(57)【要約】【課題】  B添加鋼を連続鋳造法で鋳造するに際して，表面近傍のオーステナイト粒界割れを発生することなく，表面性状の良好な鋳片を製造する。【解決手段】  鋳型下端での鋳片のシェル厚が7〜10ｍｍになるように制御し，さらに鋳型直下からの2次冷却帯で，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における温度が1000℃となるまで，100℃/sec以上の冷却速度で急冷却する。これにより，オーステナイト粒界における粗大なMnSおよびBNの列状の析出と，フィルム状フェライトの析出を抑制し，曲げおよび矯正点における鋳片表面の割れを防ぐ。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で，C：0.06〜0.20％，B：0.0005〜0.003％を含有する鋼の鋳片を，湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機で製造するに際し，
鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における冷却が，1200℃〜1000℃の間において100℃/sec以上の冷却速度で行われることを特徴とする，鋼の連続鋳造方法。
【請求項２】
前記湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機の鋳型下端にて，鋳片の周面角部の凝固シェルの厚みを７〜１０ｍｍとし，
鋳型直下の2次冷却帯で，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における温度が1000℃となるまで，100℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする，請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項３】
質量％で，C：0.06〜0.20％，B：0.0005〜0.003％を含有する鋼の鋳片を，湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機で製造するに際し，
鋳造速度Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ）を，３．２４×Ｌ＜Ｖｃ＜６．６１×Ｌ（Ｌは鋳型の湯面から下の長さ）とし，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における温度が1000℃となるまで，冷却水の水量密度を3000ｌ/min/m2以上とすることを特徴とする，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，Bを含有する鋼の鋳片を，湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機で製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Bは，鋼中に微量に添加されることで鋼の焼き入れ性等を向上させる。そのため，高張力鋼などには，Bを添加した鋼が多い。しかしながら，Bを含む鋼を連続鋳造法にて製造するに際しては，BNがオーステナイト粒界に沿って列状に析出し，それが原因で，鋳片の周面角部において高温で割れが発生することが明らかにされている。そのため，特開昭56-80354（特許文献１）には，BNの析出を抑制するために，B添加量に応じてNを低減し，あるいはTiを添加して割れを防止する方法が述べられている。しかし，製鋼操業上Nの低減には限界があり，またTiの添加も有効な手段となり得ない場合がある。例えば，Alを添加しない品種では，溶鋼にTiを添加してもTiは酸化物の生成に消費され，Nを固定してBNの析出を抑制するのに十分なsol.Tiを確保できないことがある。このようにB添加鋼の連鋳鋳片の割れを抑制するための成分設計には限界がある。
【０００３】
ところで，AlやNb，Vを添加した鋼の連続鋳造鋳片におけるオーステナイト粒界割れを防止するには，２次冷却帯における緩冷却化が有効であることが，広く知られている。これらの鋼ではAlN，NbCN，VNが生成し，またオーステナイト粒界にフィルム状の初析フェライトが生成する700〜900℃で熱間延性が著しく低下する。そのため，鋳片に変形が加わる連鋳機の曲げおよび矯正点を，この脆化温度域よりも高い温度で通過させる緩冷却化により，割れを防止している。
【０００４】
