(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
凝固初晶がγ−Ｆｅである溶鋼に、質量比で、Ｚｒを５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下の範囲内およびＣａを５ｐｐｍ以上２０ｐｐｍ以下の範囲内で添加し、
質量比で、ＺｒＯ２を５％以上９０％以下の範囲内、ＣａＯを１％以上３０％以下の範囲内で含む酸化物を生成させ、
この溶鋼を連続鋳造装置の鋳型に給湯して連続鋳造を行うことを特徴とする鋳片の製造方法。
【請求項２】
前記鋳型に給湯される前記溶鋼を貯留するタンディッシュにおいて、溶鋼過熱度が１０℃以上３０℃以下の範囲内とされていることを特徴とする請求項１に記載の鋳片の製造方法。
【請求項３】
鋳造時に電磁撹拌を行うことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の鋳片の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、凝固する際に初晶としてγ相（γ−Ｆｅ）が晶出するγ凝固鋼からなり、微細な凝固組織を有する鋳片の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、上述のγ凝固鋼からなる鋳片は、連続鋳造法によって製造される。ここで、鋼の連続鋳造においては、鋳片の中心部に生成する偏析やポロシティを防止することは極めて重要である。これらの欠陥は、凝固収縮による固液共存域での負圧の生成にともなって発生する液相の流動や空隙の生成に起因することから、特許文献１に述べられているように、凝固末期に鋳片に対して凝固収縮に見合う量を圧下する軽圧下法が提案され、中心偏析やポロシティの低減に効果を発揮している。
【０００３】
さらに、ブルームやビレットなどでは、柱状晶よりも等軸晶で凝固させるほうが、中心偏析やポロシティを分散させて小さくする上で有利とされている。そのため、特許文献２で述べられているように、鋳型内や２次冷却帯に設置した電磁撹拌装置により溶鋼を撹拌し、等軸晶を生成させることが提案され、実用化している。また電磁撹拌で等軸晶を生成させた上で、凝固末期に軽圧下により凝固収縮を補償する技術も知られている。
しかしながら、電磁撹拌で生成させた等軸晶は、溶鋼の給湯温度が高い場合には等軸晶の粒径が大きく、大きな等軸晶粒の間に生成する偏析やポロシティは必ずしも微細にならなかった。
【０００４】
一方、鋳片の等軸晶率は鋳型内に給湯される溶鋼の温度に依存し、溶鋼温度が低いほどすなわち溶鋼の液相線温度からの過熱度が小さいほど、等軸晶が生成しやすいことが知られている。しかしながら、溶鋼温度が低下するとノズルの閉塞を招くため、連続鋳造プロセスにおいて安定的に低温で給湯することは工業的に容易ではない。
【０００５】
また、特許文献３では、γ−Ｆｅを凝固初晶とするγ凝固鋼に、Ｚｒ添加することにより、微細なＺｒＯ２を溶鋼中に生成させ、これをγ−Ｆｅの接種核として作用させることで微細な等軸晶組織を得る方法が述べられている。
しかしながら、Ｚｒを添加した溶鋼は、溶鋼中でＺｒＯ２がクラスタリングし、このクラスタリングしたＺｒＯ２が耐火物に付着することで、タンディッシュのノズルを閉塞させるという問題があり、これを工業的に利用することは必ずしも容易ではない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平６−１２６４０５号公報
【特許文献２】特開平６−１２６４０６号公報
【特許文献３】特開２００２−３２１０４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、鋳造時におけるノズル閉塞の発生を抑制するとともに、酸化物を接種核として利用し、微細な等軸晶を生成させることが可能な鋳片の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、鋳片における中心偏析、ポロシティを低減するため、種々の酸化物についてその接種効果を実験室的に検討した。
