(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上含有し、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１〜０．１０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種以上を含有するＳｉ含有鋼の連続鋳造方法において、
鋳片の表面温度が１１７７℃〜下記（３）式で求められるＴｓｃの温度区間における二次冷却水の比水量ＳＷを、下記（１）〜（３）式で求められるＳＷｍａｘの値以下として鋳造することを特徴とするＳｉ含有鋼の連続鋳造方法。
記
ＳＷｍａｘ＝（Ｔｓｃ／１１７７）０．５×ＳＷ０        ・・・・・（１）
ＳＷ０＝１．６×Ｖｃ０．２                            ・・・・・（２）
Ｔｓｃ＝１１７７−（９４０×Ｃｕ＋９４５０×Ｓｎ＋１０９２８×Ｓｂ）／３
・・・・・（３）
（ここで、ＳＷｍａｘ：Ｓｉ含有鋼の二次冷却比水量の上限値（ｌ／ｋｇ）、ＳＷ０：基準の二次冷却比水量（ｌ／ｋｇ）、Ｔｓｃ：１５０μｍ以上の深さの粒界酸化スケールが形成される下限温度（℃）、Ｖｃ：Ｓｉ含有鋼の鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）、元素記号：その元素の含有量（ｍａｓｓ％）、ただし、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％超えは０．１ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％超えは０．１ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０５ｍａｓｓ％超えは０．０５ｍａｓｓ％）
【請求項２】
鋳片の表面温度が１１７７℃〜上記（３）式で求められるＴｓｃの温度区間における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする請求項１に記載のＳｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項３】
垂直曲げ型連鋳機で連続鋳造する場合には、垂直部における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上、湾曲型連鋳機で連続鋳造する場合には、湾曲部から矯正部における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上、として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする請求項１に記載のＳｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項４】
上記二次冷却水の衝突圧の制御に代えて、または、上記二次冷却水の衝突圧の制御に加えてさらに、機械的手段を用いて鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする請求項２または３に記載のＳｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｓｉ含有鋼の連続鋳造方法に関し、具体的には、Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上含有する鋼の連続鋳造鋳片に発生する表面割れを防止する連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車を初め、各種鉄鋼製品の軽量化や安全性の向上を目的として、強度を高めた高張度鋼が広い分野で使用されるようになってきている。鋼を高強度化する方法には種々の方法があるが、ＳｉやＭｎ等の強化元素を添加して固溶強化する方法が一般に用いられている。
【０００３】
従来、鋼に添加されるＳｉの含有量は、電磁鋼板のような場合を除き、一般に０．３ｍａｓｓ％程度以下である。というのは、一般熱延鋼板や一般冷延鋼板では、Ｓｉ含有量が増大すると、スケールに起因した表面欠陥や、亜鉛めっきにおけるめっきムラ、付着不良等のめっき不良を起こし易くなるからである。そのため、上記鋼板では、Ｓｉ含有量が０．１ｍａｓｓ％以下のものが主体であった。しかし、近年では、上記高強度化に対する要求の高まりに対応し、Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上添加した鋼が多く製造されるようになってきている。
【０００４】