例えば特開昭56-80367（特許文献２）には，B添加鋼において，溶融温度から900℃まで0.01〜1℃/secといった低い冷却速度に制御することが述べられている。しかし，近年推進されている高速鋳造においては，このような鋳片の緩冷却化は凝固シェルの未発達を招き，ブレークアウト等の異常操業を誘発するため，対策と成りにくい。
【０００５】
一方，特開平9-225607（特許文献３）には，Ni，Cu，V，Nb等を含有する低合金鋼の表面割れを防止するための方法として，（１）凝固シェル厚が10〜15mmで鋳型による冷却を終了し，2次冷却を開始し，（２）鋳片の表面温度を一旦600℃以上Ar3点以下の範囲にまで低下させ，（３）曲げおよび矯正部における表面温度を復熱により850℃以上とすることが述べられている。この方法では，（２）によりγ粒界が不明瞭となる組織とし，さらに，その後復熱させ，脆化の起こりにくい（３）の温度域で鋳片の変形を行っている。また復熱のためには，鋳型内の凝固シェル厚を１０〜１５ｍｍとしないと熱容量が小さく復熱が不十分になるという理由から，鋳型内の冷却を規定した（１）の条件が必要となる。
【０００６】
また，割れ防止のため鋳型内での凝固シェルの厚みを規定した発明としては，特開昭58-187251（特許文献４）があるが，縦割れや表面直下の内部割れといったデンドライト樹間の割れを防止する方法であり，２次冷却帯で発生するBに起因したオーステナイト粒界割れは，鋳型内の冷却を制御するだけでは防ぐことができない。
【０００７】
【特許文献１】特開昭56-80354号公報
【特許文献２】特開昭56-80367号公報
【特許文献３】特開平9-225607号公報
【特許文献４】特開昭58-187251号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
以上のように，Bを添加した連続鋳造鋳片の表面割れに対しては，従来は成分の調整や緩冷却化といった対策が提案されているが，実際の操業においては，それらの実現が困難であることが多い。
【０００９】
本発明の目的は，Bを含有する鋼を連続鋳造する際に，コスト増を招かずに高い生産性を維持しつつ，表面割れを防止できる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは，冶金学的な検討を重ねた結果，B添加鋼を連続鋳造する際に発生する表面割れは，図１に示す如き，オーステナイト粒界に列状に連なって生ずる粗大なMnSの析出とそれを核とした粗大なBNの析出と，図２に示す如き，オーステナイト粒界におけるフィルム状のフェライトの析出といった２点が要因となることを知見した。これらのうち，図１に示すBNとMnSの析出物は，連鋳鋳片の曲げ・矯正時に粒界におけるミクロボイドの生成を促進し，粒界を脆化させる。このようにBNがMnSを核として析出するのは，BNとMnSの格子整合性が非常によいためである。したがって，粒界におけるBNの粗大な析出を防ぐには，MnSも含めて粗大な析出物の生成を防止する必要がある。この場合，精錬工程で鋼中S濃度を大きく低減することで，MnSの析出を抑制することも可能だが，そうすると，精錬コストと処理時間が大幅に増大してしまう。
【００１１】
ここで，Mn=0.55％，S=0.01％，B=12ppm，N=25ppmの鋼においてMnSとBNの析出量を平衡計算により求めた結果を，図３に示す。BNは，1000℃から析出を開始し，MnSはさらに高い1200℃で析出を開始する。したがって，これらの粗大な析出を抑制するには，MnSが析出を始める1200℃から大きな冷却速度で冷却する必要がある。このときの冷却速度は100℃/sec以上必要である。またMnS析出は，拡散および核生成を考えると，1000℃で最も析出が促進する（すなわち，CCT線図やTTT線図において，析出のノーズは１０００℃程度である）。よって，MnSの最も促進される1000℃以下になるまで，この冷却速度を維持する必要がある。
【００１２】
また，図２に示すフィルム状の粒界フェライトは，オーステナイトよりも強度が小さいので歪が集中し，割れの原因となる。一般的にフィルム状のフェライトは，冷却速度が小さいと生成しやすいが，Bを添加した鋼ではその傾向が特に顕著である。Bは焼入れ性を上げるため，B添加鋼では冷却速度が速いと比較的容易にベイナイト組織となる。しかし冷却速度が小さいと，図１に示したようにオーステナイト粒界にBNが析出し，粒界近傍のsol.Bが減少して焼入れ性が低下するため，粒界部でのフェライトの析出が容易となる。したがって，フィルム状のフェライトの生成を抑制するためにも，BNの析出，さらにはBNの核となるMｎSの析出を抑制する必要がある。
【００１３】
