(57)【要約】  【課題】鋳片の凝固末期での冷却条件を適正化することにより、鋳片の表皮下割れおよび中心部割れを防止できる耐熱用低合金鋼の連続鋳造方法および鋳片を提供する。  【解決手段】(1)C：0.03〜0.08%、Cr：1.5〜2.5%、Mo：0.1〜0.3%およびW：1.0〜2.0%を含有する耐熱用低合金鋼を丸鋳片に連続鋳造するに際して、鋳型直下において二次冷却した後に、凝固末期において強制水冷却する連続鋳造方法であって、二次冷却の比水量を0.30リットル／kg以上とし、鋳片中心部の固相率が0.1〜0.8となる位置から0.99以上となるまでの間の凝固末期における強制水冷却の比水量を0.35リットル／kg以下とする丸鋳片の連続鋳造方法。(2)前記(1)に記載の連続鋳造方法により鋳造され、常温での丸鋳片横断面の周長の膨張率が公称周長に対して2.0%未満である耐熱用低合金鋼の丸鋳片。【選択図】  図３
2005334944.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｃｒ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％およびＷ：１．０〜２．０％を含有する耐熱用低合金鋼を丸鋳片に連続鋳造するに際して、鋳型直下において二次冷却した後に、さらに凝固末期において強制水冷却する連続鋳造方法であって、該二次冷却の比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上とし、鋳片中心部の固相率が０．１〜０．８となる位置から０．９９以上となるまでの間の該凝固末期における強制水冷却の比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下とすることを特徴とする丸鋳片の連続鋳造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の連続鋳造方法により鋳造された丸鋳片であって、常温における丸鋳片の横断面の周長の膨張率が公称周長に対して２．０％未満であることを特徴とする耐熱用低合金鋼の丸鋳片。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は耐熱用低合金鋼の表面近傍の割れ（以下、「表皮下割れ」とも称する）および中心部割れのない連続鋳造鋳片を製造する連続鋳造方法およびその方法により鋳造される鋳片に関する。
【背景技術】
【０００２】
丸ビレットの鋳片の内部品質を向上させる技術として、特許文献１には、凝固末期において強制冷却する方法（凝固末期冷却法）が開示されている。この方法は、鋼のブルームまたはビレットの連続鋳造において、残溶湯のプールの鋳込み方向最先端より手前０．１〜２．０ｍの位置から鋳片中心部の固相率が０．９９以上となるまで、凝固末期強制冷却帯で鋳片表面を１００〜３００リットル／（ｍｉｎ・ｍ2）で水冷却する鋳片の冷却方法である。ここで開示された方法によれば、鋳片の中心部割れを防止することはできるものの、鋳片の表皮下割れが発生し、このようなビレットをマンネスマン製管法により製管した場合に、パイプの表面が不良となるだけでなく、ピアサーによる穿孔時に操業トラブルが発生し、製管が不能となることがあった。
【０００３】
特許文献２には、連続鋳造により断面積が所定値以下の鋼片を作成するに際して、鋳片中心部の固相率が０．１〜０．８になる位置から０．９９以上になるまでの間、すなわち、凝固末期を所定の範囲の水量密度で強制冷却する耐熱用低合金鋼管の製造方法が開示されている。しかしながら、鋳型直下における二次冷却に関する記載がなく、この方法では鋳片の表皮下割れを完全に防止することはできなかった。
【０００４】
特許文献３には、鋳片中心部の固相率が０．１〜０．３になった時点で水冷却による鋳片の表面冷却を開始し、鋳片中心部の固相率が０．８以上になるまで水冷却を継続することによりセンターポロシティの発生を低減する鋳片の冷却方法が開示されており、また、特許文献４には、鋳片の中心部固相率が０．２〜０．８の時点で、水冷却による鋳片の表面冷却を開始し、完全凝固するまで水冷却を継続する鋳片の内質改善方法が開示されている。しかし、特許文献３および４においては、バルジングが発生しないための最低冷却速度と記載されているのみであり、二次冷却における冷却速度について明確には開示されていなかった。
