(57)【要約】      （修正有）【課題】表面割れなどの表面欠陥の発生が抑制された高品質な高マンガン含有鋼を生産性高く製造する方法を提供する。【解決手段】高マンガン含有鋼を連続鋳造法により製造する方法であって,鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度T(単位:℃)が下記式(1)を満たすように制御するとともに,鋳造速度Vc(単位:m/min）を下記式(2)の範囲に選定することを特徴とする高マンガン含有鋼の製造方法:a≦T≦a+50(1)Vc≧0.02×(T-a)(2)ここで,aは鋼の組成から下記式(3)により決定される値であり,式中の(C％)等はそれぞれ前記化学組成におけるC等の含有量(単位:質量%)である。a=1562-{62×(C%)+6×(Si%)+4.1×(Mn%)+1.5×(Cr%)}式(3)【選択図】図２
2011230182.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
基本成分として、質量％で、Ｃ：０．０９％以上１．５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｎ：１０％以上３１％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０.００３％以上０．１％以下、Ｎ：０．００５％以上０．５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する高マンガン含有鋼を連続鋳造法により製造する方法であって、
鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度Ｔ（単位：℃）が下記式（１）を満たすように制御するとともに、
鋳造速度Ｖｃ（単位：ｍ／ｍｉｎ）を下記式（２）の範囲に選定すること
を特徴とする高マンガン含有鋼の製造方法：
ａ≦Ｔ≦ａ＋５０                  （１）
Ｖｃ≧０．０２×（Ｔ−ａ）        （２）
ここで、ａは、鋼の組成から下記式（３）により決定される値であり、式中の（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）および（Ｃｒ％）は、それぞれ、前記化学組成におけるＣ，Ｓｉ，ＭｎおよびＣｒの含有量（単位：質量％）である。
ａ＝１５６２−｛６２×（Ｃ％）＋６×（Ｓｉ％）＋４．１×（Ｍｎ％）＋１．５×（Ｃｒ％）｝              （３）
【請求項２】
前記鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度Ｔがさらに下記式（１’）を満たすように制御するとともに、前記鋳造速度Ｖｃ（単位：ｍ／ｍｉｎ）を下記式（２’）の範囲に選定すること
を特徴とする請求項１記載の高マンガン含有鋼の製造方法：
ａ≦Ｔ≦ａ＋３０                    （１’）
Ｖｃ≧０．０２５×（Ｔ−ａ）        （２’）
【請求項３】
前記化学組成がさらに下記式（５）を満たす、請求項１または２記載の高マンガン含有鋼の製造方法：
（Ｍｎ％）＋４０．２×（Ｃ％）＋１２２×（Ｐ％）＜６２．２          （５）
ここで、上記式（５）中の（Ｍｎ％）、（Ｃ％）および（Ｐ％）は、それぞれ、前記化学組成におけるＭｎ，ＣおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【請求項４】
前記化学組成がさらに下記式（６）を満たす、請求項１から３のいずれかに記載の高マンガン含有鋼の製造方法：
（％Ｃ）＋４．３（％Ｐ）＜１．２１          （６）
ここで、上記式（６）中の（Ｃ％）および（Ｐ％）は、それぞれ、前記化学組成におけるＣおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高品質な、特に表面欠陥が抑制された、１０質量％以上の含有量でＭｎを含有する鋼材料（本発明において「高マンガン含有鋼」という。）を提供可能な連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高マンガン含有鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、同等以上の強度を有すること、透磁率が低いこと、および原料コストが低いことから、高張力部材、耐摩耗材、非磁性材などの用途に用いられる。特に、Ｍｎ含有量が１０〜３１質量％の鋼はその安定した非磁性能を利用し、永久磁石や電流による磁場を乱さない部材、たとえば、発電用タービン部材や磁気浮上鉄道用部材として使用される。