本発明者らは，以上の冶金学的な検討から，B添加鋼を鋳造するにあたり，鋳片の温度を１２００℃から１０００℃以下になるまで，１００℃/sec以上の冷却速度で冷却することにより，S濃度低減に費やす精錬コストと処理時間を要さずにMnSとBNの析出を回避でき，B添加鋼の割れを抑制することが可能となるという知見を得た。なお，実際の鋼の製造においては，この冷却条件を連続鋳造にて満足することが必要となる。本発明者らは，連続鋳造法では２次冷却の冷却能力が，鋳型のそれに比べて非常に大きいことに着目し，鋳型内での鋳片の滞在時間を短くし，鋳型直下からの2次冷却帯上部で大量の冷却水を鋳片に噴霧することで，上記冷却条件を満たすことができることを知見した。
【００１４】
上記知見に基き，本願発明によれば，質量％で，C：0.06〜0.20％，B：0.0005〜0.003％を含有する鋼の鋳片を，湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機で製造するに際し，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における冷却が，1200℃〜1000℃の間において100℃/sec以上の冷却速度で行われることを特徴とする，鋼の連続鋳造方法が提供される。
【００１５】
前記湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機の鋳型下端にて，鋳片の周面角部の凝固シェルの厚みを７〜１０ｍｍとし，鋳型直下の2次冷却帯で，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における温度が1000℃となるまで，100℃/sec以上の冷却速度で冷却しても良い。
また本発明によれば，質量％で，C：0.06〜0.20％，B：0.0005〜0.003％を含有する鋼の鋳片を，湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機で製造するに際し，鋳造速度Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ）を，３．２４×Ｌ＜Ｖｃ＜６．６１×Ｌ（Ｌは鋳型の湯面から下の長さ）とし，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置における温度が1000℃となるまで，冷却水の水量密度を3000ｌ/min/m2以上とすることを特徴とする，鋼の連続鋳造方法が提供される。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば，B添加鋼において表面の粒界割れを生成させることなく，表面性状の優れた鋳片を製造することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明者らは，上記知見に基づき鋳片表面近傍の組織と割れ発生との関係について調査を進めた。その結果，割れの発生している鋳片では，表面から内部に向かってオーステナイト粒界に常にMnSとBNの析出が認められた。一方，割れの発生していない鋳片では，表面から0.5ｍｍまでの範囲では，MnSとBNの析出が見られたが，それよりも深い位置（0.5ｍｍから2ｍｍの深さまで）では，MnSとBNの析出物は存在しなかった。したがって，表面から０．５ｍｍ深さまではMnSおよびBNの析出しても，それよりも深部にMnS，BNがなければ，割れは伝播せず無害である。
【００１８】
また更に調査したところ，鋳片の周面角部は特に割れが発生しやすいが，この周面角部の表面から深さ0.5mm〜2mmの位置においてMnSおよびBNの析出をさせなければ，鋳片全体の表面割れを回避できることが分った。
【００１９】
湾曲型連続鋳造機もしくは垂直曲げ型連続鋳造機で連続鋳造を行うに際し，鋳型下端において，鋳片の周面角部の凝固シェル厚が７〜１０ｍｍとなるように制御する。連続鋳造機内における伝熱凝固計算を行ったところ，鋳型下端でのシェル厚が１０mmを超えると，鋳片の表面から0.5ｍｍ深さでの温度が1200℃以下にまで低下してしまう。鋳型内では100℃/secよりも小さい冷却速度であるので，このように鋳型下端でのシェル厚が１０mmを超えた場合は，鋳片の表面から0.5ｍｍ以上の深さでMnSが析出するため，粗大なMnSが粒界に生成し，さらにMnSを核としてBNが析出する。このため，鋳型下端における鋳片の周面角部のシェル厚が１０mmを超えると，連鋳機の曲げ点もしくは矯正点で，表面割れを発生させてしまう。
【００２０】
