(57)【要約】【課題】介在物、気泡に起因する耐HIC割れに対する効果が期待でき、かつ窒化物増による鋼の靭性劣化の問題もない耐水素誘起割れ特性に優れた鋼の連続鋳造方法を提供する。【解決手段】本発明に係る耐水素誘起割れ鋼の連続鋳造方法は、1.0≦T.Ca/T.O≦1.5を満たすようにCaを添加し、上ノズルからN2ガスを2NL/min≦N2ガス≦25NL/min以下の流量で吹き込むことを特徴とするものである。  また、ポーラス部気孔率≧21%の上ノズルを用いてN2ガスを吹き込むことを特徴とするものである。【選択図】  図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐水素誘起割れ鋼を連続鋳造する方法において、1.0≦T.Ca/T.O≦1.5を満たすようにCaを添加し、上ノズルから2NL/min≦N2ガス≦25NL/min以下の流量で吹き込むことを特徴とする耐水素誘起割れ鋼の連続鋳造方法。
【請求項２】
ポーラス部気孔率≧21%の上ノズルを用いてN2ガスを吹き込むことを特徴とする請求項１記載の耐水素誘起割れ鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐水素誘起割れ特性に優れた鋼の連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
水素誘起割れ(Hydrogen  Induced  Cracking,以下HICという)しない耐HIC鋼の連続鋳造に関しては、従来種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１においては、溶鋼中に吹き込まれたアルゴンガス等の不活性ガスの一部が、気泡として鋳片内に残留したものがHICの発生原因であるとして、アルゴンガス等の不活性ガスの吹き込みをしないようにしている。そして、溶鋼中の[Ca]を10〜50ppmとすることにより、Al2O3等の非金属介在物が生成せず、ノズルに付着し難い組成にすることで、浸漬ノズル等の閉塞を抑制できるとしている。
【０００３】
また、特許文献２においては、溶鋼を連続鋳造鋳型に注入する際に、従来のArガスに代え、浸漬ノズルもしくはタンディッシュノズルから溶鋼中に、可溶性のガスであるN2ガスを吹き込むことで、介在物の浮上作用を促進できるとともに、吹き込みガスの気泡に起因するHIC割れの発生も抑制できるとしている。また、特許文献２では、窒化物の固溶障害を排除することを目的として、N2ガスの流量を25L/min以下にするとしている。
【０００４】
さらに、特許文献３においては、「溶鋼が脱酸される前の前記溶鋼のフリ−酸素含有量が６００ｐｐｍ以下となるように前記溶鋼の前記転炉における終点炭素含有量を制御し、前記溶鋼を脱酸し、そして前記溶鋼に前記カルシウムを添加した後、前記溶鋼を不活性ガスによって２分以上攪拌し、次いで前記溶鋼を前記取鍋内で３０分以上静置することを特徴とする、耐水素誘起割れ用鋼材の製造方法。」（特許文献３の請求項１参照）が提案されている。
【０００５】
【特許文献１】特開2000-126851号公報
【特許文献２】特開2002-361379号公報
【特許文献３】特開平7-150217号報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１の方法では、アルゴンガス等の不活性ガスの吹き込みをしないことにより、気泡原因での耐HIC割れに対する効果は期待できるが、介在物浮上作用が抑制されるために、介在物に起因する欠陥に対しては効果が期待できない。
【０００７】
また、特許文献２の方法では、上ノズルからN2の吹き込みを行うことにより、介在物に起因する欠陥に対する効果が期待できるが、それでも介在物に起因する超音波探傷欠陥（「UST欠陥」）の内部無欠陥率は依然として90%のレベルにとどまっている。
【０００８】
また、特許文献３の方法では、脱酸後の溶鋼にカルシウムを添加した後、溶鋼を不活性ガスによって２分以上攪拌するとしているが、気泡に起因する耐HIC割れに対する効果については明記されていない。
【０００９】
本発明は、かかる課題を解決するためになされたものであり、介在物及び気泡に起因する耐HIC割れに対する効果が期待でき、かつ窒化物増による鋼の靭性劣化の問題もない耐水素誘起割れ特性に優れた鋼の連続鋳造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
（１）本発明に係る耐水素誘起割れ鋼の連続鋳造方法は、1.0≦T.Ca/T.O≦1.5を満たすようにCaを添加し、上ノズルから2NL/min≦N2ガス≦25NL/minの流量で吹き込むことを特徴とするものである。
【００１１】