その結果、通常のＡｌ脱酸又はＴｉ脱酸を実施した後に、Ｚｒに加えてＣａを添加したところ、Ｚｒを添加した時と同様に、微細な等軸晶組織が得られた。鋳片の内部から顕微鏡観察用の試験片を切り出し、介在物（酸化物）の個数をカウントしたところ、Ｚｒのみを添加した場合に比べて、１〜５μｍの粒径の介在物が３〜５倍程度多く存在していることが分かった。また介在物の成分分析を行ったところ、介在物はＺｒＯ２単体として存在しているものもあったが、ＺｒＯ２とＣａＯなどが混在している酸化物もあった。このようにＣａを添加することで、接種核として働くと思われるＺｒＯ２の比率は減るものの、介在物全体の個数が増加するため、Ｚｒのみ添加した場合と同様に等軸晶が微細になると考えられる。また実機での製鋼工程において、Ｚｒに加えてＣａを添加して鋳造実験を行ったところ、ノズル閉塞を起こすことなく安定的に鋳造ができた。これはＺｒＯ２単独の酸化物よりも、ＣａＯとＺｒＯ２が共存する酸化物のほうが、溶鋼中でクラスタリングしにくいことが原因であると考えられる。
【０００９】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）凝固初晶がγ−Ｆｅである溶鋼に、質量比で、Ｚｒを５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下の範囲内およびＣａを５ｐｐｍ以上２０ｐｐｍ以下の範囲内で添加し、質量比で、ＺｒＯ２を５％以上９０％以下の範囲内、ＣａＯを１％以上３０％以下の範囲内で含む酸化物を生成させ、この溶鋼を連続鋳造装置の鋳型に給湯して連続鋳造を行うことを特徴とする鋳片の製造方法。
（２）前記鋳型に給湯される前記溶鋼を貯留するタンディッシュにおいて、溶鋼過熱度が１０℃以上３０℃以下の範囲内とされていることを特徴とする（１）に記載の鋳片の製造方法。
（３）鋳造時に電磁撹拌を行うことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋳片の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、鋳造時におけるノズル閉塞の発生を抑制するとともに、酸化物を接種核として利用し、微細な等軸晶を生成させることが可能な鋳片の製造方法を提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】鋳片の凝固組織と等軸晶粒径の測定方法を示す図である。
【図２】タンディッシュの溶鋼過熱度と等軸晶粒径との関係を示す図である。
【図３】実施例において観察されたＺｒＯ２、ＣａＯを含む酸化物粒子の観察写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下に、本発明の実施形態である鋳片及び鋳片の製造方法について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。
【００１３】
本実施形態である鋳片は、溶鋼から凝固する際の初晶がγ−Ｆｅであるγ凝固鋼からなる。炭素鋼では、鋼中のＣ濃度が質量比で０．５％以上であり、Ｃ濃度の上限は、通常、１．１％以下である。また、Ｓｉ，Ｍｎは特に規定しないが、通常、質量比で、Ｓｉは０．１％以上０．５％以下、Ｍｎは０．１％以上１．０％以下である。
また、本実施形態である鋳片においては、質量比で、Ｚｒを５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下、Ｃａを５ｐｐｍ以上２０ｐｐｍ以下、含んでいる。
【００１４】
