(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜１．５０％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．０１５％、Ａｇ：０．０００１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造し、得られた鋳片を、λ／λ0が０．１〜０．９となるように、鋳片の厚さ方向中心が凝固した後に圧下を行うことを特徴とする連続鋳造方法。
但し、λは、圧下後の鋳片の、厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔であり、λ0は、圧下を行うことなく鋳造した鋳片の、厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔である。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０２〜１．５０％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．０１５％、Ａｇ：０．０００１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造し、鋳片の厚さ方向中心部温度が固相線温度〜（固相線温度−４００℃）の範囲内において圧下率５〜５０％で圧下を行うことを特徴とする連続鋳造方法。
【請求項３】
溶鋼成分は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＢ：０．０００４〜０．００４％のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は連続鋳造方法に関するものであり、特に鋳片中心部の中心偏析の悪影響を低減することのできる、鋼の連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
連続鋳造方法によってスラブやブルームなどの鋳片を鋳造する場合に、鋳片の中心部に硫黄（Ｓ）やリン（Ｐ）等の成分が偏析する、いわゆる中心偏析が発生することがある。連続鋳造中の凝固速度は凝固シェルが厚くなるほど低下し、鋳片厚み中心部は最も凝固速度が遅くなるため、凝固組織が粗大化する。これにともなって、特に鋳片中心部に中心偏析が生成し、品質向上を阻害するという問題が顕在化する。中心偏析部に形成される有害非金属介在物としてＭｎＳが挙げられる。鋼板を加工する際に、粗大なＭｎＳが起点になり割れが発生し、鋼板の靱性を低下させることとなる。これを防ぐには、ＭｎＳの粗大化を抑制すること、さらには微細化することが必須となる。
【０００３】
ＭｎＳは、液相中で晶出し、あるいは固相中で析出することにより形成される。そこで以下、ＭｎＳの形成を総称して「ＭｎＳが晶析出」ということとする。
【０００４】
従来、極厚鋼板については、インゴットに鋳造して分塊圧延を経た上で厚板圧延がなされていた。これに対して近年は、極厚鋼板についても連続鋳造によって鋳造することが試みられている。極厚鋼板を連続鋳造するに際しては、熱間圧延の圧下率を確保するために鋳片の厚みを極厚化する必要があり、極厚鋼板を連続鋳造する際の鋳片厚みは３００ｍｍ超となることがある。そのため、鋳片中心部の凝固組織粗大化はさらに顕著になり、中心偏析の程度が悪化する。
【０００５】
鋼板の高強度化を実現するため、鋼中のＭｎの濃度を高めることが一般的に行われる。前述のように、Ｍｎは溶鋼中のＳと反応してＭｎＳが生成する。Ｍｎ濃度が高いほどＭｎＳが粗大化するので、高Ｍｎ鋼においてはより一層の中心偏析対策が必要となる。
【０００６】
特許文献１には、圧下を行うことなく鋳造した場合の鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λ0を基準とし、鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ／λ0が０．１〜０．９となるように、鋳片の厚さ方向中心が凝固した直後に圧下を行うことを特徴とする鋳片の連続鋳造方法、および圧下を行うことなく鋳造した場合の鋳片の厚さ方向中心における析出物の直径ｄ0を基準とし、鋳片の厚さ方向中心における析出物の直径ｄと前記ｄ0の比の値ｄ／ｄ0が０．１〜０．９となるように、鋳片の厚さ方向中心が凝固した直後に圧下を行うことを特徴とする鋳片の連続鋳造方法が開示されている。
【０００７】
