(57)【要約】【課題】不純物元素のＰおよびＳを極限まで低減しなくても、粒界割れに起因する欠陥および気泡性欠陥を防止できるＮｉ含有鋼の連続鋳造方法の提供。【解決手段】Ｎｉを５〜１０質量％の範囲で含有する鋼の連続鋳造方法であって、Ｐ：０．００５０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．００４０％以下およびＢ：０．００１０％以下とし、残部が実質的にＦｅからなる鋼を用いて、鋳造するＮｉ含有鋼の連続鋳造方法。鋼中のＴ．Ｏ含有量を０．００２０％以下とすることが好ましい。また、フラックス中のＳ含有量が０．１％以下の鋳型内フラックスを使用することが好ましい。さらに、鋳型内に供給する溶鋼の過熱温度を１０〜４０℃とすることが好ましい。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを５〜１０質量％の範囲で含有する鋼の連続鋳造方法であって、鋼に混入するＰ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＢの含有量をそれぞれ質量％で、Ｐ：０．００５０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．００４０％以下およびＢ：０．００１０％以下とし、残部が実質的にＦｅからなる鋼を用いて、鋳造することを特徴とするＮｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項２】
鋼中の全酸素含有量を質量％で０．００２０％以下とすることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項３】
フラックス中のＳ含有量が０．１質量％以下の鋳型内フラックスを使用することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法。          
【請求項４】
鋳型内に供給する溶鋼の過熱温度を１０〜４０℃の範囲とすることを特徴とする請求項１、２または３のいずれかに記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【請求項５】
鋳型内溶鋼へのＡｒ吹き込み量を０．５〜１０Ｌ（リットル）／ｍｉｎの範囲とすることを特徴とする請求項１、２、３または４のいずれかに記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｎｉ含有鋼の連続鋳造時に発生する横ヒビ割れなどの表面欠陥、ならびに表層下割れ、気泡性欠陥、および介在物欠陥などの鋳片内部欠陥を防止する鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から鋼にＮｉを添加すると低温靭性が向上することは知られており、低温用鋼としてＮｉを５〜１０質量％含有する鋼が使用されている。その中で特にＮｉを９質量％程度含有する鋼（以下「９％Ｎｉ鋼」という）は、−１６０℃以下の超低温での使用に耐え得ることから、液化天然ガス（ＬＮＧ）用タンク材として、近年需要が増加している。
【０００３】
しかし、Ｎｉを５〜１０質量％含有する鋼は、連続鋳造時に、通常の炭素鋼や低合金鋼に比べて、表面横ヒビ割れなどの表面欠陥が発生しやすい。また、９％Ｎｉ鋼においては、オーステナイト（以下「γ」という）相単相で凝固するために、γ相の結晶粒界にＰおよびＳなどの不純物元素が濃化し、歪感受性が高く、小さな歪でも表面のみならず表皮下割れなどの内部欠陥が発生しやすい。
【０００４】
これらの割れは、連続鋳造における二次冷却時に鋳片表面温度が熱間延性の低下する６００〜９００℃にまで降下し、この時に受ける熱応力や矯正応力によって発生することが知られている。Ｎｉを５〜１０質量％含有する鋼においては、前述した理由により、通常の炭素鋼や低合金鋼に比べて６００〜９００℃における延性の低下が顕著となり、連続鋳造時の割れ感受性が悪化し、割れの程度も大きくなるという問題を有していた。
【０００５】
そこで、これらの鋼を連続鋳造によって製造するために、種々の方法が提案されている。
【０００６】
前記Ｎｉ含有鋼の連続鋳造時の表面欠陥を防止するためには、高温脆化温度域での矯正を避ける必要があり、鋳片表面温度の管理を目的とした二次冷却の制御が実施されている。