一方、近年では、省資源、省エネルギーの観点から、鉄資源の回収やリサイクルが積極的に進められている。それに伴って、従来、連続鋳造における鋳片（スラブ）の表面割れや、熱延工程での表面割れ等を防止する観点から、使用が制限されていたＣｕやＳｎ等を多量に含む鉄スクラップの再利用が望まれるようになってきている。
【０００５】
一般に、連続鋳造スラブの表面割れは、鋼の高温延性が低下する脆化温度域に相当する、鋳造鋳型から出たスラブが曲げや曲げ戻し（矯正）を受ける箇所において、オシレーションマークに沿って発生することが知られている。そこで、スラブの表面割れ対策としては、上記脆化温度域でのスラブの曲げや矯正を避けて鋳造することが行われている。
【０００６】
なお、スラブの表面割れを引き起こす原因としては、上記ＣｕやＳｎ等の不純物元素の他に、以下のようなものが知られており、それぞれの原因に応じた対策がとられている。
１）Ｃ含有量が０．０８〜０．１２ｍａｓｓ％の亜包晶と呼ばれる範囲は、不均一凝固によって粗大な粒径のオーステナイトが生成し易く、表面割れが発生し易いため、上記Ｃ範囲を除外した成分設計を行う。
２）Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｎなどを高濃度に含有する鋼は、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮなどの炭窒化物の析出によって粒界が脆化するため、（ａ）脆化温度域を避けてスラブの曲げや矯正を行うよう二次冷却する、（ｂ）Ｔｉ，Ｃａなどの元素を添加してＮを固定する、例えば、Ｔｉについては化学量論的にＴｉ／Ｎで３．３以上の量を添加する。
【０００７】
上述した対策に加えて、近年における鋳片表面温度を制御する二次冷却技術の進歩によって、スラブの表面割れは大幅に低減されてきた。しかし、最近、上述した従来公知の割れとは発生機構が異なると思われる表面割れが増加する傾向にある。その一つとして、高張力鋼板を代表とする、Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上含有する鋼の連続鋳造鋳片（スラブ）における表面割れがある。Ｓｉは、１２００℃以上での熱間延性を低下することはあっても、スラブの曲げや矯正が行われる７００〜１０００℃の温度範囲では、延性に大きな悪影響を及ぼすことはない。したがって、Ｓｉ含有鋼におけるスラブ表面割れは、従来から知られている鋳片の表面割れとは、発生メカニズムが異なるものと考えられる。
【０００８】
なお、特許文献１には、スケールの生成が鋳片の表面割れに及ぼす影響が開示されている。しかし、この技術は、Ｎｉ含有鋼における、Ｎｉ酸化物とＦｅ２ＳｉＯ４スケールの酸化状況により形成されるサブスケールの形成を問題としており、Ｎｉを含有しない鋼ではサブスケールが生成されないことから、本発明におけるスラブ表面割れとは状況を異にする。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３４５６４９８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｓｉ含有鋼における連続鋳造鋳片の表面割れを効果的に防止することができる連続鋳造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
発明者らは、Ｓｉ含有鋼における連続鋳造鋳片の表面割れを防止するべく、その発生原因と対策について鋭意検討を重ねた。その結果、Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上含有する連続鋳造鋳片では、鋳片表面に形成される酸化スケールは、０．５ｍａｓｓ％未満のときのＦｅＯを主体とした平坦な形態から、Ｆｅ２ＳｉＯ４（ファイアライト）を主体とした凹凸の激しい形態に変化すること、また、Ｓｉの他に低融点金属であるＣｕ，ＳｎおよびＳｂを含有する場合には、上記Ｆｅ２ＳｉＯ４を主体とした酸化スケールの形成が促進されて凝固組織の粒界に沿って鋳片内部にまで入り込み、凹凸がより激しくなること、そして、粒界に沿って鋳片内部に入り込んだ酸化スケールは、二次冷却時の熱応力で鋳片の表面割れを引き起こすこと、したがって、鋳片の表面割れを防止するためには、二次冷却時の鋳片表面に発生する熱応力を低減してやるか、あるいはさらに、鋳片表面に形成される酸化スケールを何らかの手段で除去してやればよいことを見出し、本発明を開発するに至った。
【００１２】
すなわち、本発明は、Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上含有し、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１〜０．１０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種以上を含有するＳｉ含有鋼の連続鋳造方法において、鋳片の表面温度が１１７７℃〜下記（３）式で求められるＴｓｃの温度区間における二次冷却水の比水量ＳＷを、下記（１）〜（３）；