特許文献２にはＭｇを添加することによりＭｇＯもしくはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化物を包含もしくは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１ｍｍ2当たり１．０×１０5〜１．０×１０8個含む鋼材を製造する技術が開示されている。
【０００８】
しかしながら、ＭｇＯもしくはＭｇ含有酸化物を核にＭｎＳが析出しても、その後の降温過程でＭｎＳ成長し、終にはＭｇＯもしくはＭｇ含有酸化物を覆ってしまい微細化効果が無くなり、ＭｎＳが粗大化することになる。このためＭｎ濃度を高めることで鋼板の高強度化を図るにはＭｇを添加することだけでは十分でない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０１５−６６８０号公報
【特許文献２】特開２００１−３３５８８２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、鋳片中心部の中心偏析に起因する品質悪影響をより一層軽減することのできる、連続鋳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】
【００１１】
即ち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜１．５０％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．０１５％、Ａｇ：０．０００１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造し、得られた鋳片を、λ／λ0が０．１〜０．９となるように、鋳片の厚さ方向中心が凝固した後に圧下を行うことを特徴とする連続鋳造方法。
但し、λは、圧下後の鋳片の、厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔であり、λ0は、圧下を行うことなく鋳造した鋳片の、厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔である。
（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜１．５０％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．０１５％、Ａｇ：０．０００１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造し、鋳片の厚さ方向中心部温度が固相線温度〜（固相線温度−４００℃）の範囲内において圧下率５〜５０％で圧下を行うことを特徴とする連続鋳造方法。
（３）溶鋼成分は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＢ：０．０００４〜０．００４％のうち１種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の連続鋳造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の溶融金属の連続鋳造方法によれば、微細な晶析出物を連鋳々片内に生成させることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
前述のとおり、鋳片の中心偏析部に形成される有害非金属介在物としてＭｎＳが挙げられる。鋼板を加工する際に、粗大なＭｎＳが起点になり割れが発生し、鋼板の靱性を低下させることとなる。これを防ぐには、ＭｎＳの粗大化を抑制すること、さらには微細化することが必須となる。
【００１４】
連続鋳造中の鋳片固液界面付近において、特に鋳造上面側の凝固シェルに関しては、厚み中心付近までデンドライト凝固が進行する。鋳造下面側については、厚み中心付近に等軸晶帯ができることもある。Ｍｎは凝固過程における溶質再分配により、デンドライト樹芯部でＭｎ濃度が低く、デンドライト樹間部で濃度が高くなり、数十μｍ〜数ｍｍのサイズのデンドライトの範囲内においてＭｎ濃度が大きく異なることになる。このため、溶鋼中のＭｎ濃度、Ｓ濃度ではＭｎＳが生成しなくても、このような凝固の進行につれてデンドライト樹間の濃化溶鋼部ではＭｎ濃度が増大するため、ＭｎＳの溶解度積を超える場合が生じ、ＭｎＳが晶析出することになる。このＭｎＳは鋳片の圧延中に延伸し、鋼板の靱性を低下させてしまう。連鋳々片の場合は厚み中心領域のＭｎ濃度が偏析により高くなることからＭｎＳが晶析出し易く、冷却速度も小さいことと相まって粗大なＭｎＳが生成することになり、鋼板の靱性が大きく低下することになる。鋼板の靱性低下は、鋼板が高強度であるほど顕著に現れる。
