に、カラー検査で割れの有無を調査した。結果を表１に示す。

表１から明らかなとおり、発明例１～３では、粗大な偏析スポットの発生がなく、厚鋼板においてガス切断割れが発生しなかった。これに対して、比較例１～６では、粗大な偏析スポットが発生し、厚鋼板においてガス切断割れが発生した。

（実験例３）
本発明者らの研究によれば、軽圧下を付与した場合における偏析低減効果は、凝固組織によって変わることが明らかとなった。本発明がターゲットとしている偏析形態は、Ｍｎ偏析度が２．１以上でかつ長軸径が２００μｍ超えとなる偏析スポットであるが、これは比較的高濃度で粒径も小さく、凝固の最終段階で生成されるような偏析スポットであるため、凝固組織が大きく影響を及ぼす。

そこで、垂直曲げ連続鋳造機を用いて、種々の鋳造条件で、実験例１と同じ成分組成の溶鋼を鋳造した。鋳片厚みは２５０ｍｍであり、鋳造幅は２１００ｍｍである。具体的には、第１グループとして、鋳造速度Ｖｃ＝１．４ｍ／分、溶鋼過熱度ΔＴ＝４５℃、溶鋼熱量Ｑ＝１．９８ＭＷ、二次冷却における比水量＝１．９２Ｌ／ｋｇの条件で、鋳片の厚み中心部の凝固組織が柱状晶（上面側：柱状晶、下面側：分岐柱状晶）となる水準と、第２グループとして、鋳造速度Ｖｃ＝１．４ｍ／分、溶鋼過熱度ΔＴ＝１０℃、溶鋼熱量Ｑ＝０．４４ＭＷ、二次冷却における比水量＝１．９２Ｌ／ｋｇの条件で、鋳片の厚み中心部の凝固組織が等軸晶となる水準を設けた。各グループにおいて、鋳片に付与する圧下速度を変化させた種々の水準の試験を行った。いずれの水準でも、軽圧下開始時の中心固相率は０．２とし、凝固完了位置まで軽圧下を付与し続けた。なお、第１グループにおいては、いずれの水準でも、デンドライト１次アーム間隔は平均で２．０ｍｍ以下であった。

図７に、圧下速度とＭｎ平均偏析度（既述の測定範囲内の平均Ｍｎ濃度を粗鋼のＭｎ濃度で割った値）との関係を示し、図８に、圧下速度と偏析割合（既述の測定範囲の中でＭｎ偏析度が２．１超えとなる面積の割合）との関係を示す。なお、図７及び図８中、▲のプロットは、鋳片の厚み中心部における凝固組織が等軸晶となる水準を示し、●のプロットは、鋳片の厚み中心部における凝固組織が柱状晶となる水準を示す。

図７から明らかなように、圧下速度には適正な範囲が存在していることが分かる。また、同じ圧下速度の場合は、凝固組織が柱状晶の方が中心偏析は低減できている。また、図８から明らかなように、Ｍｎ偏析度が２．１超えの面積割合は、柱状晶の場合は適正な圧下速度の範囲で低減しているのに対し、等軸晶の場合はほとんど低減していない。従って、高濃度域の偏析に対しては、等軸晶で軽圧下を付与しても改善効果が認められないことが判明した。等軸晶の場合でも平均偏析度が低減しているのは、比較的に低偏析度の面積が低減しているからである。

以上の結果から、厚み中心部の凝固組織を柱状晶に制御したうえで適切な範囲の軽圧下を付与することが、ガス切断割れを抑制するためには必要である。

本発明の鋼の連続鋳造方法によれば、中心偏析をより十分に低減し、特に、粗大な偏析スポットの発生を防いで、厚鋼板におけるガス切断後の遅れ破壊を防止することが可能である。よって、本発明により製造された鋼片から製造される厚鋼板は、耐摩耗鋼板などの用途に好適に使用される。

１００ 連続鋳造機（垂直曲げ型）
１０ 取鍋
１１ タンディッシュ
１２ 鋳型
１３ スプレーノズル
１４ ロール
１５ 切断装置
１６ 電磁撹拌装置
２０Ａ 垂直帯
２０Ｂ 上部矯正帯
２０Ｃ 湾曲帯
２０Ｄ 下部矯正帯
２０Ｅ 水平帯
２１ 湾曲鋳型
Ｍ 溶鋼
Ｓ 鋳片

Claims (1)

1. 垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いた鋼の連続鋳造方法であって、
   Ｃ：０．１質量％以上０．３質量％以下を含有する溶鋼を鋳型で一次冷却して、内部に未凝固の溶鋼が残存した鋳片を得る一次冷却工程と、
   前記鋳型から前記鋳片を引き抜き、前記鋳片を鋳造方向に並んだ複数対のロールで支持しつつ二次冷却して、内部が全て凝固した鋼片を得る二次冷却工程と、
   を有し、
   （Ａ）前記鋳片の厚み方向の最終凝固部における凝固組織が、全幅にわたって、
   厚み方向上面側では、デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下の柱状晶となり、
   厚み方向下面側では、デンドライト１次アーム間隔が平均で２．０ｍｍ以下の柱状晶又は分岐柱状晶となるように、少なくとも溶鋼熱量に影響する鋳造条件を制御しつつ、
   （Ｂ）前記二次冷却工程では、前記鋳片の鋳造方向で、少なくとも前記鋳片の厚み中心部の固相率が０．２となる位置から凝固完了位置までの範囲において、前記鋳片に０．５ｍｍ／分以上２．０ｍｍ／分以下の圧下速度で軽圧下を付与する
   ことを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
   

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