（２）また、上記（１）に記載のものにおいて、ポーラス部気孔率≧21%の上ノズルを用いてN2ガスを吹き込むことを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明においては、耐水素誘起割れ鋼を連続鋳造する方法において、1.0≦T.Ca/T.O≦1.5を満たすようにCaを添加し、上ノズルからN2ガスを2NL/min≦N2ガス≦25NL/minの流量で吹き込むようにしたので、気泡起因割れと介在物起因割れの両方の耐水素誘起割れ特性に優れ、また上ノズルからN2ガス流量を少なく設定しているので、窒化物増による鋼の靭性劣化の問題もない。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】縦軸をCaSi投入量（kg/ch）、横軸をCaSi投入後から鋳造開始までの静置時間としたグラフであって、これらCaSi投入量（kg/ch）及び静置時間と表層割れ表面率（CAR）との関係を示すグラフである。
【図２】縦軸を素鋼T.O(ppm)、横軸をCaSi投入量（kg/ch）としたグラフであって、これら素鋼T.O(ppm)及びCaSi投入量（kg/ch）と表層割れ表面率（CAR）との関係を示すグラフである。
【図３】素鋼T.Ca/素鋼T.Oと割れ表面率（CAR）との関係を示すグラフである。
【図４】UST欠陥不良率（％）とN2ガス(NL/min)との関係を示すグラフである。
【図５】表層（CAR）と上ノズル気孔率(％)との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本実施の形態に係る耐水素誘起割れ鋼の連続鋳造方法は、溶鋼に1.0≦T.Ca/T.O≦1.5を満たすようにCaを添加し、上ノズルからN2ガスを2NL/min≦N2ガス≦25NL/minの流量で吹き込むことを特徴とするものである。
Caの溶鋼に対する添加量を1.0≦T.Ca/T.O≦1.5とし、N2ガスの吹込み流量を2NL/min≦N2ガス≦25NL/minにした理由を以下に説明する。
【００１５】
＜1.0≦T.Ca/T.O≦1.5の理由＞
発明者らは、CaO介在物浮上を目的として、CaSi投入後から鋳造開始までの静置時間を管理した。図１はCaSi投入量（kg/ch）(ch:タンディッシュへの溶鋼のチャージの意味である)を縦軸に、横軸を静置時間（CaSi投入後から鋳造開始までの時間）を示す。図１に示すように、静置時間を50分以上にすることでHIC試験における表層割れ表面率（CAR）を低減できることがわかる。しかしながら、静置時間を50分以上に管理したとしても、表層割れ表面率（CAR）が4%超えの不合格が発生していた。
【００１６】
この原因を調査するため、素鋼T.OとCaSi投入量（kg/ch）との関係で、割れ表面率（CAR）を整理した。なお、溶鋼は、溶鋼中に金属Alが添加されて脱酸処理され、脱酸生成物としてアルミナが形成される。本明細書では、このアルミナなどの酸化物として溶鋼中に存在する酸素と、溶存酸素とを合計したものを「T.O」（トータル酸素）と記載している。
【００１７】
図２のグラフは素鋼T.O（ppm）とCaSi投入量（kg/ch）との関係を示すものであり、縦軸が素鋼T.O（ppm）を示し、横軸がCaSi投入量（kg/ch）を示している。図２のグラフから、素鋼T.Oに対してCaSi投入量が増えると割れ表面率（CAR）が高くなる傾向があるとの知見を得た。
そこで、素鋼T.Ca/素鋼T.Oと割れ表面率（CAR）との関係調査した。調査結果を、図３に示す。図３（ａ）は、縦軸が表層割れ表面率（CAR）を示し、横軸が素鋼T.Ca/素鋼T.Oを示している。また、図３（ｂ）は縦軸が1/2t（板厚中央部）割れ表面率(CAR)を示し、横軸が素鋼T.Ca/素鋼T.Oを示している。本明細書では、素鋼中の全Ca濃度（ppm）を「T.Ca」（トータルカルシウム）と記載している。
図３（ａ）のグラフから、素鋼T.Ca/素鋼T.Oを1.5以下にすることで、割れ表面率（CAR）を低減できることがわかる。また、図３（ｂ）のグラフから素鋼T.Ca/素鋼T.Oが1.0未満ではＭｎＳ起因による中心偏析による1/2t（板厚中央部）割れ表面率(CAR)が悪化し、素鋼T.Ca/素鋼T.O≧1.0以上が好ましいことが分かる。
【００１８】
＜2.0NL/min≦N2ガス≦25NL/minの理由＞
図４は、UST欠陥不良率（％）とN2ガス(NL/min)との関係を示している。図４に示すように、N2ガスの吹込み量が2.0NL/min未満では、介在物浮上が不十分となり、UST欠陥不良率が高くなる。他方、N2ガスの吹込み量が25NLL/minを越えると、窒化物固溶により靱性が悪化する。以上の理由から、N2ガスの吹込み量は、2.0NL/min≦N2ガス≦25NL/minが好ましい。