【０００７】
例えば、特許文献１には、二次冷却帯において鋳片の液相線温度から１０５０℃までの温度領域を３．０℃／秒以上の速度で冷却すると共に、鋳片の矯正点通過終了時の表面温度を８５０℃以上に維持するＮｉ含有鋼の連続鋳造方法が開示されている。特許文献２には、鋳造中の鋼の推定絞り値が５０％以上となるように鋳造速度と二次冷却速度を制御する高Ｎｉ鋼の連続鋳造方法が開示されている。また、特許文献３には、連続鋳造鋳片が矯正応力を受ける点における鋳片の表面温度を８５０℃以上とし、鋳片の表面温度が８５０〜６００℃となる範囲を鋳片矯正応力がかからないように冷却する低温用Ｎｉ含有鋼の連続鋳造方法が開示されている。
【０００８】
前記のように、連続鋳造時の二次冷却に関する方法はいくつか提案されており、表面割れの防止には効果があると考えられるが、実操業において連続鋳造機の冷却条件を安定して制御することは困難であり、依然として、連続鋳造時に発生する割れを完全に防止するには至っていない。
【０００９】
一方、連続鋳造機内における歪を規定した方法もいくつか提案されている。
【００１０】
例えば、特許文献４には、内部凝固界面歪率を０．７×１０−２以下とするＮｉ含有鋼の連続鋳造方法が開示されている。これ以外にも歪を規定した方法は提案されているが、前述した二次冷却方法と同様、実操業において連続鋳造機内の歪量を正確に測定し、かつ安定して歪量を制御することは困難である。
【００１１】
その他、鋼の成分を規定した方法がある。Ｎｉを５〜１０質量％含有する鋼は、γ単相凝固のため、Ｐ、Ｓなどの不純物元素が粒界に偏析しやすく、その際に割れ感受性が高まるため、これらの含有量を低減すると良いことが知られており、例えば、特許文献４には、Ｓ：０．００５％以下、Ｐ：０．０１０％以下に低減すると、表皮下割れ防止効果があることが開示されている。
【００１２】
しかし、この方法では、割れ感受性の低減には不十分であるとして、その他、例えば、特許文献５では、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．００６％以下に低減すると、割れ防止効果があるとされている。さらに、特許文献６では、Ｓ：０．００１０％以下、Ｐ：０．００１０％以下に低減することにより、一層割れ防止効果があると記載されている。このように鋼を特性上要求されていたレベルよりも高純度化することにより、表面割れおよび内部割れを防止する方法がいくつか提案されている。
【００１３】
しかしながら、上記の方法は、一般の精錬技術では容易に達成できないレベルまで不純物含有量を低減する方法であり、実操業の量産下においては、精錬技術の難しさに加えて、精錬コストの点でも、生産性の面でも困難が多い。
【００１４】
また、Ａｌ含有量およびＮ含有量を低減することにより高温延性が向上することが報告されており、例えば特許文献７では、Ａｌ、Ｎの含有量をそれぞれ０．００５〜０．０３０％、および０．００３０％以下とし、かつＡｌとＮの濃度積を［Ａｌ］×［Ｎ］≦６．０×１０−５％とすることが開示されている。この方法に関しても、Ａｌや、特にＮの低減は技術的に困難であり、またＮについては、精錬工程での低減が図れても、連続鋳造時などで大気に触れた段階において溶鋼鋳にピックアップされるため、上記の範囲内の含有量レベルを常時確保することは非常に困難であり、不安定な方法といわざるを得ない。
【００１５】
さらに、特許文献８には、連続鋳造時の二次冷却条件を規定することに加え、溶鋼過熱温度を３０℃以下とする方法が開示されている。同号公報では、溶鋼過熱温度（以下「△Ｔ」という）を低下させることにより、鋳片表層の柱状γ粒の成長が抑制され、チル状の微細γ粒が生成することにより、高温延性が向上すること、および、鋳造可能な限り、△Ｔは低い方が割れ感受性低減効果が得られることが記載されている。
【００１６】
しかしながら、粒界割れおよび気泡性欠陥のいずれも発生しない最適な△Ｔの条件および鋳造条件については開示されていない。また、上記の従来技術においても、鋳片内部における介在物欠陥の原因となる鋼中酸化物に関しては記載されていない。
【００１７】
【特許文献１】
特開平８−１０９１９号公報（特許請求の範囲、〔０００７〕）
【特許文献２】
特開平８−３３９６４号公報（特許請求の範囲、〔００１２〕）