【００１５】
晶析出するＭｎＳの大きさが小さければ、鋳造後に行う熱間圧延における加熱時に拡散を促進させて、有害晶析出物を矮小化あるいは消滅させることができる。
【００１６】
特許文献１においては、凝固が完了した後の連鋳々片に圧下を加え、温度が高く塑性変形しやすい鋳片厚み中心部を塑性変形させることにより、晶析出したＭｎＳを扁平に変形させて短径部の径を小さくし、後工程における加熱処理時の拡散の促進により偏析を低減させている。
【００１７】
本発明においては、特許文献１記載発明のように凝固後の鋳片を圧下して厚み中心部のＭｎＳ形状を扁平化することに加え、凝固末期にデンドライト樹間に晶析出するＭｎＳの晶析出サイズそのものを微細化することを検討した。
【００１８】
その結果、溶鋼中にＡｇを０．０００１〜０．５質量％含有させることにより、その他の鋳造条件が同じでＡｇを含有させない場合に比較し、鋳片中心部に晶析出するＭｎＳの大きさを微細化できることを見出した。晶析出物ＭｎＳを構成するＭｎと固溶するＡｇを０．０００１〜０．５％溶鋼中に添加して、連続鋳造鋳片を製造すれば、鋳片の凝固過程とその後の冷却過程でＭｎとＡｇの固溶体中のＭｎの溶解度が低下し、Ｓと反応してＭｎＳを生成するＭｎの量が低下し、ＭｎＳの成長が抑制され、粗大化を防ぐことができるものと推定される。Ａｇの融点は９６２℃、沸点は２２１２℃であり、製鋼温度である１６００℃の溶鋼中に容易に溶融するとともに、蒸発もし難く、高歩留まりで効率良く所望の効果を得ることができる。融点が製鋼温度よりも低いことから、Ａｇの添加位置はＲＨ槽内、レードル内、タンディッシュ内、鋳型内のいずれの場所でも良い。
【００１９】
本発明は、上記のように溶鋼中にＡｇを０．０００１〜０．５質量％含有させることによって鋳片厚み中心部に晶析出するＭｎＳの大きさを微細化し、さらに凝固完了後の鋳片を圧下して鋳片中心部に大きな塑性変形を加えることによって晶析出したＭｎＳの形状を扁平化する。あるいは上記Ag添加に加え凝固後の鋳片を圧下してデンドライトの間隔を小さくすることでＭｎＳの析出するスペースを小さくし、ＭｎＳを微細化する。その結果、後工程の鋳片加熱時に晶析出物の拡散を促進して偏析による品質への影響を軽減することができる。
【００２０】
まず、本発明の鋼成分の限定理由について説明する。特に断らない限り、％は質量％を意味する。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜１．５０％
Ｃは、強度および靱性を確保するために有効な元素である。その含有量が０．０２％未満では、上記の効果が充分に得られず、一方、その含有量が１．５０％を超えて高くなると母材およびＨＡＺ部の靭性が低下する。そこで、Ｃの適正範囲を０．０２〜１．５０％とした。
【００２２】
Ｓｉ：０．００５〜０．８％
Ｓｉは、０．００５％未満では母材の強度を確保できないので下限を０．００５％とした。また、０．８％を超えると溶接性が低下するため上限を０．８％とした。上記の理由から、その適正範囲を０．００５〜０．８％とした。
【００２３】
Ｍｎ：０．０５〜３．０％
Ｍｎは、鋼板の高強度化と靱性の確保のために有効な元素である。上記の効果を得るためには、その含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、その含有量が３．０％を超えて高くなると、靱性が損なわれる。このため、Ｍｎ含有量の適正範囲を０．０５〜３．０％とした。本発明は、鋼板の高強度化のためにＭｎ含有量を０．５％以上とした場合に特に好適である。Ｍｎ含有量が高いために、鋳片凝固時に厚み中心部のデンドライト樹間に濃化する濃化Ｍｎ濃度も高くなり、晶析出するＭｎＳの大きさも大きくなるため、本発明の効果が特に顕著に現れるためである。
【００２４】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼板の延性および靱性および加工性を劣化させる元素であることから、その含有量を０．０２％以下に制限する。
【００２５】
Ｓ：０．００１〜０．０２％
Ｓは、ＭｎＳ介在物などを形成して結晶粒内にフェライトの生成を促進する効果がある。０．００１％未満ではフェライトの生成する効果がほとんど無いため、０．００１％を下限とした。ただし、０．０２％を超えると鋼板の延性を低下させるため、０．０２％を上限とした。上記の理由から、Ｓ含有量の適正範囲を０．００１〜０．０２％とした。