【００１９】
また、N2ガスを吹き込む上ノズルにおけるポーラス部気孔率を、21%以上にするのが好ましい。
表層HIC割れの起点として気泡が原因となることを受けて、N2ガスを吹き込む上ノズルについても検討した。具体的には、上ノズルポーラス部気孔率と表層HIC割れと関係を調査した。調査結果を図５に示す。図５においては、縦軸が表層CAR(％)(最大値)を示し、横軸が上ノズル部ポーラス部の気孔率（％）を示している。
図５より、気孔率を21％以上とすることで、表層CARが低減することがわかる。この理由は、気孔率が低いとガス気泡が小さく、介在物浮上作用が小さくなり、逆に気孔率が高いとガス気泡が大きく、介在物浮上作用が大きくなると考えられる。そして、気孔率を21％以上とすることで表層CAR低減に対する効果が表れると推察される。
【００２０】
上記実施の形態の効果を確認するための実験を行ったので、これについて以下の実施例において説明する。
【実施例】
【００２１】
（１）操業条件
転炉で約250トンの溶鋼を酸素吹錬した後、取鍋に出鋼し、ＲＨ真空脱ガス装置に搬送した。ＲＨ真空脱ガス装置では、成分調整等の必要に応じた精錬とともに、Al合金を所定量添加し、脱酸処理をした。Al合金添加後、溶鋼サンプルを採取し、T.Ca濃度とT.Oを分析した。
ＲＨ処理後、取鍋をCa合金ワイヤ投入設備へ搬送し、Ca合金ワイヤ投入設備において、Ca合金ワイヤを投入した。Ca合金ワイヤの投入は、T.Ca/T.Oを変化させてT.Ca/T.Oの影響を確認した。具体的には、表１を参照。
【００２２】
Ca合金ワイヤ投入後、取鍋を連続鋳造機上に設置されたタンディッシュ上へ搬送し、タンディッシュへ溶鋼を注入した。また上ノズル（２段のポーラス部）よりN2ガスを吹き込んだ。
尚、ポーラス部の平均気孔径は３０μｍであった。取鍋内溶鋼の約50%を注入した時点で、タンディッシュ内から溶鋼サンプルを採取し、T.Ca,T.O濃度を分析した。
【００２３】
タンディッシュに注入した溶鋼を連続鋳造法によりスラブを鋳造速度1.1〜1.4m/minで鋳造した。鋳造したスラブよりブロックサンプルを採取し、そこからスラブ厚み断面の全体に渡ってサンプルを採取し、介在物組成、個数を分析した。
前記スラブを用いて板厚31.8mm及び36.9mmの厚鋼板を製造した。
加熱したスラブを熱間圧延により圧延し、その後、加速冷却を施して所定の強度とした。この時のスラブ加熱温度は1050℃、圧延終了温度は800〜840℃、加速冷却開始温度は760〜800℃、加速冷却停止温度は450〜550℃とした。得られた鋼板の強度はいずれもAPIX65を満足するものであり、引張強度は570〜630ＭＰａであった。鋼板の引張特性については、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。
【００２４】
（２）試験方法
これらの鋼板について、複数の位置から各10〜15個のHIC試験片を採取し、耐HIC特性を調査した。耐HIC特性は、pHが約３の硫化水素を飽和させた5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液（通常のNACE溶液）中に試験片を96時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（CAR）で評価した。ここで、それぞれの試験片の割れ面積率３％以下を合格とした。
表１に各HIC試験片の成分濃度、及びHIC試験成績を示す。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
表１に示すように、T.Ca/T.Oが本発明の範囲を満たすもの（表中の本発明例１〜4）は、表層CAR(％)が、1.00%以下、1/2t（板厚中央部）割れ表面率(CAR)(％)が、0.00％であり、耐HIC性能が極めて良好であった。
他方、T.Ca/T.Oが本発明の範囲よりも小さい比較例１，２では、1/2t（板厚中央部）割れ表面率(CAR)(％)が大きく、また、T.Ca/T.Oが本発明の範囲よりも大きい比較例３〜５では、表層CAR(％)が大きくなっている。
このことから、T.Ca/T.Oを本発明の範囲にすることで、耐HIC性能を向上できることが実証された。
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図１】
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【図２】
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