【特許文献３】
特許第２８３３４４２号公報（特許請求の範囲、〔００１４〕〜〔００１６〕）
【特許文献４】
特許第２９６６３０９号公報（特許請求の範囲、〔００１１〕）          
【特許文献５】
特許第３０２５６３１号公報（特許請求の範囲、〔００１３〕）      
【特許文献６】
特許第３１８６６１４号公報（特許請求の範囲、〔００１８〕）  
【特許文献７】
特開平１０−１５６４９６号公報（特許請求の範囲、〔００１１〕）          
【特許文献８】
特許第３０３９３６９号公報（特許請求の範囲、〔００１３〕〜〔００１５〕）
【００１８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、特許第３０３９３６９号公報に記載されたＮｉ含有低温用鋼の製造方法を用いて、以下に示す条件にて連続鋳造試験を行った。
【００１９】
表１に示す化学組成を有する鋼番号Ａ１の鋼を用い、鋳造条件は下記のとおりとした。
【００２０】
【表１】
2004211184.tif 000003
【００２１】
ａ）連続鋳造機：機長２８ｍの垂直曲げ型連続鋳造機、
ｂ）鋳片サイズ：幅２２００ｍｍ、厚さ２４０ｍｍ、
ｃ）鋳込み速度：１．０ｍ／ｍｉｎ、
ｄ）△Ｔ：１７℃、
ｅ）二次冷却水量密度：０．０１５Ｌ（リットル）／（ｃｍ２・ｍｉｎ）。
【００２２】
なお、本発明においては、特に断らない限り、上記ａ）およびｂ）の条件は、上述と同一とした。
【００２３】
上記試験の結果、スラブ表面には、粒界割れに起因する欠陥は発生しなかったが、ピンホールに起因すると考えられる気泡性欠陥が検出された。そこで、本発明者らは、表面割れに効果がある△Ｔの低下は、ＣＯガスや鋳型内Ａｒ気泡の捕捉に起因する気泡性欠陥を誘発する可能性があり、粒界割れおよび気泡性欠陥のいずれも発生しない最適な△Ｔの範囲およびその他の鋳造条件の規定が必要であると判断した。
【００２４】
また、鋳片内部における介在物欠陥の原因となる鋼中酸化物に関しても規定が必要であると考えた。
【００２５】
本発明の課題は、前記の問題点を解消し、不純物元素中のＰおよびＳを極限まで低減することなく、粒界割れに起因した表面欠陥、内部欠陥および気泡性欠陥を防止することができるＮｉ含有鋼の連続鋳造方法を提供することにある。
【００２６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上述の課題を達成するため、前記した従来技術の問題点について調査および検討を加え、以下の知見を得た。
【００２７】
ａ）Ｎｉ含有鋼の粒界割れを防止するためには、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮ含有量の他に、Ｂ含有量の低減が有効である。
ｂ）精錬過程における鋼中Ｓ含有量の低減の他に、連続鋳造用鋳型内フラックス中のＳ含有量を低減することにより、鋼中のＳのピックアップが抑制され、粒界割れを抑制できる。
ｃ）△Ｔ、および鋳型内溶鋼へのＡｒガス吹き込み量を適正化することにより、粒界割れおよび気泡性欠陥の発生を抑制し、鋼中全酸素含有量（以下「Ｔ．Ｏ」という）を低減することにより、介在物由来の欠陥を低減するのが効果的である。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す方法にある。
【００２８】
（１）Ｎｉを５〜１０質量％の範囲で含有する鋼の連続鋳造方法であって、鋼に混入するＰ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＢの含有量をそれぞれ質量％で、Ｐ：０．００５０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．００４０％以下およびＢ：０．００１０％以下とし、残部が実質的にＦｅからなる鋼を用いて、鋳造するＮｉ含有鋼の連続鋳造方法（以下「第１の方法」という）。
【００２９】
（２）前記（１）に記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法において、鋼中のＴ．Ｏ含有量を質量％で０．００２０％以下とすることが好ましい（以下「第２の方法」という）。
【００３０】