【０００５】
しかしながら、丸鋳片の場合には、溶鋼の静圧が鋳片の円周方向の各方位に均等に作用することから、特許文献５に記載されているとおり、バルジングは殆ど発生せず、したがって、操業トラブルが発生しないための最低の二次冷却水量による冷却条件では、鋳片の表皮下割れを防止することはできなかった。
【０００６】
上記の特許文献５には、予め設定したモールドスプレーの設置位置に基づき、モールド直下から最初にスプレー冷却されるまでの間の復熱量をモールド直下における凝固シェル厚さで除した比の値が所定値以下となるように、冷却水量および鋳造速度の一つ以上を制御する冷却方法が開示されている。ここで開示された方法によれば、二次冷却時の鋳片表面の復熱量を低減して、Ｃ含有率が０．３〜１．０％の高炭素鋼の表皮下割れを防止することができる。
【０００７】
しかしながら、特許文献５に開示された方法は、高炭素鋼の表皮下割れの防止に対しては効果が大きいものの、Ｃ含有率が０．０３〜０．０８％の耐熱用低合金鋼の表皮下割れに対しては防止効果が薄く、健全な製管用鋳片を製造することは困難であった。
【０００８】
【特許文献１】特開２００１−６２５５０号公報（特許請求の範囲および段落［００１５］〜段落［００２７］）
【０００９】
【特許文献２】特開２００３−６４４４９号公報（特許請求の範囲および段落［００２５］〜［００３４］）
【特許文献３】特開平７−１０９６号公報（特許請求の範囲および段落［０００９］〜［００１５］）
【特許文献４】特開平８−３３２５５６号公報（特許請求の範囲ならびに段落［０００７］および［０００８］）
【特許文献５】特開２０００−３１７５９８号公報（特許請求の範囲ならびに段落［０００９］および［００１１］）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記の問題を同時に解決するためになされたものであり、その課題は、鋳片の凝固末期における冷却条件を適正に制御することにより、鋳片の表皮下割れおよび中心部割れをともに防止することができる耐熱用低合金鋼の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記した課題を解決するために、耐熱用低合金鋼鋳片における表皮下割れの調査を行って、その発生原因を究明し、下記の（ａ）〜（ｅ）の知見を得て、本発明を完成させた。
【００１２】
（ａ）表皮下割れには、割れの発生した部分に、偏析成分の燐（Ｐ）の濃化をともなう場合と、Ｐの濃化をともなわない場合とがある。
【００１３】
（ｂ）Ｐの濃化をともなう表皮下割れは、低炭素含有率においてフェライト生成元素であるＣｒ、ＭｏおよびＷを多量に含有する耐熱用低合金鋼に特有の現象であり、鋳造初期においてδフェライトが存在する温度範囲が広く、鋳片横断面の周長の膨張によるバルジングに起因する内部割れである。
【００１４】
（ｃ）上記（ｂ）の表皮下割れは、二次冷却の比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上として、鋳片の周長の熱膨張率を２％未満とすることにより、その発生を防止できる。
【００１５】
（ｄ）Ｐの濃化をともなわない表皮下割れは、凝固末期冷却帯において鋳片表面温度がＡ3変態温度を下回り、鋳片表面に変態膨張が発生して表皮下部に引張り応力が作用することによる。これは、低炭素含有率においてフェライト生成元素を多量に含有することによりＡ3変態温度が上昇する一方、凝固末期冷却法により鋳片表面温度が容易にＡ3変態温度を下回るという耐熱用低合金鋼に特有の現象である。
【００１６】
（ｅ）上記（ｄ）の表皮下割れは、凝固末期冷却の比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下として、鋳片表面温度がＡ3変態温度を１００℃以上下回らないようにすることにより、防止できる。