ＳＷｍａｘ＝（Ｔｓｃ／１１７７）０．５×ＳＷ０            ・・・・・（１）
ＳＷ０＝１．６×Ｖｃ０．２                                ・・・・・（２）
Ｔｓｃ＝１１７７−（９４０×Ｃｕ＋９４５０×Ｓｎ＋１０９２８×Ｓｂ）／３
・・・・・（３）
（ここで、ＳＷｍａｘ：Ｓｉ含有鋼の二次冷却比水量の上限値（ｌ／ｋｇ）、ＳＷ０：基準の二次冷却比水量（ｌ／ｋｇ）、Ｔｓｃ：１５０μｍ以上の深さの粒界酸化スケールが形成される下限温度（℃）、Ｖｃ：Ｓｉ含有鋼の鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）、元素記号：その元素の含有量（ｍａｓｓ％）、ただし、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％超えは０．１ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％超えは０．１ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０５ｍａｓｓ％超えは０．０５ｍａｓｓ％）
で求められるＳＷｍａｘの値以下として鋳造することを特徴とするＳｉ含有鋼の連続鋳造方法である。
【００１３】
本発明のＳｉ含有鋼の連続鋳造方法は、鋳片の表面温度が１１７７℃〜上記（３）式で求められるＴｓｃの温度区間における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする。
【００１４】
また、本発明のＳｉ含有鋼の連続鋳造方法は、垂直曲げ型連鋳機で連続鋳造する場合には、垂直部における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上、湾曲型連鋳機で連続鋳造する場合には、湾曲部から矯正部における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上、として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする。
【００１５】
また、本発明のＳｉ含有鋼の連続鋳造方法は、上記二次冷却水の衝突圧の制御に代えて、または、上記二次冷却水の衝突圧の制御に加えてさらに、機械的手段を用いて鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、高Ｓｉ含有鋼の連続鋳造鋳片表面に形成されるＦｅ２ＳｉＯ４を主体とする凹凸の激しい酸化スケールに起因した鋳片の表面割れを防止することができるので、高速鋳造が可能となり、生産性の向上を達成できるだけでなく、スラブの表面手入等による歩止り低下や、熱エネルギーロスなしに次工程へスラブを直送することが可能となる。さらに、本発明の技術は、今後、開発への要求がより高まると考えられる高張力鋼にも有効であるので、産業上、奏する効果は大である。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】Ｓｉ含有量と酸化スケール／地鉄界面の凹凸量との関係を示すグラフである。
【図２】熱伝達率、スケール剥離性を評価する実験装置の模式図である。
【図３】Ｓｉ含有量が、冷却水量と熱伝達率の関係に及ぼす影響を示すグラフである。
【図４】冷却水の衝突圧とスケール残存量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】
【００１９】
上述したように、Ｓｉ含有鋼の連続鋳造鋳片（スラブ）の表面に発生する割れは、従来公知の表面割れの発生メカニズムとは異なる。そこで、発明者らは、まず、スラブ表面に形成される酸化スケールに及ぼすＳｉの含有量の影響に着目し、下記の調査を行った。
Ｃ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％およびＮ：０．００４ｍａｓｓ％を含有し、Ｓｉの含有量を０ｍａｓｓ％、０．０５ｍａｓｓ％、０．３ｍａｓｓ％、０．５ｍａｓｓ％、１．０ｍａｓｓ％および２．０ｍａｓｓ％に変化させた鋼を２０ｋｇ大気溶解炉で溶製し、鋳型に注湯し、鋼塊とした。なお、上記鋼のＣｕ，ＳｎおよびＳｂの含有量は、Ｃｕ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００１ｍａｓｓ％で一定とした。
【００２０】