【００２６】
Ｎ：０．００２〜０．００８％
Ｎは、Ｔｉと反応してＴｉＮを析出させるために必要な元素である。ただし、Ｎ含有率が０．００８％を超えて高くなると、鋼の靭性が低下することから、Ｎ含有率の上限を０．００８％とした。しかしながら、工業的にＮを完全に鋼から除去することは不可能であるため、実操業において低減可能な範囲を考慮し、Ｎ含有率の下限を０．００２％とした。
【００２７】
Ｏ：０．０００１〜０．０１５％
Ｏは酸化物を生成させるために必要な元素である。Ｏ含有率が０．０００１％未満では酸化物の個数が不足するため、Ｏ含有率の下限を０．０００１％とした。また、Ｏ含有率が０．０１５％を超えて高くなると、酸化物が多くなり過ぎて鋼の靭性が低下するため、Ｏ含有率の上限を０．０１５％とした。
【００２８】
Ａｇ：０．０００１〜０．５％
Ａｇは、本発明において最も重要な金属元素である。その濃度が０．０００１％未満ではＭｎの温度低下に伴う固溶度の減少効果がほとんど無いため、０．０００１％を下限とした。また、Ａｇは固体の鋼中への溶解度が大きくないことから、０．５％を超えて高くなると、鋳片の冷却過程において粗大なＡｇが単独で晶析出するか、あるいはまたＡｇ酸化物を生成し、靭性を低下させるため０．５％を上限とした。上記の理由から、Ａｇ含有量の適正範囲を０．０００１〜０．５％とした。
【００２９】
本発明は、さらに必要に応じて下記元素を含有することとしても良い。
【００３０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、主として炭窒化物を析出し、その析出強化作用により母材強度の向上に寄与する有効な元素である。Ｔｉ含有率が０．００５％未満では、炭窒化物の析出強化作用により母材強度を向上させる効果が充分ではなく、一方、Ｔｉ含有率が０．０３％を超えて高くなると、鋼中に粗大な析出物や介在物を形成して、鋼の靭性を低下させる。上記の理由から、Ｔｉ含有率の適正範囲を０．００５〜０．０３％とした。
【００３１】
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｃｕは、含有させれば焼入れ性の向上および析出強化に有効な作用を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有率が０．０５％未満では、焼入れ性向上効果および析出強化効果が無い。一方、Ｃｕ含有率が１．５％を超えて高くなると、鋼の熱間加工性が低下する。上記の理由から、Ｃｕを含有させる場合のＣｕ含有率の範囲を０．０５〜１．５％とした。
【００３２】
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｎｉは、含有させれば母材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｎｉ含有率が０．０５%未満では、母材の靭性を向上させる効果が無い。一方、Ｎｉ含有率が５．０％を超えて高くなると、焼入れ性が過剰となり、鋼の靭性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｎｉを含有させる場合のＮｉ含有率の範囲を０．０５〜５．０％とした。
【００３３】
Ｃｒ：０．０２〜１．０％
Ｃｒは、含有させれば焼入れ性の向上、および析出強化による母材強度の向上に有効な作用を発揮する元素である。しかし、Ｃｒ含有率が０．０２%未満では、焼入れ性向上効果および析出強化効果が無い。一方、Ｃｒ含有率が１．０％を超えて高くなると、鋼の靭性および溶接性が劣化する傾向が認められる。そこで、Ｃｒを含有させる場合のＣｒ含有率の範囲を０．０２〜１．０％とした。
【００３４】
Ｍｏ：０．０２〜１．０％
Ｍｏは、含有させれば焼入れ性の向上および強度の向上に有効な作用を発揮する元素である。しかし、Ｍｏ含有率が０．０２%未満では、焼入れ性向上効果および強度向上効果が明確ではない。一方、Ｍｏ含有率が１．０％を超えて高くなると、鋼の靭性および延性の低下ならびに溶接性の劣化が顕在化する。そこで、Ｍｏを含有させる場合のＭｏ含有率の範囲を０．０２〜１．０％とした。