【０００３】
高マンガン含有鋼は鋳造時にオーステナイト単相で凝固を完了するため、柱状粒組織が発達しやすい。形成されるオーステナイト柱状粒は粗大であり、粒界が割れの起点や伝播経路となる。さらにオーステナイト単相であることは熱間加工性を著しく低下させる場合も多い。したがって、高マンガン含有鋼は、連続鋳造あるいは熱間圧延時の割れ感受性が高い材料と認識されている。
【０００４】
連続鋳造時の割れ発生を抑制する手段として、特許文献１に、重量％で、Ｃ：０．９〜１．２０％、Ｍｎ：１１．０〜１４．０％を含有する鋼の製造方法において、Ｐ含有量を０．０３０％以下、連続鋳造時の二次冷却水比を０．７〜１．１Ｌ／ｋｇの範囲に調整し、鋳片の昇熱過程の昇熱速度を３０〜３５℃／ｈの範囲に調整する製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭５９−１３５５６号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】「鉄鋼の凝固」  付録  鉄鋼の凝固現象に関するデータ集（日本鉄鋼協会・鉄鋼基礎共同研究会・凝固部会編、１９７７年発行）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に開示される方法では、連続鋳造後の後に、連続鋳造スラブ表面手入れを行う均熱−予備圧延工程が前提であってその際の表面割れの助長拡大を防止することを主な目的としている。しかし、このような従来の製造方法では、アズキャストのままの鋳片段階での表面割れをある程度許容することとなり、鋳片手入れによるコスト増加は避けられない。さらに、鋳片疵によって鋳造が不安定になり、鋳造を緊急停止しなければならない場合もある。
【０００８】
本発明は、表面割れなどの表面欠陥の発生が抑制された高品質な高マンガン含有鋼を生産性高く製造する方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は鋳片の表面欠陥の発生原因を検討した結果、液相線温度と組成との関係および固相線温度と組成との関係を適切に把握し、その関係に基づいて連続鋳造の操業条件を設定することで、表面欠陥の発生を効果的に抑制できるとの知見に至った。そして、高マンガン含有鋼においては、これらの関係が一般的な炭素鋼とは大きく異なるとの知見も得た。
【００１０】
以上の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）基本成分として、質量％で、Ｃ：０．０９％以上１．５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｎ：１０％以上３１％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０.００３％以上０．１％以下、Ｎ：０．００５％以上０．５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する高マンガン含有鋼を連続鋳造法により製造する方法であって、鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度Ｔ（単位：℃）が下記式（ｉ）を満たすように制御するとともに、鋳造速度Ｖｃ（単位：ｍ／ｍｉｎ）を下記式（ｉｉ）の範囲に選定することを特徴とする高マンガン含有鋼の製造方法：
ａ≦Ｔ≦ａ＋５０                  （ｉ）
Ｖｃ≧０．０２×（Ｔ−ａ）        （ｉｉ）
ここで、ａは鋼の組成から下記式（ｉｉｉ）により決定される値であり、式中の（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）および（Ｃｒ％）は、それぞれ、前記化学組成におけるＣ，Ｓｉ，ＭｎおよびＣｒの含有量（単位：質量％）である。