次いで、上記鋼塊から、表面に形成された酸化スケールを含む試験片を採取し、鋼塊表層部断面をＥＰＭＡで観察した。その結果、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％を境に表面に形成されたスケールの性状が大きく変化する、すなわち、Ｓｉが０．５ｍａｓｓ％未満では、鋼塊表面が平坦な酸化スケールで覆われているのに対して、０．５ｍａｓｓ％以上では、図１に模式的に示したように、酸化スケールが鋼塊内部にクサビ状に入り組んだ凹凸の激しいものに変化していた。
【００２１】
また、上記鋼塊表面に形成された酸化スケールを、ＥＰＭＡで定性分析した結果、Ｓｉが０．５ｍａｓｓ％未満では、ＦｅＯを主体としたスケールの一部にＦｅ２ＳｉＯ４（ファイアライト）が観察されるのに対して、Ｓｉが０．５ｍａｓｓ％以上では、酸化スケールと地鉄との界面からＦｅ２ＳｉＯ４がクサビ状に入り組んで、凹凸の激しい形態を呈するようになることがわかった。
【００２２】
次いで、発明者らは、上記と同じ、Ｃ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％およびＮ：０．００４ｍａｓｓ％を含有する鋼に、さらにＣｕ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃａなどの各種成分を添加した鋼を、前述した実験と同様にして溶製し、鋳造して２０ｋｇの鋼塊とし、前述した実験と同様にして鋼塊の表面に生成した酸化スケールを調査し、酸化スケールの性状に及ぼす添加元素の影響を調査した。
【００２３】
その結果、Ｓｉ含有量が単に０．５ｍａｓｓ％以上となるだけでは、粒界に沿って発達した酸化スケールが部分的に観察されるが、その程度はそれほど大きくないが、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂなどの低融点金属を添加した場合には、酸化スケールが凝固組織の粒界に沿って鋳片内部に深く入り込み、凹凸がさらに激しい酸化スケール（以降、この酸化スケールを「粒界酸化スケール」ともいう。）となること、および、この粒界酸化スケールがスケールと地鉄の界面から１５０μｍ以上内部（深さ）まで形成された鋼塊では、機械的な歪の付与がなくても、鋳造後の鋼塊冷却時の熱応力によって、鋼塊表面から内部に粒界に沿って微細な割れが進展していることが明らかとなった。
【００２４】
なお、ファイアライトの生成に関しては、過去に幾つかの調査報告があり、例えば、深川智機らの研究（「Ｓｉ添加熱延鋼板の高圧水によるデスケーリング性に及ぼす鋼中Ｓの影響」，鉄と鋼，８１（１９９５），Ｎｏ．５，ｐ．５５９）によれば、Ｓｉ含有量の増大とともにファイアライトを主体とするスケールが生成すること、また、秦野正治らの研究（「Ｃｕ，Ｓｎ含有鋼の表面赤熱脆性に及ぼす水蒸気の影響」，鉄と鋼，８９（２００３），Ｎｏ．６，ｐ．６５９）によれば、水蒸気雰囲気がスケール生成に大きく影響することが述べられている。しかし、上記いずれの文献にも、Ｓｉ含有鋼における酸化スケールに及ぼすＣｕ，Ｓｎ，Ｓｂの効果については記載がない。
【００２５】
そこで、発明者らは、低融点金属であるＣｕ，ＳｎおよびＳｂを含有する場合に、Ｆｅ２ＳｉＯ４が粒界に沿って鋳片内部に入り込み、凹凸が激しくなる理由についてさらに調査した。その結果、Ｆｅ２ＳｉＯ４は、状態図上では、共晶点である１１７７℃までは液相で存在し、それ以下の温度では固体として存在するが、鋳片表面に形成される酸化スケール中に含まれる液相がＦｅ２ＳｉＯ４のみである場合には、酸化スケールは鋳片表面に平坦に形成される。すなわち、鋳片表面温度が、液相としてＦｅ２ＳｉＯ４のみが存在する１１７７℃以上では、液相粒界酸化スケールはほとんど成長しない。
【００２６】
しかし、鋳片の表面温度が１１７７℃以下となると、鋼中に低融点金属であるＣｕ，Ｓｎ，Ｓｂを含有している場合には、これらの元素が酸化スケールと地鉄との界面に液体状態で存在するようになり、この低融点の液体が、凝固組織の粒界酸化を促進して粒界に沿って鋳片内部に入り込み、凹凸の激しい粒界酸化スケールを形成することが明らかとなった。ここで、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂ各元素の融点Ｔｍｐは、Ｔｍｐ（Ｃｕ）：１０８３℃、Ｔｍｐ（Ｓｎ）：２３２℃およびＴｍｐ（Ｓｂ）：６３０．６℃である。
【００２７】
そこで、発明者らは、上記低融点金属であるＣｕ，ＳｎおよびＳｂの含有量と、各元素が粒界酸化スケールの形成を促進する効果との関係について調査した結果、含有量にほぼ比例して大きくなるが、Ｃｕは０．１ｍａｓｓ％、Ｓｎは０．１ｍａｓｓ％およびＳｂは０．０５ｍａｓｓ％を超えると、その効果はほぼ飽和することが確認された。