【００１７】
本発明は、上記の知見に基いて完成されたものであり、その要旨は、下記の（１）に示す連続鋳造方法および（２）に示す連続鋳造鋳片にある。
【００１８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｃｒ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％およびＷ：１．０〜２．０％を含有する耐熱用低合金鋼を丸鋳片に連続鋳造するに際して、鋳型直下において二次冷却した後に、さらに凝固末期において強制水冷却する連続鋳造方法であって、該二次冷却の比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上とし、鋳片中心部の固相率が０．１〜０．８となる位置から０．９９以上となるまでの間の該凝固末期における強制水冷却の比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下とする丸鋳片の連続鋳造方法。
【００１９】
（２）前記（１）に記載の連続鋳造方法により鋳造された丸鋳片であって、常温における丸鋳片の横断面の周長の膨張率が公称周長に対して２．０％未満である耐熱用低合金鋼の丸鋳片。
【００２０】
本発明において、「丸鋳片」とは、横断面の形状が円形である鋳片をいう。
【００２１】
「耐熱用低合金鋼」とは、炭素鋼中に低濃度の第三元素を含有させることにより、高温、または高温高圧に耐えるように製造された合金鋼をいう。
【００２２】
「凝固末期」とは、鋳片の中心部の固相率が０．１以上であって０．９９以上までの範囲をいう。
【００２３】
「鋳片中心部の固相率」とは、鋳片中心部の固相および液相の共存相において、固相の占める分率をいい、実測または凝固時の伝熱計算により得られる温度分布および平衡状態図に基いて求めることができる。
【００２４】
そして、「公称周長」とは、常温における鋳片の目標直径に基いて算出される鋳片の横断面の周長をいう。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の方法によれば、鋳型直下の二次冷却における比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上とし、凝固末期冷却における比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下とすることにより、鋳片の表皮下割れおよび中心部割れをともに防止した耐熱用低合金鋼の丸鋳片を製造することができる。また、本発明の耐熱用低合金鋼の丸鋳片は、マンネスマン製管法などによる耐熱用低合金鋼管の製造に最適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
本発明は、前記のとおり、Ｃ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷを含有する耐熱用低合金鋼を丸鋳片に連続鋳造するに際して、鋳型直下において二次冷却した後に、さらに凝固末期において強制水冷却する連続鋳造方法であって、鋳型直下における二次冷却の比水量および凝固末期における強制水冷却の比水量を調整する丸鋳片の連続鋳造方法、およびその連続鋳造方法により鋳造された耐熱用低合金鋼の丸鋳片である。
【００２７】
本発明者らは、耐熱用低合金鋳片について表皮下割れの調査を行い、その結果に基いて表皮下割れの発生機構を究明して本発明を完成させた。
【００２８】
図１は、本発明の連続鋳造方法を実施するための連続鋳造装置の一例を模式的に示す縦断面図である。タンディッシュ１内の溶鋼３は、連続鋳造用鋳型２に注入され、鋳型２内において冷却され、鋳型２と接触する部分から凝固シェル４を形成する。凝固シェル４を形成し内部に未凝固部９を含んだ丸鋳片８は、ピンチロール６により鋳型２から引き抜かれ、二次冷却帯５において冷却され、さらに凝固末期冷却帯７において強制水冷却されて、凝固を完了する。なお、上記の凝固末期冷却帯７における強制水冷却としては、エアミストによる冷却が好ましい。