（３）前記（１）または（２）のいずれかに記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法において、フラックス中のＳ含有量が０．１質量％以下の鋳型内フラックスを使用することが好ましい（以下「第３の方法」という）。  
（４）前記（１）、（２）または（３）のいずれかに記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法において、鋳型内に供給する溶鋼の過熱温度を１０〜４０℃の範囲とすることが好ましい（以下「第４の方法」という）。
【００３１】
（５）前記（１）、（２）、（３）または（４）のいずれかに記載のＮｉ含有鋼の連続鋳造方法において、鋳型内溶鋼へのＡｒ吹き込み量を０．５〜１０Ｌ（リットル）／ｍｉｎの範囲とすることが好ましい（以下「第５の方法」という）。
【００３２】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明における限定理由について説明する。
【００３３】
（１）第１の方法
まず、第１の方法における鋼成分元素の限定理由について説明する。
【００３４】
粒界に偏析する不純物元素に関して独自の調査を行い、Ｎｉ含有鋼の粒界割れに対して影響を及ぼす元素を見出した。
【００３５】
元素Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎは、従来より当該鋼の粒界割れに影響を及ぼす元素であるとされているが、本発明者らは、Ｂに着目した。Ｂは、鋼中では一般に窒化物（ＢＮ）として析出し、鋼製品特性の面では、大入熱溶接部の靭性向上に有効である。ただし、母材の靭性が悪化するため、一般的には０．００３０％以下が望ましいとされている。
【００３６】
Ｂ窒化物は、１０００〜１１００℃の範囲内で析出を開始するため、連続鋳造機の機内では、約半分の領域から全部の領域にわたって析出する可能性が高い。特に、Ｎｉを５〜１０質量％含有する鋼においては、γ単相凝固のため、γ粒にＢ窒化物が析出する。よって連続鋳造機内において歪の作用する曲げ部や矯正帯においては、すでに粒界に析出していると推察される。
【００３７】
そこで、本発明者らは、鋼の粒界割れに及ぼすＢ含有量の影響につき調査を行った。表２に、連続鋳造試験に使用した鋼の化学成分組成を示す。試験における二次冷却の比水量は、０．５５Ｌ／（ｋｇ−ｓｔｅｅｌ）とした。
【００３８】
【表２】
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【００３９】
鋳造試験後の鋳片は、熱応力による割れを防止するために、徐冷した後、表面を研削し、割れの発生状況を調査した。割れの発生状況の評価は、全く割れが発生しなかった場合を「０」とし、全面に深い割れが発生し、手入れが不可能な場合を「５」として、６段階の割れコード指数を用いて行った。
【００４０】
図１は、鋼の粒界割れに及ぼすＰ、ＳおよびＢ含有量の影響を示す図である。この試験においては、ＡｌおよびＮ含有量は、それぞれ０．００８〜０．０１７％、０．００２３〜０．００３７％の範囲内となるように製錬工程で投入合金量の調整を行って溶製した。同図の結果より、ＰおよびＳの含有量をそれぞれ０．００５０％以下および０．００２０％以下とした上で、Ｂ含有量を０．００１０％以下とすることにより、粒界割れの発生が見られないことが判明した。
【００４１】
ＰおよびＳの含有量を低減することにより、割れの発生を低減できることは知られており、図１の結果からも、その傾向は明らかであるが、さらに、Ｂ含有量を低減することにより、割れ疵を一層低減できることが判明した。これは、ＰおよびＳの含有量を低減しても、Ｂ含有量を低減しなければ、粒界偏析元素の絶対量を減少させることは困難であり、したがって、不純物ＰおよびＳ含有量の極端に低い過度な高純度化が要求されることを意味する。つまり、図１の結果から、ＰおよびＳ含有量を過度に低減させなくとも、Ｂ含有量を０．００１０％以下にすることにより、割れ疵の皆無化が図れることが明らかとなった。
【００４２】
次に、鋼の粒界割れに及ぼすＡｌおよびＮの影響について説明する。
【００４３】