すなわち、ここで、鋼中のＣｕ含有量（ｍａｓｓ％）を［Ｃｕ］，Ｓｎ含有量（ｍａｓｓ％）を［Ｓｎ］およびＳｂ含有量（ｍａｓｓ％）を［Ｓｂ］、および、上記効果が飽和する含有量をそれぞれ、［Ｃｕ］ｃｒｉ、［Ｓｎ］ｃｒｉおよび［Ｓｂ］ｃｒｉと表わすと、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂの各元素の粒界酸化スケールを形成する効果は、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓｂ：０．０５ｍａｓｓ％以下であれば、それぞれ、（［Ｃｕ］／［Ｃｕ］ｃｒｉ）＝（［Ｃｕ］／０．１），（［Ｓｎ］／［Ｓｎ］ｃｒｉ）＝（［Ｓｎ］／０．１）および（［Ｓｂ］／［Ｓｂ］ｃｒｉ）＝（［Ｓｂ］／０．０５）にほぼ比例する。ただし、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％超え、Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％超えおよびＳｂ：０．０５ｍａｓｓ％超えでは上記効果が飽和するので、その場合には、［Ｃｕ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ０．１ｍａｓｓ％、０．１ｍａｓｓ％および０．０５ｍａｓｓ％として計算する。
【００２８】
また、発明者らは、上記低融点金属であるＣｕ，ＳｎおよびＳｂによって粒界酸化スケールの形成が促進される温度範囲について調査した結果、各元素の融点と密接に関係しており、各元素の融点に至るまで粒界酸化スケールの形成を促進し続けること、すなわち、各元素が粒界酸化スケールの形成を促進する温度範囲は、Ｃｕは（１１７７℃〜Ｔｍｐ（Ｃｕ））＝１１７７〜１０８３℃、Ｓｎは（１１７７℃〜Ｔｍｐ（Ｓｎ））＝１１７７〜２３２℃およびＳｂは（１１７７℃〜Ｔｍｐ（Ｓｂ））＝１１７７〜６３０．６℃の温度範囲であることがわかった。
【００２９】
そこで、発明者らはさらに、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂの各元素が複合して含有する場合において、表面割れを引き起こす１５０μｍ以上の深さの粒界酸化スケールが形成される下限温度Ｔｓｃについて、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂ各元素の含有量［Ｃｕ］，［Ｓｎ］および［Ｓｂ］と、Ｆｅ２ＳｉＯ４の融点Ｔｍｐ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）ならびに、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂ各元素の融点Ｔｍｐ（Ｃｕ），Ｔｍｐ（Ｓｂ）およびＴｍｐ（Ｓｎ）との間の関係式を試行錯誤的に検討した結果、下限温度Ｔｓｃは、下記（３）式で表すことができることを見出した。
記
Ｔｓｃ＝Ｔｍｐ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）−｛（Ｔｍｐ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）−Ｔｍｐ（Ｃｕ））×（［Ｃｕ］／［Ｃｕ］ｃｒｉ）＋（Ｔｍｐ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）−Ｔｍｐ（Ｓｎ））×（［Ｓｎ］／［Ｓｎ］ｃｒｉ）＋（Ｔｍｐ（Ｆｅ２ＳｉＯ４）−Ｔｍｐ（Ｓｂ））×（［Ｓｂ］／［Ｓｂ］ｃｒｉ）｝／３
＝１１７７−（９４０×［Ｃｕ］＋９４５０×［Ｓｎ］＋１０９２８×［Ｓｂ］）／３
・・・（３）
因みに、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０５ｍａｓｓ％を含有するときの下限温度Ｔｓｃは約６５０℃である。
【００３０】
上記のように、鋳片表面から内部に、粒界に沿って形成される粒界酸化スケールの生成メカニズムが明らかになった。そこで、発明者らは、さらに、上記粒界酸化スケールに起因する鋳片の表面割れを防止する方法について検討した。
上述したように、Ｓｉ含有鋼の連続鋳造鋳片の表面割れは、上記粒界酸化スケールがある深さ以上（１５０μｍ以上）になると、鋳片冷却時の熱応力によって発生するものと考えられる。しかし、連続鋳造鋳片表面へのＦｅ２ＳｉＯ４（ファイライト）を主体とした酸化スケールの形成を防止することは実質上不可能である。そこで、鋳片の表面割れを防止する方法としては、粒界酸化スケールが形成される温度域において、鋳片表面に発生する熱応力を極力緩和してやること、および、鋳片表面に形成される酸化スケールを何らかの手段で除去し、粒界酸化スケールに成長するのを防止すること、が有効であると考えられる。
【００３１】
そこで、まず、鋳片表面に発生する熱応力を緩和してやる方法について検討した。