ａ＝１５６２−｛６２×（Ｃ％）＋６×（Ｓｉ％）＋４．１×（Ｍｎ％）＋１．５×（Ｃｒ％）｝              （ｉｉｉ）
【００１１】
（２）前記鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度Ｔがさらに下記式（ｉ’）を満たすように制御するとともに、前記鋳造速度Ｖｃ（単位：ｍ／ｍｉｎ）を下記式（ｉｉ’）の範囲に選定することを特徴とする上記（１）記載の高マンガン含有鋼の製造方法：
ａ≦Ｔ≦ａ＋３０                    （ｉ’）
Ｖｃ≧０．０２５×（Ｔ−ａ）        （ｉｉ’）
【００１２】
（３）前記化学組成がさらに下記式（ｉｖ）を満たす、上記（１）または（２）記載の高マンガン含有鋼の製造方法：
（Ｍｎ％）＋４０．２×（Ｃ％）＋１２２×（Ｐ％）＜６２．２          （ｉｖ）
ここで、上記式（ｉｖ）中の（Ｍｎ％）、（Ｃ％）および（Ｐ％）は、それぞれ、前記化学組成におけるＭｎ，ＣおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【００１３】
（４）前記化学組成がさらに下記式（ｖ）を満たす、上記（１）から（３）のいずれかに記載の高マンガン含有鋼の製造方法：
（％Ｃ）＋４．３（％Ｐ）＜１．２１          （ｖ）
ここで、上記式（ｖ）中の（Ｃ％）および（Ｐ％）は、それぞれ、前記化学組成におけるＣおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、高マンガン含有鋼材料を連続鋳造法により製造する際に、鋳片表面欠陥の発生が防止される。さらに、その好適態様においては、後工程の熱間圧延時にも割れ感受性の低い連続鋳造鋳片が提供される。したがって、本発明により、品質の良好な鋼材を安定的に製造することが実現される。得られた鋼材料は、熱間圧延時にも十分な熱間加工性を有し、材料固有の非磁性能を要求される用途に使用できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】液相線温度実測値と液相線温度推算値の比較を示すグラフである。
【図２】鋳造速度と鋳造温度の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明に係る製造方法を詳しく説明する。以下の説明における高マンガン含有鋼の化学組成における成分元素の含有量を示す「％」は質量％を意味する。
１．表面欠陥についての検討
Ｍｎ含有量が１０〜３１質量％の高マンガン含有鋼を連続鋳造により製造する際には、当該鋼の化学組成におけるＭｎの含有量が高いことに由来して、種々の鋳片表面欠陥が発生しやすい。主な鋳片表面欠陥として、１）縦割れ、２）かぶれ疵、３）微小ひび割れが挙げられる。
【００１７】
これらの鋳片表面欠陥のうち、縦割れおよびかぶれ疵は、鋳型内の冷却の不均一および鋳造温度、すなわちタンディッシュから浸漬ノズルを経て鋳型内に供給する溶湯の流れや温度の不適正に起因する。
【００１８】
特に鋳型に給湯する直前の溶鋼容器内の溶鋼温度（以下、「鋳造温度」と略記する。）が過度に高い場合には、鋳型内に形成された初期凝固殻がこの鋳造温度が過度に高い注湯流によって再溶融して破断されるときもあり、このとき、この破断した凝固殻が表面欠陥の起点となる。
【００１９】
このような凝固殻の再溶融に起因する表面欠陥の発生を防止するには、鋳造温度が過度に高くなることを回避すればよいが、鋳造温度が低いと湯面の一部が凝固するいわゆる湯面皮張りが生じ鋳造が不安定になるおそれがある。このため、表面欠陥の発生を抑制しつつ、安定な連続鋳造を実現するためには、鋳型内の溶鋼の凝固・再溶融挙動を適切に把握することが必要とされる。そして、この溶鋼の凝固・再溶融挙動に最も関連する物性がその溶鋼の液相線温度および固相線温度である。したがって、縦割れおよびかぶれ疵の発生を抑制するためには、鋳型内の溶鋼の液相線温度および固相線温度を正確に把握することが必要とされる。
【００２０】