【００３５】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、含有させれば炭化物や窒化物を生成して鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｎｂ含有率が０．００５％未満では、炭化物や窒化物の生成による鋼の強度向上効果が明確ではない。一方、Ｎｂ含有率が０．０５％を超えて高くなると、鋼中に粗大な炭化物や窒化物を形成するため、逆に靭性を低下させる。上記の理由から、Ｎｂを含有させる場合のＮｂ含有率の範囲を０．００５〜０．０５％とした。
【００３６】
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、含有させれば炭化物や窒化物を生成して鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｖ含有率が０．００５％未満では、炭化物や窒化物の生成による鋼の強度向上効果が明確ではない。一方、Ｖ含有率が０．１％を超えて高くなると、鋼の靭性を低下させる。上記の理由から、Ｖを含有させる場合のＶ含有率の範囲を０．００５〜０．１％とした。
【００３７】
Ｂ：０．０００４〜０．００４％
Ｂは、含有させれば焼入れ性を増大させるとともに、ＢＮを生成することで固溶Ｎの含有率を低下させ、ＨＡＺの靭性を向上させる効果がある。ただし、Ｂ含有率が０．０００４％未満では、焼入れ性の増大効果およびＨＡＺの靭性向上効果が明確では無い。しかしながら、Ｂ含有率が０．００４％を超えて高くなると、鋼中に粗大な硼化物が析出し、これにより鋼の靭性が劣化する。上記の理由から、Ｂを含有させる場合のＢ含有率の範囲を０．０００４〜０．００４％とした。
【００３８】
次に、本発明の連続鋳造方法について説明する。
【００３９】
上記のような成分の溶鋼を連続鋳造して鋳片とし、鋳片の厚さ方向が凝固した後に圧下を行う。圧下位置、圧下率については、圧下を行うことなく鋳造した場合の鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λ0を基準とし、鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ／λ0が０．１〜０．９となるように圧下を行うことにより、ＭｎＳの形状扁平化を十分に行い、後工程の加熱処理でＭｎＳの拡散を促進させることができる。
【００４０】
鋳片の厚さ方向中心部温度が固相線温度〜（固相線温度−４００℃）の範囲内において圧下率５〜５０％で圧下を行うことにより、デンドライト１次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ／λ0を０．１〜０．９とすることができる。鋳片の厚さ方向中心部温度が固相線温度より低い温度で圧下を開始することにより、凝固完了後の鋳片を圧下することができる。また、鋳片の厚さ方向中心部温度が（固相線温度−４００℃）よりも高い温度で圧下を開始することにより、鋳片厚み中央部は表層側に比較して温度が高いため、圧下を行った際に厚み中央部が特に圧下による塑性変形を受け、デンドライト１次アーム間隔を十分に狭くすることができる。また、圧下率を５％以上とすることにより、圧下効果を発揮してデンドライト１次アーム間隔を十分に狭くすることができる。圧下率を高くしすぎても効果が飽和するので、圧下率の上限を５０％とした。なお、圧下率（％）とは、（圧下前鋳片厚−圧下後鋳片厚）／圧下前鋳片厚×１００として算出することができる。
【００４１】
ここで、連続鋳造中の鋳造長手方向における鋳片厚さ方向中心温度の算出方法について説明する。鋳片の伝熱シミュレーションプログラムを用いて、予めミクロ偏析による溶質元素の濃化を考慮した凝固解析を行い、鋳片厚み中央部の温度と固相率の関係を求め、さらに操業中においても測定可能な鋳片の表面温度と鋳片厚み中央の固相率の関係を求めることができる。この計算で固相率が１．０となる凝固完了部位置を算出し、さらに伝熱シミュレーションを行うことによって、凝固完了後の鋳造長手方向における鋳片厚さ方向中心温度の推移を算出することができる。ここでは、鋳造中の鋳片表面温度を実測し、実測した鋳片表面温度を代入して計算機にて凝固解析を行い、鋳造長手方向各部位の中心温度を算出した。ここで、密度ρは、ρ＝７．２７＋０．２５×固相率（ｇ／ｃｍ3）とした。（鉄と鋼、ｖｏｌ．９４（２００８）、ｐ．５０７：水上英夫、山中章裕）
【実施例】
【００４２】
転炉にて表１に示す成分含有量の溶鋼を溶製し、垂直曲げ型のスラブ連続鋳造装置によって連続鋳造した。Ａｇを含め、溶鋼中成分はレードル内の溶鋼に添加した。