上述したように、Ｆｅ２ＳｉＯ４スケールの共晶温度：１１７７℃〜Ｔｓｃの温度区間では、鋳片表面に凹凸の激しい酸化スケールが形成される。この酸化スケールは、密着性が高いため、密着性の低い酸化スケールが形成される場合と比較して熱伝達率が高くなり、その分、鋳型から出た鋳片の表面は、水スプレーによる二次冷却により強冷却されることになる。
【００３２】
一方、凹凸の激しい粒界酸化スケールは、鋳片全体にわたって均一に形成されないため、酸化スケールの厚さは、場所によるムラが大きくなる。その結果、二次冷却が強冷却されることと相俟って、冷却ムラが大きくなり、鋳片表面の局部的温度差に起因する熱応力によって、表面割れが促進されるものと考えられる。
【００３３】
そこで、Ｓｉを１．０ｍａｓｓ％含有する高Ｓｉ含有鋼と、Ｓｉを０．２５ｍａｓｓ％含有する普通鋼について、図２に示した実験装置を用い、鋳片表面の二次冷却を模して、水スプレーの冷却水量と、粒界酸化スケールが形成され続ける１２００〜６００℃の温度区間の熱伝達率の平均値との関係を調査し、その結果を図３に示した。図３から、Ｓｉを１．０ｍａｓｓ％含有する高Ｓｉ含有鋼は、Ｓｉ含有量が０．２５ｍａｓｓ％の普通鋼と比較して、同一水量でも熱伝達率が大きいこと、また、普通鋼と同じ熱伝達率が得られる水量は、普通鋼の水量の約８０％である、つまり、普通鋼と同じ冷却条件とするには、冷却水量を約２０％低減できることが確認された。
なお、このように高Ｓｉ含有鋼の熱伝達率が高くなる理由は、酸化スケールの密着性が高いことに加えて、沸騰曲線において膜沸騰領域から遷移沸騰領域に変化する極小熱流束点（ＭＨＦ点）が、強冷却した場合には、高温度側に移行することも影響していると考えられる。
【００３４】
そこで、発明者らは、Ｓｉ以外に、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂの添加量を種々に変えた鋼について、上記と同様にして、普通鋼と同じ熱伝達率が得られる冷却水量を調査した。その結果、Ｓｉ含有鋼において、普通鋼と同じ熱伝達率が得られる冷却水量ＳＷは、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂの含有量に応じて変化し、普通鋼の冷却水量ＳＷ０を基準とした場合、ＳＷ０に（Ｔｓｃ／１１７７）０．５を乗じた下記（１）式；
ＳＷ（ｌ／ｋｇ）＝（Ｔｓｃ／１１７７）０．５×ＳＷ０（ｌ／ｋｇ）  ・・・（１）
で近似的に得られることを見出した。
ここで、普通鋼の冷却水量ＳＷ０は、一般に下記（２）式；
ＳＷ０（ｌ／ｋｇ）＝１．６×Ｖｃ０．２                        ・・・・・（２）
（ここで、Ｖｃ：Ｓｉ含有鋼の鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
で与えられる。
【００３５】
そして、上記の結果を基に実験を重ねた結果、Ｓｉ含有鋼の連続鋳造においては、普通鋼と同じ冷却条件以下となるよう、すなわち、鋳片の表面温度が１１７７℃〜Ｔｓｃの温度範囲における二次冷却時の冷却水量を、上記（１）式で与えられる冷却水量ＳＷ以下となるように低減して鋳造する、すなわち、上記（１）式で得られるＳＷを二次冷却比水量の上限値ＳＷｍａｘとして鋳造することで、Ｓｉ含有鋼の鋳片表面に発生する熱応力を緩和し、鋳片表面の割れを防止し得ることを見出した。
【００３６】
なお、鋳片表面の応力を低減する観点からは、連続鋳造機において鋳片に曲げあるいは曲げ戻し（矯正）により歪を付与する部分、例えば、垂直曲げ型連鋳機では、垂直部から湾曲部に移行する区間、湾曲型連鋳機では、湾曲部から矯正部に移行する区間おける二次冷却の水量は、特に厳格に管理することが望ましい。
【００３７】
次に、発明者らは、連続鋳造鋳片表面に形成された酸化スケールを除去し、粒界酸化スケールに成長するのを防止することで鋳片の表面割れを防止する方法について検討した。
図２に示した装置を用い、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１ｍａｓｓ％を含有する鋼試料を、プロパンガスのバーナーで１２５０℃に加熱して試料表面に酸化スケールを形成させた後、鋳片の二次冷却を模擬し、スプレーノズルから噴射される冷却水の衝突圧を０〜４０ｋＰａの範囲で変化させたときのスケール残存量（厚さ）を調査し、その結果を図４に示した。
【００３８】
図４から、ノズルから噴射される冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上とすることで、スケール厚を５０μｍ以下に低減（除去）できることがわかる。そこで、本発明では、粒界酸化スケールが形成される鋳片の表面温度が１１７７℃〜Ｔｓｃの温度範囲における二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上とすることが好ましい。