一方、鋳片表面の微小割れは、冷却あるいは復熱時に鋳片表層部に熱応力が生じ、高マンガン含有鋼における粗大なオーステナイト柱状晶の結晶粒界にこの熱応力が集中した結果、粒界を伝播し生じた鋳片表面の割れ欠陥である。特に高マンガン含有鋼は添加元素の含有量が高く凝固を完了する固相線温度が低いためミクロ偏析部で共晶炭化物が形成しやすく、これが粒界割れの起点となる。
【００２１】
微小割れを抑制するには連続鋳造時の二次冷却を弱冷とすることが効果的であるが、固相線温度が低い合金鋼では、低温まで粒界が脆弱なため弱冷却を行っても微小割れを防止することは容易ではない。
【００２２】
また、鋼の固相線温度を高め上記の固液共存温度幅を制限することは鋳片表層部の熱間延性を確保する観点からも好ましい。
このように、微小割れの抑制、さらには熱間圧延工程の加工性の確保の観点からも鋼の固相線温度を正確に把握することが重要である。
【００２３】
２．高マンガン含有鋼
本発明に係る高マンガン含有鋼の化学組成は、基本成分として、質量％で、Ｃ：０．０９％以上１．５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｎ：１０％以上３１％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０.００３％以上０．１％以下、Ｎ：０．００５％以上０．５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。
【００２４】
以下、各元素の含有量範囲について説明する。
Ｃ：０．０９％以上１．５％以下
Ｃは、オーステナイト相を安定化し材料強度を確保するのに必要な元素である。しかしながら、Ｃ含有量が１．５％を超えると延性および加工性が悪化する。したがって、このＣ含有量を０．０９％以上１．５％以下の範囲とすることで、構造材料に適した組成とすることが実現される。
【００２５】
Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、固溶強化の効果もあり、合金成分には欠かせない。これらの効果を確実に得るために、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とする。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．０％を超えるとその効果は飽和し加工性（延性）が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は１．０％以下とする。
【００２６】
Ｍｎ：１０％以上３１％以下
Ｍｎはオーステナイト相を安定化し材料強度を確保するのに必要な元素である。特に、１０％以上の高濃度Ｍｎを含有することによってオーステナイト相の特徴的な性質である、非磁性あるいは低温での高強度の性能が得られる。しかしながら、含有量が３１％を超えると加工性が大きく損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量は１０％以上３１％以下とする。
【００２７】
Ｃｒ：１０％以下
Ｃｒはオーステナイト相を安定させるとともに、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素である。必要に応じて添加してもよいが、含有量が１０％を超えると加工性が大きく損なわれる。
【００２８】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼中に含まれる不純物元素であり、靭性低下あるいは熱間脆化を招くため、Ｐ含有量は少なければ少ないほどよい。さらに、０．０５％を超えると溶接性を著しく低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
【００２９】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは鋼中に含まれる不純物元素で靭性の低下を招くため、Ｓ含有量は少なければ少ないほどよい。さらに、０．０２％を超えると腐食起点となるＭｎＳ介在物量が多くなり耐食性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
【００３０】