図２は、鋼の粒界割れに及ぼすＡｌおよびＮ含有量の影響を示す図である。この試験においては、Ｐ、ＳおよびＢ含有量は、それぞれ０．００４５〜０．００５０％、０．００１６〜０．００２０％、および０．００１０％以下となるように成分調整を行って溶製した。なお、Ｐ、Ｓ、Ｂ、ＡｌおよびＮを除くその他の元素の含有量は、表２に記載された値と同一範囲とした。また、冷却の比水量は、０．５５Ｌ／（ｋｇ−ｓｔｅｅｌ）とした。      
その結果、Ｐ、ＳおよびＢ含有量をそれぞれ０．００５０％以下、０．００２０％以下、および０．００１０％以下の範囲内とした上で、Ａｌ：０．０４０％以下およびＮ：０．００４０％以下とすれば、粒界割れの発生が見られないことが判明した。Ａｌ、Ｎに関しても、従来より、その含有量を低減することにより、割れの発生を低減できることは知られていたが、従来の方法においては、Ａｌ、および特にＮ含有量を必要以上に低減する必要性があった。一方、本発明法では、従来法のように高純度化を図らずとも、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＢ含有量をいずれも上記の範囲まで下げることにより、疵防止効果が得られる。
【００４４】
一般の精錬技術によっても、鋼成分組成を本発明法に規定されるＡｌおよびＮ含有量の範囲に制御することは可能であり、したがって、溶製も非常に容易となる。ただし、さらに、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＢ含有量の低減が図れれば、表面割れおよび表皮下内部割れに対して一層の抑制効果が期待できることはいうまでもない。
【００４５】
（２）第２の方法
Ｔ．Ｏ含有量は、Ａｌ２Ｏ３  などの酸化物を含む鋼中酸素量の総和を表す。鋼中で、酸素が溶存酸素として単独で存在していることは少なく、最も親和性の高い元素と結合しているため、Ｔ．Ｏ含有量は、鋼中における介在物含有量の指標となる。
【００４６】
一般鋼においても、鋼中介在物が少ない方が品質上問題の少ないことはいうまでもないが、いわゆる９％Ｎｉ鋼においては、ＬＮＧ用タンクに用いられることもあり、わずかな欠陥であっても製品にとって深刻な問題となることから、一般に高感度の超音波探傷による内部品質の検査を行って、その品質を確保している。
【００４７】
そこで、板内部欠陥に及ぼすＴ．Ｏ含有量の影響を調査した。超音波探傷は、鋳造後のスラブを製品板厚まで圧延した後、板全面に対してＪＩＳ  Ｇ  ０８０１に規定された方法により＋１２ｄｂの探傷感度で実施した。また、鋼中のＴ．Ｏ含有量は、精錬工程中のＲＨ真空脱ガス精錬における環流時間を変化させて、介在物の浮上および滓への吸着を施しつつ調整を行った。Ｔ．Ｏ含有量の測定は、製品から分析用サンプルを採取し、燃焼法を用いて行った。
【００４８】
図３は、鋼中のＴ．Ｏ含有量と超音波探傷による板内部欠陥個数との関係を示す図である。同図の結果から、Ｔ．Ｏ含有量を０．００２０％以下とすることにより、超音波探傷欠陥の無い製品を得ることができることが判明した。
【００４９】
図７は、欠陥の発生した製品におけるミクロ組織写真を示す図である。また、欠陥部位に観察された介在物の組成をエネルギー分散型Ｘ線回折（ＥＤＸ）により分析した結果、介在物は高純度のＡｌ２Ｏ３  であった。この結果から、Ｔ．Ｏ含有量を０．００２０％以下に低減することにより、Ａｌ２Ｏ３  などの酸化物系介在物の生成を抑制でき、一層好ましいことが明らかとなった。
【００５０】
ここで、鋼鋳片の化学成分組成を限定した理由、および好ましいとした理由をまとめて説明する
Ｎｉ：５〜１０％：
Ｎｉ含有量が５〜１０％の鋼は、γ単相凝固のため、不純物元素が粒界に偏析しやすく、その際に割れ感受性が高まるため、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＢ含有量を低減することによる割れ防止効果が大きい。Ｎｉ含有量が５％未満では、γ単相凝固ではなくなるため、割れ感受性が高くはなく、割れ防止の必要性が小さい。また、Ｎｉ含有量が１０％を超える鋼は一般的でない。
上記の理由により、Ｎｉ含有量の範囲を５〜１０％とする。
Ｐ：０．００５０％以下：
Ｐは、Ｓと同様に、粒界に偏析しやすく、粒界割れ感受性を高める元素であるため、その含有量は少ないほど良い。前記の試験結果に基づき、その含有量を０．００５０％以下とする。
Ｓ：０．００２０％以下：
Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析しやすく、粒界割れ感受性を高める元素であるため、その含有量は少ないほど良い。前記の試験結果に基づき、その含有量を０．００２０％以下とする。
【００５１】
Ｂ：０．００１０％以下：
Ｂは、本発明において、最も重要な役割を有する元素である。前記のとおり、ＰおよびＳ含有量を上記の程度に低減した上で、Ｂ含有量を０．００１０％以下に低減することにより、粒界割れを極めて効果的に抑制できることから、その含有量を０．００１０％以下とする。好ましくは、０．０００５％以下である。
【００５２】
Ａｌ：０．０４０％以下：
Ａｌは、Ｎと同様に、その含有量を低減することにより、粒界割れを抑制する効果を有する。Ｐ、ＳおよびＢ含有量を上記のように低減した上で、Ａｌ含有量を０．０４０％以下とすることにより、粒界割れを抑制できることから、その含有量を０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以下である。
【００５３】
Ｎ：０．００４０％以下：
Ｎは、Ａｌと同様に、その含有量を低減することにより、粒界割れを抑制する効果を有する。Ｐ、ＳおよびＢ含有量を上記のように低減した上で、Ｎ含有量を０．００４０％以下とすることにより、粒界割れを抑制できることから、その含有量を０．００４０％以下とする。好ましくは、０．００３０％以下である。
Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下
鋼中酸素量の総和を表すＴ．Ｏ含有量の低減は、鋼中の非金属介在物量を低減させ、超音波探傷欠陥の発生を抑制する効果を有する。その好ましい範囲は、０．００２０％以下である。さらに好ましい範囲は０．００１６％以下である。    
【００５４】
（３）第３の方法
９％Ｎｉ鋼が特に極低硫化を要求される理由については、前記したとおりである。そこで、溶製工程におけるＳピックアップの原因を特定するための調査を行った。その結果、製品から採取したサンプル中のＳ含有量は、鋳込工程において、タンディッシュ（樋）内の溶鋼から採取したサンプル中のＳ含有量よりも約０．０００５％程度上昇していることが判明した。
【００５５】
これに基づき、本発明者らは、鋳型内フラックス中のＳ含有量に着目し、鋳型内フラックス中のＳ含有量と鋼中Ｓピックアップとの関係について調査した。
【００５６】
図４は、鋳型内フラックス中のＳ含有量と鋼中のＳピックアップ量との関係を示す図である。同図の結果より、フラックス中のＳ含有量が増加すると、鋼中のＳ含有量も上昇しており、これは、フラックスが溶融してガラス層を形成した際に、鋼との界面において、鋼中にフラックス中のＳが溶出しているためと推察される。
【００５７】
この現象は、Ｎｉ含有鋼のみならず、その他の鋼に関しても見られることが確認された。しかし、特に、Ｎｉを５〜１０％程度含有する鋼においては、前述のとおり、γ相単相凝固であること、また、Ｓなどの不純物元素はγ相の結晶粒界に濃化し、これが表面割れおよび表皮下割れに直結することから、Ｎｉを５〜１０％程度含有する鋼に対して本方法を用いることは非常に有効である。
【００５８】
また、鋳片表層部から鋳片内部に向かっての厚み方向のＳ含有量の濃度分布に関しては、表皮および表皮直下から２０ｍｍ程度までにおいて、最もＳ含有量の上昇がみられると推察される。その理由は、フラックスから鋼中へのＳの移動は、鋳型内での両者の接触面における界面での反応であり、反応直後に鋳片表層部は凝固が完了し、Ｓの移動が阻止されるからである。
【００５９】
図４の結果から、鋼中のＳ含有量の上昇を安定して０．０００２％以内に抑制するためには、鋳型内フラックス中のＳ含有量を０．１質量％以下にすればよいことが判明した。さらに、鋼中のＳ含有量の上昇を０．０００１％以内に抑制するためには、鋳型内フラックス中のＳ含有量を０．０５％以下にすることが望ましい。
【００６０】
（４）第４の方法
溶鋼の過熱温度（△Ｔ）とは、（溶鋼の実温度−溶鋼の化学成分組成により定まる液相線温度）の値をいい、本方法においては、溶鋼の実温度として、タンディッシュ内の溶鋼温度を用いた。
【００６１】
△Ｔの低下により、鋳片表層部のγ粒は細粒化され、高温延性が向上するが、同時に、鋳型内フラックス中のＣと反応して生成したＣＯガスや鋳型内に吹き込まれたＡｒガス気泡が鋼中に捕捉されやすくなり、したがって、気泡性欠陥が発生する可能性が高まる。