鋳型下端における鋳片の周面角部のシェル厚を１０mm以下とすれば，鋳型内において鋳片周面角部の表面から0.5ｍｍ以上の深さの位置で温度が1200℃まで下がることがないので，粗大なMnSの析出は表面から0.5ｍｍ深さまでとなり，表面割れは伝播しなくなる。操業上，このようなシェル厚とするには，鋳造速度を大きくすることが有効である。しかし，鋳型下端でのシェル厚が７mmより小さくなると，シェルの剛性が不十分となりブレークアウトの危険が高くなってしまう。このため，連続鋳造機の鋳型下端にて，鋳片の周面角部の凝固シェルの厚みを７〜１０ｍｍとする。鋳造速度Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ）を，３．２４×Ｌ＜Ｖｃ＜６．６１×Ｌ（Ｌは鋳型の湯面から下の長さ）とすることにより，連続鋳造機の鋳型下端にて，鋳片の周面角部の凝固シェルの厚みを７〜１０ｍｍとすることができる。
【００２１】
なお，連続鋳造機の鋳型下端でのシェル厚は，厳密には上述のように伝熱凝固計算で求めるべきであるが，簡易的には以下の数式（式１）により求めてもよい。
鋳型下端シェル厚（ｍｍ）＝18√鋳型下端での経過時間（分）＝18√メニスカスから下の鋳型長さ（ｍ）/鋳造速度Ｖｃ（ｍ/分）  ・・・  （式１）
【００２２】
このように，鋳型内で高温状態に保ち周面角部の表面から0.5ｍｍ以上の深さではMnSを析出させずに，そのまま２次冷却帯に持ち込まれた鋳片を，2次冷却帯上部で急冷却する。これにより，MnSの析出，BNの析出を防ぎ，粒界の脆化を回避する。そのために必要な２次冷却帯での冷却速度は100℃/secであり，鋳片の周面角部の表面から深さ0.5〜2ｍｍの位置で温度が１０００℃となるまで，100℃/sec以上の冷却速度で冷却する。このような急冷却を鋳型直下の2次冷却帯上部で達成するには，水量密度3000〜4000ｌ/min/m2程度とするとよい。また鋳片の周面角部は特に割れが発生しやすいので，確実に周面角部に冷却水が掛かるように留意すべきである。
【００２３】
なお，特開平9-225607には，B添加鋼ではないが，Nb，V，Ni，Cuを含む鋼の鋳造方法として，その後の復熱を容易にするために，鋳型下端で10〜15ｍｍのシェル厚とすると述べられている。本願発明では，より積極的に析出物の制御を行うために，シェル厚を７〜１０ｍｍとさらに薄くして，鋳型下端での鋳片の温度を高くしている。これにより，鋳型内における析出物の生成領域を表面から0.5ｍｍまでに抑えることができ，製品疵になるような大きな割れの伝播を防ぐ。このように本願発明における鋳型内での条件を析出物の制御を狙ったものであり，特開平9-225607が２次冷却帯での復熱を目的としていることと本質的に異なる。
【００２４】
本発明において，鋼の成分範囲として，質量％で，C：0.06〜0.20％としているが，このC濃度範囲で鋳片の高温脆化が起こりやすいからである。これは包晶組成近傍で鋳片のオーステイナイト粒径が大きくなることによる。これ以外のC範囲では本願発明のような対策をとらなくても，鋳片の割れは発生しない。
【００２５】
また質量％で，B：0.0005〜0.003％としたが，0.0005％（5ppm）未満ではBNの析出が起こりにくいので，鋳片の割れは起こらない。また材質を向上させる目的で，Bを0.003％（30ppm）を超えて添加する必要性はないので，0.0005〜0.003％とした。
【００２６】
本願発明のように鋳型下端でのシェル厚を薄くすること，および２次冷却を強冷にすることは，高速鋳造下でも容易に実現可能である。したがって，例えば特開昭56-80367に記載されている緩冷却化とは異なり，生産性に対する悪影響がほとんどない。
【実施例】
【００２７】
つぎに本発明の実施例について述べる。
表１に示す成分１，２（質量％）の溶鋼を転炉，２次精錬設備にて溶製し，湾曲型のビレット連続鋳造機で鋳造した。鋳片の断面サイズは１３０ｍｍ角であった。鋳型直下には，急冷却可能なノズルを配置し，水量密度4000ｌ/min/m2までの冷却が可能とした。５本のストランドにてストランドごとに鋳造速度と２次冷却条件を変えて鋳造を行った。表２に，本発明の範囲内である実施例１〜５および本発明の範囲外である比較例１〜５の各鋳片の成分，鋳造速度，鋳型下端シェル厚，鋳型直下の2次冷却帯での冷却速度，鋳片割れ指数，線材でのヘゲ疵指数を示した。なお，鋳造速度は2.0〜5.7ｍ／ｍｉｎとした。また，鋳片割れ指数は次のように測定した。即ち，鋳片の周面角部を含む対角線を鋳造方向に切断後，鋳片を酸洗した。そして，鋳片の周面角部に存在する微細な割れの個数を丹念に測定し，鋳片単位長さ（ｍ）あたりの割れの個数を指数とした。また，線材でのヘゲ疵指数は，圧延後の線材の不合格率（％）を示す。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