Ａｌ：０.００３％以上０．１％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、鋼中に不可避に存在する。脱酸の効果を得る観点から、Ａｌ含有量の下限は０．００３％とする。一方、０．１％を超えて含有されると、過剰なＡｌＮが生成して熱間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０.００３％以上０．１％以下とする。
【００３１】
Ｎ：０．００５％以上０．５０％以下
Ｎはオーステナイト相を安定化し固溶あるいは析出によって強度を上げる作用を有する。ＭｎとＣｒとの親和力が大きいため、高マンガン含有鋼で容易に固溶させることができるが、含有量０．５％を超えると熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００５％以上０．５０％以下とする。
【００３２】
本発明に係る高マンガン含有鋼は、上記の基本成分に加えて下記成分を含有することができる。
Ｖ：０．３％以下
Ｖは析出硬化によって強度を向上させるのに有用な元素である。必要に応じて微量添加してもよいが、含有量が０．３％を超えると効果が飽和して加工性が大きく損なわれる。
【００３３】
３．液相線温度および固相線温度
上記のように連続鋳造される溶鋼の液相線温度および固相線温度を正確に把握することは高品質の鋳片を生産性高く製造することにとって重要であるところ、これらの液相線温度および固相線温度は合金成分の含有量によって変化するため、液相線温度と組成との関係、および固相線温度と組成との関係を正確に把握することが必要とされる。
【００３４】
しかしながら、次に説明するように、高マンガン含有鋼におけるこれらの関係は、一般的な炭素鋼における関係と顕著に相違する。
非特許文献１によれば、炭素鋼に対する液相線温度ＴＬ（単位：℃）の推算式の一例として、下記推算式（Ａ）が挙げられる。
【００３５】
ＴＬ＝１５３６−｛７８×（Ｃ％）＋７．６×（Ｓｉ％）＋４．９×（Ｍｎ％）＋１．３×（Ｃｒ％）＋３４．４×（Ｐ％）＋３８×（Ｓ％）｝          （Ａ）
ここで、上記式（Ａ）中の（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｐ％）および（Ｓ％）は、それぞれ、鋼の化学組成におけるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＳおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【００３６】
表１に示されるＭｎ含有量が比較的高い化学組成を有する複数の鋼について、下記の方法により液相線温度を測定するとともに、上記の推算式（Ａ）に基づいて液相線温度の推算値を求めた。なお、表１における各合金元素の含有量の単位は質量％であり、各鋼の化学組成における残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００３７】
【表１】
2011230182.tif 000003
【００３８】
本発明において実施された液相線温度および固相線温度の測定方法は次のとおりである。
アルゴンガス雰囲気中で、鋼試料７０〜８０ｇを内径２０ｍｍのアルミナるつぼ内で溶解し、炉温度を１４８０℃に１５〜２０分保持した後、電気炉の温度制御を用いて冷却速度１０℃／ｍｉｎにて炉を冷却する。このとき、溶鋼試料に浸漬した保護管内の熱電対にて試料温度を測定する。試料の冷却曲線には、凝固に伴った特徴点が現れるので、これらに基づいて液相線温度および固相線温度を評価する。最初の特徴点として、凝固が開始（潜熱の放出を開始）したときに復熱した後の最大温度あるいはプラトー温度を液相線温度とする。次に、熱分析で得られる内部発熱がゼロとなる温度を凝固潜熱の放出が終了する固相線温度とする。ここで、内部発熱とは、試料の冷却曲線から解析的に得られる値であり、試料の温度微分値（冷却速度）および試料・炉間の温度差によって生じる外部抜熱速度の和である。凝固が進行する温度区間では試料が凝固潜熱を発生するため内部発熱が正となる。しかし、凝固が終了すると、比熱一定かつ冷却速度一定の単相の冷却条件では内部発熱がゼロとなる。
【００３９】