そして、本実施形態である鋳片においては、質量比で、ＺｒＯ２を５％以上９０％以下の範囲内、ＣａＯを１％以上３０％以下の範囲内で含む、粒径が１μｍ以上５μｍ以下の酸化物粒子が分散している。なお、この酸化物粒子は、鋳片に圧延等の加工を施して製造された鋼片の内部においても、同様の形態で存在している。また、鋳片の形状には特に限定はなく、スラブ、ブルームのいずれであってもよいが、本実施形態ではブルームとされている。
【００１５】
ここで、上述の酸化物粒子は、ＺｒＯ２とＣａＯとがそれぞれ表面に露呈した状態で混在している。なお、この酸化物粒子においては、質量比で、ＺｒＯ２を５％以上９０％以下の範囲内、ＣａＯを１％以上３０％以下の範囲内で含んでいれば、それ以外の酸化物等（Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２、Ｓ等）を含んでいてもよい。
【００１６】
γ凝固鋼においては、ＺｒＯ２が有効な接種核として作用し、微細な等軸晶を生成させることが可能となる。一方、ＺｒＯ２は、溶鋼との濡れ性が悪いため、クラスタリングしやすい傾向にある。このため、ＺｒＯ２単独の場合、ノズルの閉塞が発生し、操業を安定して行うことができなくなる。
このため、本実施形態における酸化物粒子においては、ＺｒＯ２とともにＣａＯを含有するものとされている。ＣａＯは、溶鋼との濡れ性が良いことから、酸化物粒子のクラスタリングを抑制し、溶鋼中に微細に分散させることができる。これにより、ノズルの閉塞を抑制することが可能となる。
【００１７】
以下に、本実施形態において、鋳片におけるＺｒ含有量およびＣａ含有量、並びに、酸化物粒子におけるＺｒＯ２の質量比およびＣａの質量比を、上述のように規定した理由について説明する。
【００１８】
（鋳片におけるＺｒ含有量）
鋳片（溶鋼）中のＺｒの含有量が５ｐｐｍ未満の場合には、酸化物粒子の個数が不足し、十分な接種効果を得ることができず、結晶粒を微細化できないおそれがある。一方、鋳片（溶鋼）中のＺｒの含有量が３０ｐｐｍを超える場合には、さらなる接種効果を得ることができず、ノズルの閉塞を抑制できなくなるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、鋳片（溶鋼）中のＺｒの含有量を５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下の範囲内に設定している。
【００１９】
（鋳片におけるＣａ含有量）
鋳片（溶鋼）中のＣａの含有量が５ｐｐｍ未満の場合には、酸化物粒子のクラスタリングを十分に抑制できず、ノズルの閉塞を抑制できなくなるおそれがある。一方、鋳片（溶鋼）中のＣａの含有量が２０ｐｐｍを超える場合には、接種効果が低減してしまい、結晶粒を微細化できないおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、鋳片（溶鋼）中のＣａの含有量を５ｐｐｍ以上２０ｐｐｍ以下の範囲内に設定している。
【００２０】
（酸化物粒子におけるＺｒＯ２の質量比）
鋳片（溶鋼）中に分散した酸化物粒子におけるＺｒＯ２の質量比が５％未満の場合には、十分な接種効果を得ることができず、結晶粒を微細化できないおそれがある。一方、酸化物粒子におけるＺｒＯ２の質量比が９０％を超える場合には、クラスタリングしてノズルの閉塞が生じるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、酸化物粒子におけるＺｒＯ２の質量比を５％以上９０％以下の範囲内に設定している。
【００２１】
（酸化物粒子におけるＣａＯの質量比）
鋳片（溶鋼）中に分散した酸化物粒子におけるＣａＯの質量比が１％未満の場合には、酸化物粒子の溶鋼に対する濡れ性を十分に向上させることができず、クラスタリングしてノズルの閉塞が生じるおそれがある。一方、酸化物粒子におけるＣａＯの質量比が３０％を超える場合には、十分な接種効果を得ることができず、結晶粒を微細化できないおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、酸化物粒子におけるＣａＯの質量比を１％以上３０％以下の範囲内に設定している。