【００２９】
以下に、本発明が規定する範囲を前記のとおり限定した理由、および好ましい範囲について説明する。
【００３０】
（Ａ）二次冷却における比水量、凝固末期における強制水冷却の比水量、および丸鋳片の横断面の周長の膨張率
前記の図１に示す連続鋳造装置を用いて鋳造試験を行い、表皮下割れの発生状況を調査した。なお、連続鋳造装置としては、曲率半径が１０．５ｍの湾曲型連続鋳造装置を用い、表１に示される成分組成を有する供試鋼１の耐熱用低合金鋼の溶鋼を使用して、直径が１９１ｍｍφの丸鋳片を鋳造した。鋳造速度は２．７ｍ／ｍｉｎ、タンディッシュ内における溶鋼の過熱度は４０〜５０℃に調整した。また、一部の試験では、鋳片中心部の固相率が０．１〜０．８になる位置から０．９９以上になるまでの範囲において凝固末期の冷却を行った。
【００３１】
【表１】
2005334944.tif 000003
【００３２】
表皮下割れの発生した鋳片について調査を行ったところ、割れ部にＰの濃化が観察された表皮下割れと、Ｐの濃化が観察されない表皮下割れとの２種類の表皮下割れが存在することが明らかとなった。なお、表皮下割れの有無については、鋳片横断面および縦断面のマクロ組織観察により判定し、Ｐ元素の濃化の有無については、ＥＰＭＡカラーマッピング法により判定した。
【００３３】
ここで、ＥＰＭＡカラーマッピング法とは、試料に電子線を照射することにより各元素に固有の特性Ｘ線を放出させ、その強度により各成分の濃度分布を検出する分析方法である。
【００３４】
（ａ）元素Ｐの濃化をともなう表皮下割れ
前記の２種類の表皮下割れの原因を究明するために、さらに調査を行った結果、Ｐの濃化をともなう表皮下割れにおいては、鋳片の横断面の周長が増加（膨張）し、バルジングが発生していることが判明した。
【００３５】
図２は、鋳片横断面の周長と表皮下割れとの関係を示す図である。同図において、表皮
下割れ発生率は、目視により確認できる長さ（０．５ｍｍ程度）以上の割れが発生した鋳片数を全対象鋳片数で除して百分率により表示した値である。
【００３６】
図２の結果から、表皮下割れは、鋳片横断面の周長が６１２ｍｍ以上になった鋳片で発生していることが明らかとなった。そこで、この結果に基づき、元素Ｐの濃化をともなう表皮下割れは、鋳片のバルジングに起因する内部割れによるものであると推定した。
【００３７】
図３は、前記の図２の結果に基いて、さらに鋳片横断面の周長の膨張率と表皮下割れとの関係として整理した図である。図３において、周長の膨張率は下記式により算出した値
を用いた。
【００３８】
鋳片横断面の周長の膨張率＝｛（鋳片横断面の周長の実測値−鋳片横断面の公称周長）／鋳片横断面の公称周長｝×１００（％）
図３の結果から、表皮下割れは、鋳片横断面の周長の膨張率が２％以上において発生し、周長の膨張率が２％未満においては表皮下割れは発生しないことが判明した。
【００３９】
同図の結果は、前述の知見、すなわち、丸鋳片では、溶鋼の静圧は鋳片横断面の円周方向の各方位に均等に作用することから、矩形または多角形の横断面を有する鋳片とは異なり、内部割れ（表皮下割れ）に影響を与えるようなバルジングは発生しない、つまり円形の鋳片横断面は、それ自身がバルジングによる力学的な最終均衡形状であるとされた従来の知見とは相違する。
【００４０】
本発明者らは、横断面の形状が円形の丸鋳片においてバルジングが発生する現象は、本発明で対象としている耐熱用低合金鋼はＣ含有率が低く、フェライト生成元素であるＣｒ、ＭｏおよびＷを多量に含有することから、鋳造初期において、δフェライトの生成する温度範囲が広く、しかも、このδフェライトの高温強度が低いことに起因していると推察した。そこで、この点を明確にするために、さらに、鋼の高温における引張試験を行って引張強度におよぼす温度および鉄相の影響を調査した。
【００４１】
図４は、鋼の引張強度におよぼす温度の影響を示す図である。なお、同図の結果は、直径１０ｍｍ、標点間距離１００ｍｍの引張試験片を用い、種々の試験温度において引張強度を測定した結果をまとめたものである。