図１および表２に、表１に示される各鋼についての液相線温度の実測値および上記推算式（Ａ）に基づく推算値を、両者を比較可能に示す。これらの結果から、従来の推算式（Ａ）によると、液相線温度が実測値に比べ概ね２０℃以上（ずれ量の平均値は２２．３℃）も低温側に推定されていることがわかる。このように大きくずれるのは、炭素鋼では比較的低濃度のＭｎに対する寄与係数としては大きな数値が設定されているためと考えられる。例えば、炭素鋼で多用されている２つの式、平居の式および川和の式（非特許文献１）を参照すれば、Ｍｎ含有量１質量％増加あたりの温度降下は、４．８〜４．９℃程度となる。
【００４０】
【表２】
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【００４１】
このように２０℃も実測値と相違してしまうと、もはや上記式（Ａ）は推算式として機能しない。
そこで、表１に示される鋼の組成および表２に示される液相線温度の実測値から、新たに推算式を求めると、下記式（Ｂ）のようになる。
【００４２】
ＴＬ＝１５３２−｛６２×（Ｃ％）＋６×（Ｓｉ％）＋４．１×（Ｍｎ％）＋１．５×（Ｃｒ％）＋４０×（Ｐ％）＋４０×（Ｓ％）｝          （Ｂ）
ここで、上記式（Ｂ）中の（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｐ％）および（Ｓ％）は、それぞれ、鋼の化学組成におけるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＳおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【００４３】
図１および表２には、上記推算式（Ｂ）に基づく推算値も示してある。
これらの結果から明らかなように、上記式（Ｂ）に基づく推算値と実測値とのずれは上記式（Ｂ）に基づく推算値と実測値とのずれよりもはるかに小さく、ずれ量の平均値は３℃程度である。
【００４４】
液相線温度ＴＬと同様に、先に述べた固相線温度の測定結果と組成との比較から、以下の固相線温度ＴＳの推算式（Ｃ）を求めた。
ＴＳ＝１４６７−｛１６５×(Ｃ％)＋６×（Ｓｉ％）＋４．１×（Ｍｎ％）＋１．５×（Ｃｒ％）＋５００×（Ｐ％）＋４０×（Ｓ％）｝          （Ｃ）
【００４５】
４．高マンガン含有鋼の連続鋳造条件
新たに求められた上記の液相線温度ＴＬの推算式（Ｂ）および固相線温度ＴＳの推算式（Ｃ）に基づき設定される高マンガン含有鋼の連続鋳造条件について以下に説明する。
【００４６】
（１）鋳造温度
鋳造温度は、一般に、液相線温度を基準として、それに対する溶鋼過熱度を適正範囲内に制御する。高マンガン含有鋼を含めた合金鋼を鋳造するための適正範囲は、液相線温度を基準とする過熱度として、経験的に３０〜８０℃である。溶鋼過熱度が適正値の下限の３０℃よりも小さいと、鋳型内で特に冷えやすい湯面付近の溶鋼温度が液相線以下となって湯面の一部が凝固するいわゆる湯面皮張りが生じ鋳造が不安定になるおそれがある。また、溶鋼過熱度が適正値の上限の８０℃よりも大きいと鋳型内に形成した凝固シェルが再溶解して破れやすくなり、かぶれ疵の発生や鋳型内ブレークアウトを生じるおそれがある。
【００４７】
したがって、上記の本発明に係る高マンガン含有鋼の液相線温度の推算式（Ｂ）に基づくと、鋳造温度Ｔの適正範囲は、下記式（１）のように設定される。
ａ≦Ｔ≦ａ＋５０                  （１）
ここで、ａは、鋼の組成から下記式（３）により決定される適正な鋳造温度の下限値（単位：℃）であり、式中の（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）および（Ｃｒ％）は、それぞれ、鋼の化学組成におけるＣ，Ｓｉ，ＭｎおよびＣｒの含有量（単位：質量％）である。
ａ＝１５６２−｛６２×（Ｃ％）＋６×（Ｓｉ％）＋４．１×（Ｍｎ％）＋１．５×（Ｃｒ％）｝              （３）
【００４８】