連続鋳造において、タンディッシュ内溶鋼温度目標は１５５０℃、鋳型サイズ：幅１６００ｍｍ×厚さ２５０ｍｍ、鋳造速度：０．５〜１．５ｍ／分とした。鋳片の厚さ方向中心が凝固した後に圧下を行う圧下用ロール径については、直径８００ｍｍとした。圧下用ロールによる圧下位置は、鋳片の厚み中心部温度が固相線温度との関係で表２に示す温度となった位置を圧下開始位置とした。圧下後の鋳片厚さは１４０ｍｍ、１７０ｍｍ、又は２３５ｍｍとした。それぞれ圧下率は４４％、３２％、６％となる。
【００４３】
本発明の連続鋳造方法の効果の評価は第１に、鋳片厚み中心部のデンドライト１次アーム間隔によって評価した。Ａｇを添加せず、圧下を行うことなく鋳造した表２の比較例１の鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λ0を基準とし、各実施例における鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ／λ0を評価指標とし、結果を表２に示した。鋳片の厚み中央部を境として、鋳造時に厚み下面側となる側には若干の等軸晶帯が形成されていたが、鋳造時に厚み上面側となる面は厚み中央部まで含めてデンドライト凝固しており、デンドライト１次アーム間隔を測定することができた。
【００４４】
本発明の連続鋳造方法の効果の評価は第２に、鋳造した鋳片の厚み中心部における晶析出物ＭｎＳのサイズ（短径）で評価した。介在物の測定用の試料は、鋳片幅中央部で、厚み中央位置から採取した。厚み中央から±２５ｍｍ、鋳造方向に５０ｍｍのサイズの試料を採取し、５０ｍｍ×５０ｍｍの面を分析した。試料の分析面は、エメリー・ペーパーおよび研磨剤（粒径が６μｍおよび１μｍのダイヤモンドの砥粒）を順に使用して研磨して仕上げた。
【００４５】
晶析出物の分析は、ＳＥＭ−ＥＤＡＸを用い、倍率１０００倍で観察した。本発明では凝固完了後の圧下によって鋳片厚み中心部が主に塑性変形を受け、ＭｎＳ晶析出物も鋳片の塑性変形に伴って扁平化している。そこで、１μｍ以上の短径サイズの晶析出物ＭｎＳの短径を測定した。Ａｇを添加せず、圧下を行うことなく鋳造した表２の比較例１の短径平均値を基準値１．０として、各実施例の晶析出物ＭｎＳの短径を評価し、「晶析出物径比」として表２に示した。
【００４６】
鋳片厚み中心部の晶析出物の微細化による効果を評価するため、鋳造した鋳片を圧延し、シャルピー試験を行った。靭性の測定用の試料は、上記条件で作製した連続鋳造鋳片に、１２５０℃で９０分保持する熱処理を行った後、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、および直接焼入れ・焼戻し法のいずれかの製造方法によって厚み５０ｍｍの鋼板を製造した。試料の形状は、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの角柱状とした。鋼板の厚み方向を試料の長手方向とし、鋼板の厚み中央部を試料の長手中央部とし、当該中央部をノッチ位置とした。この試料を用いて再現ＨＡＺ熱処理を施した上でシャルピー試験を行なった。
【００４７】
再現ＨＡＺ熱処理は、高周波誘導加熱装置を用いてＡｒガス雰囲気中で行い、試料の長さ方向の中心の幅１０ｍｍの領域を加熱した。加熱は室温から１４５０℃まで３０秒間で加熱し、６０秒間保持した後、Ｈｅガスを用いて加熱部を急速冷却した。
【００４８】
シャルピー試験は、０℃での吸収エネルギーによって評価した。Ａｇを添加せず、圧下を行うことなく鋳造した表２の比較例１の吸収エネルギーを基準値１．０として、各実施例の靱性指数を算出し、表２に記載している。
【００４９】
【表１】
0006651306.tif 000002
【００５０】
【表２】
0006651306.tif 000003
【００５１】
比較例１はＡｇ添加なし、凝固後の圧下なしの比較例であり、λ／λ0、晶析出物径比、靱性指数はいずれも１．０である。
【００５２】
比較例２はＡｇを添加しているものの凝固後の圧下を行っておらず、λ／λ0は１．０であり、Ａｇ添加の効果で晶析出物径比の改善効果は見られるものの十分ではなく、靱性指数の改善効果も十分ではなかった。
【００５３】
比較例３はＡｇを添加せずに凝固後の圧下を行っており、λ／λ0の改善効果は見られるものの晶析出物径比の改善効果が十分ではなく、靱性指数の改善効果も十分ではなかった。
【００５４】
本発明例１〜９は、いずれも溶鋼中にＡｇを本発明範囲内で含有するとともに、凝固後の圧下を本発明の適正条件で実施しており、λ／λ0の改善効果が見られるとともに、Ａｇ含有による晶析出物微細化効果が相乗し、晶析出物径比が０．６３以下と良好な結果を得ることができ、靱性指数も２．３以上と大きな改善効果を得ることができた。