【００４２】
図４の結果によれば、鋼の高温引張強度はδフェライト相の存在により低下することが明らかである。したがって、表皮下割れの発生は、δフェライトの形成により凝固シェルの強度が低下し、バルジングが発生したことによる鋳片の内部割れに起因しており、この現象は、耐熱用低合金鋼に特有の現象であることが確認された。
【００４３】
そこで、鋳片横断面の周長の膨張率を２％未満とするための二次冷却の条件について調査を行った。図５は、連続鋳造の二次冷却帯における比水量と鋳片横断面の周長との関係を示す図である。同図の結果から、二次冷却帯における比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上とすることにより、鋳片横断面の周長の膨張率を２％未満とできることが判明した。
【００４４】
なお、凝固末期において強制冷却を行う場合には、最終凝固位置を凝固末期冷却帯の範囲内に納めなければならない。二次冷却の比水量を増加させるほど、鋳造速度を増加させる必要が生じるため、初期凝固の安定性および鋳片切断トーチによる切断のサイクルタイムを考慮すると、二次冷却の比水量は、０．６０（リットル／ｋｇ−鋼）以下に抑えることが好ましい。
【００４５】
（ｂ）元素Ｐの濃化をともなわない表皮下割れ
元素Ｐの濃化が認められない表皮下割れは、凝固末期冷却法を適用した場合にのみ発生することがわかった。そこで、凝固末期における冷却条件と表皮下割れとの関係について調査を行った。
【００４６】
図６は、連続鋳造の凝固末期冷却帯における比水量と鋳片の表皮下割れ長さとの関係を示す図である。なお、同図に示す調査を行うに当たっては、バルジングに起因する表皮下割れとの区別を明確にするため、二次冷却帯における比水量は、バルジングに起因する表皮下割れを発生させない範囲である０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上として試験を行った。また、同図における表皮下割れ長さは、鋳片横断面における半径方向の表皮下割れ長さにより表示した。図６の結果によれば、凝固末期冷却帯における比水量が０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）を超えて高い値の場合に表皮下割れ長さが長くなる。
【００４７】
そこで、さらに、図６の結果を鋳片表面温度との関係で整理した。
【００４８】
図７は、連続鋳造の凝固末期冷却帯における比水量と鋳片の表面温度との関係を示す図である。同図の結果から、凝固末期冷却帯における比水量が多い場合には、鋳片の表面温度が凝固末期冷却帯においてＡ3変態温度を大幅に下回り、その結果、鋳片表面においてオーステナイト相からフェライト相への変態膨張が発生し、表皮下部に引張応力が作用することにより、割れが発生したものと推察された。なお、耐熱用低合金鋼のＡ3変態温度は、示差熱分析法により求めた。
【００４９】
上記の現象は、Ｃ含有率が低く、フェライト生成元素を多量に含有する結果、鋼のＡ3変態温度が上昇したことにより、凝固末期における強制冷却により鋳片表面温度が容易にＡ3変態温度未満の温度に達したという耐熱用低合金鋼に特有の現象である。
【００５０】
図７の結果から、表皮下割れ長さが急増し始める時の鋳片表面温度、すなわち、鋳片表面温度が（Ａ3変態温度−１００℃）を下回らないようにするためには、凝固末期冷却帯における比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下とする必要のあることが明らかとなった。
【００５１】
なお、凝固末期冷却により鋳片中心部において熱的圧下量を確保する観点から、凝固末期冷却帯における比水量は０．１２（リットル／ｋｇ−鋼）以上とすることが好ましい。
【００５２】
上述の（ａ）および（ｂ）の結果に基づいて、第１発明では、二次冷却水の比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上とし、凝固末期における強制水冷却の比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下とした。また、第２発明では、丸鋳片の横断面の周長の膨張率を公称周長に対して２．０％未満とした。