【００３９】
なお、上記１１７７℃〜Ｔｓｃの温度範囲は、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂの含有量によって変化する。そこで、大まかな目安として、二次冷却水の衝突圧を２０ｋＰａ以上とする部分としては、例えば、垂直曲げ型連鋳機で連続鋳造する場合には、垂直部から湾曲部に移行するまでの区間、湾曲型連鋳機で連続鋳造する場合には、湾曲部から矯正部に移行するまでの区間とするのが好ましい。
【００４０】
また、酸化スケールを除去する手段としては、上記のように二次冷却水の衝突圧を高める方法の他に、例えば、突起を有するロールで除去する方法や、ブラシロールでスケールを剥ぎ取る方法等の機械的手段を用いてもよい。
【００４１】
なお、上記説明では、本発明の連続鋳造方法を対象とする鋼種として、Ｓｉを０．５ｍａｓｓ％以上含有し、さらに、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂのいずれか１種以上を含有する鋼について説明してきたが、Ｓｉを２ｍａｓｓ％以上と多量に含有する電磁鋼板用等の鋼の連続鋳造方法に対しても有効である。
【実施例】
【００４２】
Ｃ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃｕ，ＳｎおよびＳｂの含有量を表１に示したように変化させた鋼を溶製し、湾曲型連続鋳造機で鋳込速度：１．０ｍ／ｍｉｎで鋳造して幅：１５００ｍｍ×厚さ：２１５ｍｍの鋳片（Ｎｏ．１〜２８）とした。この際、連続鋳造における鋳片の二次冷却は、水スプレー方式で行い、冷却水の比水量および衝突圧は表１に示したように変化させた。また、参考例として、Ｓｉ：０．２５ｍａｓｓ％としたこと以外は、上記と同様にして鋳片（Ｎｏ．２９〜３４）を製造した。
斯くして得た鋳造後の鋳片は、その後、スカーフィング設備でスラブ表面を２ｍｍ削った後、浸透液試験（ＰＴ）を行って、表面割れの有無を調査し、割れのないものを○、か微かに割れが確認されたものを△、明らかな割れが確認されたものを×と評価した。
【００４３】
【表１−１】
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【００４４】
【表１−２】
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【００４５】
上記表面割れ有無の調査結果を表１に併記した。表１から、Ｓｉを０．２５ｍａｓｓ％しか含有していない鋳片（Ｎｏ．２９〜３４の参考例）では、二次冷却の比水量ＳＷが本発明のＳＷｍａｘ以上でも表面割れの発生は認められていない。
一方、Ｓｉを１．０ｍａｓｓ％含有する鋳片では、粒界酸化に起因した表面割れを考慮して二次冷却の比水量ＳＷを本発明のＳＷｍａｘ以下に低減した本発明例の鋳片（Ｎｏ．１２〜２４）では、表面割れの発生は認められていない。特に、二次冷却の比水量ＳＷを適正範囲とした上で、さらに、冷却水の衝突圧を２０ｋＰａとしたＮｏ．２３，２４では、スラブ表面性状は非常に良好（◎で表示）であった。
これに対して、粒界酸化に起因した表面割れを考慮せず、低Ｓｉの普通鋼と同様、ＳＷｍａｘを超える比水量ＳＷで二次冷却した比較例の鋳片（Ｎｏ．１〜１１）、および、本発明の温度範囲（１１７７℃〜Ｔｓｃ）で二次冷却の比水量ＳＷをＳＷｍａｘ以下に低減しなかったＮｏ．２５では、鋳片表面に割れの発生が認められた。また、Ｎｏ．２７から、粒界酸化に起因した表面割れを考慮した二次冷却をしない場合には、二次冷却水の衝突圧を高めただけでは、スラブ表面割れを防止することができないことがわかる。
【００４６】
また、表面割れの発生が認められた鋳片からサンプルを採取し、割れ発生個所の断面組織をＥＰＭＡで観察したところ、上記割れは、粒界酸化したスケールから鋳片内部に進展しており、粒界酸化の著しい箇所が冷却時の熱応力で割れに発展したものと推定された。これらの結果から、高Ｓｉ鋼の連続鋳造による鋳片製造においては、従来、考慮していなかった酸化スケールに起因する表面割れを考慮した二次冷却を行う必要があることが確認された。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
本発明の技術は、連続鋳造鋳片の表面割れ防止技術に関するものであるが、これに限定されるものではなく、例えば、連続鋳造、熱間圧延工程でのスケール制御や、スケール制御を介した冷却速度制御にも展開することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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