なお、上記式（３）における大括弧内の部分は上記式（Ｂ）においてＰ含有量の項およびＳ含有量の項を削除したものに該当する。本発明に係る高マンガン含有鋼におけるＰおよびＳの含有量は合計でも０．０７％であるから、上記式（Ｂ）によれば、これらの項が液相線温度ＴＬの推算値に与える影響は最大でも３℃未満である。しかも、通常の製鋼プロセスにおいてはいずれの含有量についても０．０２％以下程度になるように脱りん処理および脱硫処理が行われているため、Ｐ含有量の項およびＳ含有量の項が液相線温度に与える影響は合計でも１℃程度に限定される。それゆえ、上記式（Ｂ）からＰ含有量の項およびＳ含有量の項を削除しても、液相線温度ＴＬの推算値に与える影響は軽微である。むしろ、これらの成分元素の寄与を考慮せずに主要な合金成分である上記の４元素のみで液相線温度を比較的小さな誤差で予測できることの方が、作業性の観点からは有利である。以上の理由により、上記の本発明に係る鋳造温度の適正範囲を決定する式（１）においては、Ｐ含有量の項およびＳの含有量の項を有さないこととしている。
【００４９】
鋳造温度Ｔがaより小さいと、低温鋳込みとなって連続鋳造鋳型内での湯面皮張りなどの支障をきたす場合があり、湯面の凝固物が鋳片に巻き込まれると重大な鋳造欠陥の原因になる。
【００５０】
他方、鋳造温度Ｔがa＋５０を超えると、高温鋳込みとなって鋳型内に形成される初期凝固殻が高温の注湯流により破断し欠陥の起点となる。鋳型内で凝固殻が再溶解して生じる二重肌の痕跡は、鋳片かぶれ疵欠陥として現れ問題となる。
【００５１】
（２）鋳造速度
鋳造速度Ｖｃは安定な連続鋳造を実現するために鋼種に応じて適切に設定されるべきものである。
【００５２】
鋳型内で形成される凝固シェルが成長する過程では、シェルの厚さ方向の温度勾配に伴って発生する熱収縮差のため、凝固シェルが鋳型から浮き上がり離れようとする応力が発生する。このとき、適正な鋳造速度であれば、凝固シェルは溶鋼静圧によって鋳型面に押さえられるため凝固シェルの変形は生じない。しかしながら、鋳造速度が過度に小さい場合は、凝固シェルの変形が生じかぶれ疵の発生を招くおそれが高まる。したがって、安定な鋳造速度を行うためには、シェル変形の抑制の観点から鋳造速度に下限値が設定される。
【００５３】
この下限値について本発明者らが検討した結果、鋳造速度が低くなったときに凝固シェルの変形が生じるか否かを決定する因子として、鋳造温度が大きく影響することが明らかになった。特に、図２に示されるように、上記式（３）により求められる適正な鋳造温度の下限値ａに対する鋳造温度Ｔの差、すなわちＴ−ａが、簡易的には鋳造速度の下限値に正比例すると考えられることが明らかになった。そして、複数の鋼について鋳造試験を行った結果、この比例係数は０．０２ｍ／（ｍｉｎ・℃）と求められた。
【００５４】
以上の検討により、鋳造速度Ｖｃに関し、下記式（２）が成立することが明らかになった。
Ｖｃ≧０．０２×（Ｔ−ａ）        （２）
すなわち、上記式（１）および（２）を満たすように、鋳造温度Ｔおよび鋳造速度Ｖｃを設定して連続鋳造を行うことで、得られた鋳片における表面欠陥を安定的に抑制することが実現される。
【００５５】
なお、上記式（１）および（２）式を満たしても、鋳込み初期の非定常期には表面欠陥、具体的にはかぶれ疵が発生する場合もある。このような初期のかぶれ疵も安定的に抑制することが可能な、より好ましい鋳造速度Ｔと鋳造速度Ｖｃの関係は、下記式（１’）および（２’）により表される。
【００５６】
ａ≦Ｔ≦ａ＋３０                    （１’）
Ｖｃ≧０．０２５×（Ｔ−ａ）        （２’）
一方、鋳造速度が過度に大きい場合には、鋳型内の冷却が不十分となって凝固シェルが鋳型内で十分に形成されず、このため鋳型内の鋳片または鋳型から出て二次冷却されている鋳片における凝固シェルが破れてブレークアウトが発生するおそれが高まる。
【００５７】
５．良好な熱間加工性の観点から好ましい組成上の特徴
続いて、本発明に係る高マンガン含有鋼について良好な熱間加工性を実現する観点から好ましい組成上の特徴について説明する。
【００５８】
良好な熱間加工性を実現する観点からは、鋼の組成が下記式（４）を満たすことが好ましい。この式は、粒界の液膜脆化によって高温延性を損なわないよう、連続鋳造時の曲げ矯正、鍛造あるいは圧延など通常の熱間加工温度の上限である１２００℃よりも高温側に固相線温度を維持するために、熱間脆化温度の下限として１２１０℃を選定し、上記式（Ｃ）により求められる固相線温度が１２１０℃以上を満たすとして求めた組成条件を表す式である。