図４に，実施例１での，鋳片周面角部の表面から0.5ｍｍ深さと，表面から2.0mm深さでの温度履歴（２次元伝熱凝固計算の計算結果）を示す。鋳型下端での当該位置の温度が１２００℃以上であり，このときのシェル厚は９ｍｍであった（シェル厚は鋳造速度と鋳型メニスカスと鋳型下端までの距離から（式１）により求めた）。２次冷却帯において，鋳型直下に配置したノズルからの水量を制御することで，冷却速度を１６０℃/secで一気に冷却した。比較例１では鋳型内での冷却条件は実施例１と同じとしたが，２次冷却水の水量を小さくし，７０℃/secで冷却した。
【００３０】
鋳造後に鋳片から切り出した５００ｍｍ長さのサンプルを酸洗し，鋳片周面角部の割れ発生の有無を調べた。その結果，表２に示すように本願発明の実施例１では割れが皆無であった。一方，比較例１では２ｍｍ程度の深さの非常に微細でシャープな割れが多数存在した。
【００３１】
さらに鋳片のコーナー部の組織を光学顕微鏡で観察した（腐食はナイタール）。比較例１の鋳片のコーナー部では図２に示すようなフィルム状の粒界フェライトが観察され，その一部に沿って割れが生成していた。一方，実施例１の鋳片ではフィルム状のフェライトの生成はなかった。さらに析出物を観察のため，抽出レプリカ法でTEM用サンプルを作成した。比較例１の鋳片からは割れの先端から採取したが，図１に示すような0.2μｍ程度のMnSとそれ包むようにBNの析出が見られた。これらの析出物は，割れ先端から伸びた旧オーステナイト粒界に沿って，列状に多数存在していた。一方，実施例１の鋳片では表面から0.5ｍｍ位置まではこのようなMnSとBNの析出がわずかに見られたが，0.5mmから内側2.0mmまでは析出物は全く存在しなかった。これは，鋳片の最表層（表面から0.5ｍｍ深さまで）は鋳型内でMnSの析出温度にわずかにかかるためMnSが析出したが，それよりも内側では鋳型を出てからMnSの析出温度以下となるため，２次冷却の急冷によりMnSの析出が抑えられたと解釈される。
【００３２】
次に，実施例１および比較例１のビレット鋳片を熱間圧延し，6ｍｍφの線材に加工した。その結果，実施例１の鋳片から得られた線材の表面には全く疵がなかった。一方，比較例１の線材では，ヘゲ状すなわち二重肌状の疵の発生が認められた。
【００３３】
比較例２では，鋳造速度を低下させて鋳型下端でのシェル厚を11mmとした。２次冷却では１６０℃/secで強冷却した。比較例２においても上述の方法で鋳片の割れを観察したところ，割れが存在した。比較例２では鋳型内の滞留時間が長いので，鋳型下端での温度が低く，鋳型内にて小さな冷却速度でかなりの深さにまで粗大なMnSが列状に析出したため，２次冷却帯で強冷却したにもかかわらず粒界の脆化を防げなかったのである。
【００３４】
表２に示すように，その他の実施例においても鋳片の表面の割れを防止することができ，一方比較例では割れが発生もしくはブレークアウトにより操業ができなかった。比較例３では，鋳型内での滞留時間が長く鋳型内で粗大なMnSが析出した上に，さらに２次冷却でも冷却速度が小さくMnSとBNの析出が促進されたために，割れが多発した。比較例４では，比較例１と同様に，鋳型内での冷却は適正であったが２次冷却での冷却が不足のためMnSとBNが析出し割れに至った。比較例５では鋳造速度が速すぎて，ブレークアウトが発生した。
【００３５】
【表２】
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【００３６】
本願発明の実施例はビレット連続鋳造におけるものであるが，本知見はスラブ連続鋳造でも同様に適用可能である。特に鋳造速度の大きい薄スラブ連続鋳造法では鋳型下端でのシェル厚を7-10ｍｍと低位にすることが容易であり，B添加鋼の割れ防止に有効である。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】B添加鋼を連続鋳造する際にオーステナイト粒界に発生するMnSとBNの析出の説明図である。
【図２】鋳片に析出したフィルム状のフェライトを示す顕微鏡写真である。
【図３】Mn=0.55％，S=0.01％，B=12ppm，N=25ppmの鋼における温度とMnS，BNの析出量との関係（熱力学計算）を示すグラフである。
【図４】実施例１における鋳片表面から0.5mm，2mm深さでの温度履歴を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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