【００２２】
そして、本実施形態である鋳片においては、酸化物粒子の接種効果によって結晶粒が微細化されており、具体的には、鋳片の中心部における等軸晶の粒径が３ｍｍ以下とされている。
なお、鋳片の等軸晶粒径は、以下の方法で測定することができる。鋳片の中心を含む横断面もしくは縦断面から鋳片を切り出し、研磨した後、ピクリン酸で腐食し、凝固組織を顕出する。その後、５倍程度の低い倍率で凝固組織を写真撮影する。図１に模式的に示すように、デンドライトとデンドライトの向きの大きく異なるところで、結晶粒と結晶粒の境界線を引き、凝固時の等軸晶の結晶粒を明確にすることができる。この結晶粒の長径を等軸晶粒径として測定する。
【００２３】
次に、本実施形態である鋳片の製造方法について説明する。
まず、転炉等で溶製した溶鋼を準備する。そして、Ｃａ、Ｚｒを除く鋼成分を調整する。この成分調整の際に成分値（歩留まり）を安定させるため、ＡｌやＴｉ等によって脱酸を行う。このようにして、まず、Ｃａ、Ｚｒを除く成分調整と、溶鋼の脱酸を行う。なお、脱酸後には、介在物を浮上分離して除去しておく。
【００２４】
次に、脱酸を行った溶鋼にＺｒおよびＣａを添加する。Ｚｒは、金属ＺｒもしくはＺｒ合金として、溶鋼鍋において添加する。溶鋼鍋に塊状の金属ＺｒもしくはＺｒ合金を添加してもよいが、金属ＺｒもしくはＺｒ合金をワイヤーとして添加することにより、歩留の向上を図ることが可能である。一方、Ｃａは、Ｃａ−Ｓｉ合金をワイヤーとして添加することが好ましい。
ここで、上述のＺｒＯ２とＣａＯとを含む酸化物粒子を生成させるためには、Ｚｒを添加した後に、Ｃａを添加することが好ましい。
【００２５】
成分調整された溶鋼は、タンディッシュに貯留される。本実施形態では、このタンディッシュにおける溶鋼過熱度が１０℃以上３０℃以下の範囲内とされている。
タンディッシュにおける溶鋼過熱度が１０℃未満の場合には、溶鋼温度が低く、ノズル閉塞が発生するおそれがある。一方、タンディッシュにおける溶鋼過熱度が３０℃を超えると、接種効果が十分に作用せず、結晶粒の微細化を図ることができなくなるおそれがある。
【００２６】
ここで、図２に、タンディッシュにおける溶鋼過熱度と結晶粒径の関係について評価したグラフを示す。Ａｌ脱酸を行ってＺｒおよびＣａを添加しなかった場合には、タンディッシュの溶鋼過熱度が高くなると、結晶粒径が粗大化することが確認される。これに対して、Ａｌ脱酸を行ってＺｒおよびＣａを添加した場合には、タンディッシュの溶鋼過熱度を高く設定しても、結晶粒が粗大化しないことが確認される。
よって、本実施形態においては、タンディッシュにおける溶鋼過熱度が１０℃以上３０℃以下の範囲内に設定しても、結晶粒の微細化を図ることが可能である。
【００２７】
そして、タンディッシュに貯留された溶鋼が、連続鋳造装置の鋳型に給湯され、鋳片が製造される。この鋳造の際には、連続鋳造装置の鋳型又は２次冷却帯に設置された電磁撹拌装置によって溶鋼の撹拌を行うことが好ましい。
【００２８】
以上のような構成とされた本実施形態である鋳片および鋳片の製造方法によれば、凝固初晶がγ−Ｆｅである溶鋼に、質量比で、Ｚｒを５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下の範囲内およびＣａを５ｐｐｍ以上２０ｐｐｍ以下の範囲内で添加することにより、質量比で、ＺｒＯ２を５％以上９０％以下の範囲内、ＣａＯを１％以上３０％以下の範囲内で含む酸化物粒子を生成させているので、この酸化物粒子の接種効果によって結晶粒の微細化を図ることができる。具体的には、鋳片の中心部における等軸晶の粒径を３ｍｍ以下とすることができる。
また、上述の酸化物粒子は、ＣａＯを１％以上３０％以下の範囲内で含んでいるので、溶鋼との濡れ性が改善されており、クラスタリングによる粗大化が抑制され、ノズルの閉塞を抑制することができる。よって、連続鋳造を安定して行うことができる。