１４６７−｛１６５×(Ｃ％)＋６×（Ｓｉ％）＋４．１×（Ｍｎ％）＋１．５×（Ｃｒ％）＋５００×（Ｐ％）＋４０×（Ｓ％）｝＞１２１０          （４）
【００５９】
上記式（４）において、Ｓｉ含有量が１質量％以下であること、Ｃｒ含有量の項における係数は相対的に小さくＣｒ含有量も１０質量％以下であること、Ｓ含有量が０．０２質量％以下であり高Ｍｎ含有のため容易にＭｎＳを形成することから、Ｓｉ、Ｃｒ，Ｓの各元素含有量の項を寄与は小さいと考えられる。そこで、これらＳｉ，Ｃｒ，Ｓの各元素含有量の項に基づく温度影響分を２℃に固定してこれらの項を省略すると、下記式（４’）となり、下記式（５）が導かれる。
【００６０】
１４６７−｛１６５×(Ｃ％)＋４．１×（Ｍｎ％）＋５００×（Ｐ％）＋２｝＞１２１０      （４）’
（Ｍｎ％）＋４０．２×（Ｃ％）＋１２２×（Ｐ％）＜６２．２        （５）
ここで、上記式（４）〜（５）中の(Ｃ％)、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｐ％）および（Ｓ％）は、それぞれ、鋼の化学組成におけるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ、ＰおよびＳの含有量（単位：質量％）である。
【００６１】
上記式（５）の左辺が６２．２以上になると、固相線温度が１２００℃以下に低温化し、融点１２００℃以下の共晶炭化物が生成し、熱間脆化を引き起こす可能性がある。
また、高温延性を損なわないよう、固液共存温度幅を狭めるため、Ｃ含有量とＰ含有量とが下記式（６）を満たすことが好ましい。
【００６２】
（％Ｃ）＋４．３（％Ｐ）＜１．２１          （６）
ここで、上記式（６）中の（Ｃ％）および（Ｐ％）は、それぞれ、鋼の化学組成におけるＣおよびＰの含有量（単位：質量％）である。
【００６３】
上記式（６）は、共存温度幅（液相線温度−固相線温度）は１９０℃未満であることが熱間加工性の確保の観点から好ましいという知見に基づいている。上記式（６）の左辺が１．２１以上になると固液共存温度幅が１９０℃を超えるため、熱間脆化を引き起こす可能性が高まる。
【実施例】
【００６４】
２．５ｔｏｎの溶鋼を用いた垂直型連続鋳造機による試験を行った。表３に示される組成を有する溶鋼を溶解炉にて溶製し、取鍋を介してタンディッシュに注入した。タンディッシュの溶鋼温度を１４３０〜１４９０℃に調整して、浸漬ノズルから振動する内部水冷の銅板鋳型に給湯し、表３の条件にて連続鋳造を行って、鋳型下方では、水スプレーによる二次冷却を行い、厚さ１００ｍｍ×幅８００ｍｍ×長さ３５００ｍｍのスラブ鋳片を得た。二次冷却は、鋳片重量１ｋｇあたり比水量を０．５〜１．０Lとした。鋳片は室温まで冷却した後、鋳片表面疵の有無の調査を行うとともに、一部は熱間圧延試験用の母材試料とした。加熱温度１１００℃、総圧下率８０％、仕上圧延温度８００℃の条件にて熱間圧延を実施し、表面割れ・耳割れ等の欠陥がなく表面健全な板厚２０ｍｍの鋼板が得られた。
【００６５】
鋳片表面疵の調査結果を表３に示す。
【００６６】
【表３】
2011230182.tif 000005
【００６７】
本発明例のＮｏ．１は、鋳造初期６０秒間以内に極軽微な疵が発生したが、ほぼ健全であった。Ｎｏ．１の組成を有する鋼において鋳造速度を高めると、初期のかぶれ疵の発生が抑制されることが確認された（Ｎｏ．１’）。本発明例のＮｏ．２および３は、鋳片表面のかぶれ疵欠陥は全くなく、熱間圧延試験時の割れも全くなかった。
【００６８】
一方、比較例のＮｏ．４〜６では、いずれも鋳片表面のかぶれ疵欠陥が発生した。比較例のＮｏ．７は、低温溶鋼起因の鋳型内湯面の皮張りが発生した。また、比較例のＮｏ．８では、鋳片表面に鋳片曲げ矯正時に生じたものと推定されるひび状の微小割れが発生した。
【００６９】
本発明例および比較例における鋳造速度ＶとＴ−ａ（鋳造温度Ｔと上記式（３）で算出されるａ値の差）の関係を図２に表す。鋳造速度Ｖが過小か、Ｔ−ａが過大であるとかぶれ疵が発生することが理解される。
【図１】
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【図２】
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