【００６２】
そこで、表３に示される化学組成を有する９％Ｎｉ鋼を溶製し、鋳型内フラックスを使用しながら連続鋳造した後、得られた鋳片の表面から厚さ方向に５ｍｍの鋳片表層部位置のγ粒径および欠陥発生の有無と△Ｔとの関係について調査を行った。なお、連続鋳造後の鋳片には二次冷却を施し、その比水量は、０．５５Ｌ／（ｋｇ−ｓｔｅｅｌ）とした。
【００６３】
【表３】
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【００６４】
図５は、△Ｔと、鋳片表層部におけるγ粒径および欠陥発生有無との関係を示す図である。同図の結果によれば、△Ｔの値が４０℃を超えると、γ粒径が約２ｍｍ以上と粗大になり、表層粒界割れが発生し始める。一方、△Ｔが１０℃を下回るとγ粒は微細となるが、表皮下４０〜５０ｍｍの位置に気泡性欠陥の発生が確認された。
【００６５】
図８は、上記の鋳片を鏡面加工した横断面における気泡欠陥の外観写真を示す図である。
【００６６】
以上の調査結果から、△Ｔの値を１０〜４０℃とすることが、表面欠陥の発生のない品質良好な鋳片を得る上で望ましいことが判明した。
（５）第５の方法      
鋳型内溶鋼へのＡｒガス吹き込みにより生成するＡｒ気泡は、気泡性欠陥の主要因となる。△Ｔの値が低いと、鋳型内メニスカス近傍で溶鋼が凝固する皮張りが発生し、吹き込まれたＡｒガス気泡が溶鋼中に捕捉され、表皮下に止まるか、あるいは皮張りと共に溶鋼中に沈降して内部に気泡性欠陥を発生させる。鋳型内吹き込みＡｒの流量が多い場合には、一般炭素鋼においても、ピンホールやブローホールと呼ばれる鋳片表層部あるいは表皮下欠陥に繋がる。
【００６７】
そこで、Ｎｉを５〜１０質量％程度含有する鋼における気泡性欠陥の発生に及ぼす鋳型内Ａｒ吹き込み量の影響につき調査した。供試材は、前述の表１に示される成分組成を有する９％Ｎｉ鋼とし、鋳型内Ａｒ吹き込み量をパラメータとして、鋳片表層近傍の欠陥の有無および欠陥の程度について調査を行った。なお、△Ｔの値は、前記第４の方法で述べた望ましい範囲である１０〜４０℃とした。
【００６８】
図６は、気泡性欠陥に及ぼす鋳型内Ａｒガス吹き込み量と溶鋼の過熱温度との関係を示す図である。ここで、欠陥の程度については、表４で定義されるコードに従って、区分し、整理した。
【００６９】
【表４】          
2004211184.tif 000006
【００７０】
図６の結果から、鋳型内Ａｒ吹き込み量を１０Ｌ／ｍｉｎ以下とすることにより、気泡性欠陥の発生が防止できることが確認された。また、注目すべき点は、鋳型内Ａｒ吹き込みを行わなくても、また、気泡性欠陥が発生することである。そこで、鋳型内Ａｒ吹き込み量を０〜１Ｌ／ｍｉｎの範囲で制御し、気泡性欠陥への影響を調査したところ、０．５Ｌ／ｍｉｎ未満では、気泡性欠陥が発生することが確認された。したがって、気泡性欠陥の発生を防止するためには、鋳型内Ａｒ吹き込み量を０．５〜１０Ｌ／ｍｉｎとすることが好ましい。
【００７１】
この理由は、以下のように推察される。すなわち、鋳型内にＡｒを吹き込むと、その気泡が、浸漬ノズルからの吐出流により、鋳型内部へ誘導され、メニスカス温度の上昇を誘引する。しかし、これとは逆に、Ａｒ吹き込み量が極度に減少し、０Ｌ／ｍｉｎ近傍にまで低下すると、メニスカス温度は低下し、これが、気泡の逸脱を阻害して気泡性欠陥の発生原因につながっていると推察される。
【００７２】
【実施例】
前記の実製造ラインの垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、Ｎｉ含有鋼の連続鋳造試験を行い、得られた鋳片につき、表面割れ、気泡性欠陥、および内部欠陥の発生状況を調査した。なお、鋳込み速度は、１．０ｍ／ｍｉｎとし、二次冷却の比水量は、０．５５Ｌ／（ｋｇ−ｓｔｅｅｌ）とした。
【００７３】
鋼の成分組成、鋳造条件、および鋳片の欠陥の有無状況を、それぞれまとめて表５および表６に示す。ここで、鋳造条件としては、パウダー中のＳ含有量、溶鋼の過熱温度および鋳型内Ａｒガス吹き込み量を示した。
【００７４】
【表５】      
2004211184.tif 000007
【００７５】
【表６】  
2004211184.tif 000008
【００７６】