【００２９】
また、本実施形態においては、タンディッシュにおける溶鋼過熱度が１０℃以上３０℃以下の範囲内とされているので、鋳型に給湯される溶鋼の温度が高くなり、ノズルの閉塞を抑制することができる。
さらに、本実施形態においては、鋳造時において、鋳型又は２次冷却帯に設置された電磁撹拌装置によって溶鋼の電磁撹拌を行っているので、結晶粒のさらなる微細化を図ることが可能となる。
【００３０】
以上、本発明の実施形態である鋳片、及び、鋳片の製造方法について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
例えば、本実施形態では、鋳造時に電磁撹拌を行うものとして説明したが、これに限定されることはなく、電磁撹拌を必ずしも実施しなくてもよい。
【実施例】
【００３１】
実施例を参照しつつ、本発明についてさらに説明を続ける。
【００３２】
Ｃを０．８重量％、Ｓｉ：０．２重量％、Ｍｎ：０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％、Ｓ：０．０１重量％を含む溶鋼２４０トンを出鋼後、Ａｌで脱酸し溶存酸素を１０〜５０ｐｐｍとし、溶鋼鍋にて、金属Ｚｒ合金ワイヤーでＺｒを添加した後、ＣａをＣａ−Ｓｉ合金ワイヤーで添加した。このときのＺｒおよびＣａの添加量を表１に示す。
この溶鋼をブルーム連続鋳造装置で鋳造した。このとき、タンディッシュにおける溶鋼過熱度を表１に示す条件とした。鋳片のサイズは３００ｍｍ厚×５００ｍｍ幅で、鋳造速度は、０．７ｍ／分であった。また、２４０トン鋳造した際のノズルの閉塞の有無を確認した。
【００３３】
鋳造後、鋳片を切断し、中心部を含む縦断面にて、凝固組織を観察し、前述の方法で、等軸晶の粒径を測定した。測定結果を表１に示す。
また、同一の鋳片にて、ＺｒＯ２を５〜９０％、ＣａＯを１〜３０％含む粒径１〜５μｍの介在物（酸化物粒子）の個数を測定した。測定結果を表１に示す。
これらの介在物（酸化物粒子）は、Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２、ＭｎＳ等と共存していた。図３にその写真の一例を示す。このような介在物の組成は、圧延後製品においても変化しないことを確認した。また鋳片におけるＴ．Ｏはいずれも１０〜２０ｐｐｍであった。
【００３４】
【表１】
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【００３５】
本発明例１〜６では、粒径１〜５μｍの介在物（酸化物粒子）が多数生成し、等軸晶粒径が３ｍｍ以下となっている。これらの鋳片では、中心部の偏析、ポロシティも低位であった。また、ノズル閉塞も発生せず、安定に鋳造することができた。
【００３６】
これに対して、比較例１では、Ｚｒのみ添加しＣａは添加しなかったが、等軸晶は微細であったが、ノズルが閉塞して安定鋳造できなかった。
比較例２では、Ａｌ脱酸を行った後、Ｚｒ、Ｃａを添加することなく、そのまま鋳造した。この場合には、酸化物粒子の生成数は少なく、粗大な等軸晶が生成した。このような鋳片では、中心偏析も悪化した。
比較例３では、Ｃａのみ添加したが、ＺｒＯ２が生成しないため、接種作用はなく等軸晶の粒径は大きくなった。
比較例４のようにＺｒの濃度が高い場合にもノズル閉塞が発生した。
【００３７】
以上のことから、本発明によれば、酸化物粒子が分散されるとともに微細な等軸晶を有する鋳片、及び、鋳造時におけるノズル閉塞の発生を抑制するとともに、酸化物を接種核として利用し、微細な等軸晶を生成させることが可能な鋳片の製造方法を提供可能であることが確認された。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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