また、表面欠陥および内部欠陥の有無とその程度は、それぞれ、表６および表７に示すとおりの基準により、４段階に区分して評価した。
【００７７】
【表７】
2004211184.tif 000009
【００７８】
【表８】
2004211184.tif 000010
【００７９】
鋼番号Ｅ１〜Ｅ３を用いた試験番号１〜３、鋼番号Ｅ５〜Ｅ１４を用いた試験番号５〜１４、鋼番号Ｅ１９を用いた試験番号１９、および鋼番号Ｅ２０を用いた試験番号２０は、それぞれ本発明例である。また、表中に＊印を付した鋼番号Ｅ４を用いた試験番号４、および鋼番号Ｅ１５〜Ｅ１８を用いた試験番号１５〜１８は、それぞれ比較例である。
【００８０】
試験番号３は、鋼成分のＰ、Ｓ、Ｂ、Ａｌ、ＮおよびＮｉ含有量が全て本発明で規定する範囲を満足しており、表面および内部に一部不良はあるものの、鋳片は十分に使用可能であった。
【００８１】
試験番号３の条件に加えて鋼成分中のＴ．Ｏ含有量が好ましい範囲にある試験番号６、パウダー中Ｓ含有量が好ましい範囲にある試験番号８、過熱温度が好ましい範囲にある試験番号１０、および鋳型内Ａｒ吹き込み量が好ましい範囲にある試験番号１２は、いずれも表面および内部に一部不良はあるものの、鋳片は十分に使用可能であった。
【００８２】
鋼成分中のＴ．Ｏ含有量が好ましい範囲よりも高めであるが、パウダー中Ｓ含有量、過熱温度、およびＡｒ吹き込み量がいずれも好ましい範囲内にある試験番号５、パウダー中Ｓ含有量が好ましい範囲よりも高めであるが、Ｔ．Ｏ含有量、過熱温度、およびＡｒ吹き込み量がいずれも好ましい範囲内にある試験番号７、過熱温度が好ましい範囲よりも低めであるが、Ｔ．Ｏ含有量、パウダー中Ｓ含有量、およびＡｒ吹き込み量がいずれも好ましい範囲内にある試験番号９、Ａｒ吹き込み量が好ましい範囲外（吹き込みなし）であるが、Ｔ．Ｏ含有量、パウダー中Ｓ含有量、および過熱温度がいずれも好ましい範囲内にある試験番号１１、Ａｒ吹き込み量が好ましい範囲よりも高めであるが、Ｔ．Ｏ含有量、パウダー中Ｓ含有量、および過熱温度がいずれも好ましい範囲内にある試験番号１３、ならびに過熱温度が好ましい範囲よりも高めであるが、Ｔ．Ｏ含有量、パウダー中Ｓ含有量、およびＡｒ吹き込み量がいずれも好ましい範囲内にある試験番号１４は、いずれも極軽微な欠陥があるのみで、鋳片は良好であった。
【００８３】
特に、試験番号１、２、１９および２０は、上記のすべての条件が好ましい範囲内にあることから、表面および内部ともに欠陥は皆無で、最も良好な鋳片であった。
これに対して、試験番号４は、鋼成分のＢ含有量が高く、試験番号１５、１６、１７および１８は、それぞれ鋼成分のＰ、Ｓ、ＡｌおよびＮ含有量が高いことから、いずれも表面および表面直下に重度の粒界割れが発生し、手入れによる修復ができず、鋳片は使用不可能であった。
【００８４】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、Ｎｉを５〜１０質量％含有する鋼の連続鋳造において、粒界割れに起因する表面欠陥、内部欠陥、および気泡性欠陥を防止することができ、鋳片品質および歩留まりの向上を達成することが可能となる。また、本発明の方法によれば、従来のような鋼の過度な高純度化や、精錬工程での困難さを緩和することができるため、実用上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼の粒界割れに及ぼすＰ、ＳおよびＢ含有量の影響を示す図である。
【図２】鋼の粒界割れに及ぼすＡｌおよびＮ含有量の影響を示す図である。
【図３】鋼中のＴ．Ｏ含有量と超音波探傷による板内部欠陥個数との関係を示す図である。
【図４】モールドフラックス中のＳ含有量と鋼中のＳピックアップ量との関係を示す図である。
【図５】溶鋼の過熱温度と鋳片表層部におけるγ粒径および欠陥発生有無との関係を示す図である。
【図６】気泡性欠陥に及ぼす鋳型内Ａｒガス吹き込み量と溶鋼の過熱温度との関係を示す図である。
【図７】超音波探傷による板内部欠陥のミクロ写真を示す図である。
【図８】鋳片を鏡面加工した横断面における気泡欠陥の外観写真を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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