【００５３】
（Ｂ）凝固末期冷却を行う固相率の範囲
（ａ）凝固末期冷却を開始する時の鋳片中心部の固相率
凝固末期冷却における鋳片表面の冷却は、鋳片中心部の固相率が０．１０〜０．８０の位置から開始する必要がある。これは、中心部の固相率が０．１０未満では、冷却開始時期が早すぎるため、鋳片中心部での収縮量が増大する時期において、表面での十分な収縮量が確保できなくなり、中心部における十分な圧縮応力が得られなくなって、中心部欠陥の低減効果が得られなくなるからである。
【００５４】
逆に、鋳片中心部の固相率が０．８０を超える位置から冷却を開始した場合には、冷却位置が最終凝固位置に近すぎて、鋳片中心部における欠陥低減効果を発揮するための時間的余裕が不足するからである。
【００５５】
（ｂ）凝固末期冷却を終了する時の鋳片中心部の固相率
凝固末期冷却における鋳片表面の冷却は、鋳片中心部の固相率が０．９９以上の位置（好ましくは、鋳片中心部においてδ鉄からγ鉄への変態が完了する位置）まで冷却する必要がある。これは、中心部の固相率が０．９９未満において冷却を終了すると、完全凝固前に冷却が終了し、鋳片表面の復熱による熱膨張により中心部に引張応力が発生し、中心部欠陥を拡大するからである。
【００５６】
（Ｃ）対象とする耐熱用低合金の成分組成
本発明で対象とする耐熱用低合金鋼の成分組成の限定理由および好ましい範囲について説明する。なお、組成は質量％により表示する。
【００５７】
（ａ）Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｃｒ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％およびＷ：１．０〜２．０％を含有する耐熱用低合金鋼：
Ｃ：０．０３〜０．０８％：
Ｃは、Ｎｂ、Ｖなどの元素と炭化物を形成し、高温強度を高める効果を有する。Ｃ含有率が０．０３％未満では炭化物が十分に析出せず、焼入性の効果を十分に発揮できない。他方、その含有率が０．０８％を超えて高くなると、連続鋳造時における鋳片の縦割れ感受性が高くなるとともに、溶接性が低下する。そこで、Ｃ含有率の範囲を０．０３〜０．０８％とした。
【００５８】
Ｃｒ：１．５〜２．５％：
Ｃｒは、高温での耐食性を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るためにはＣｒを１．５％以上含有させる必要がある。他方、その含有率が２．５％を超えて高くなると、溶接施工性が低下する。そこで、Ｃｒ含有率の範囲は１．５〜２．５％とした。
【００５９】
Ｍｏ：０．１〜０．３％：
Ｍｏは、クリープ強度を向上させる効果を有する。クリープ強度を向上させるためには、その含有率を０．１％以上とする必要がある。一方、０．３％以上を含有させても、その効果は飽和し、また、Ｍｏは高価な元素であることから、経済性が損なわれる。そこで本発明においては、Ｍｏ含有率を０．１〜０．３％の範囲とした。
【００６０】
Ｗ：１．０〜２．０％：
Ｗは、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。クリープ強度を向上させるためには、１．０％以上を含有させる必要がある。しかし、２．０％以上を含有させても、その効果は飽和し、また、Ｗは高価な元素であることから、経済的に不利となる。そこで、Ｗ含有率の適正範囲を１．０〜２．０％とした。
【００６１】
（ｂ）前記（ａ）の耐熱用低合金鋼において、Ｆｅの一部に代えて、下記の含有率の範囲でＳｉ、ＭｎおよびＡｌを含有させ、さらに、ＰおよびＳの含有率を制限してもよい。
【００６２】
Ｓｉ：０．１〜０．５％：
Ｓｉは溶鋼の脱酸作用を有する元素である。Ｓｉは含有させても、含有させなくてもよいが、脱酸効果を必要とする場合には、０．１％以上を含有させるのが好ましい。しかし、その含有率が０．５％を超えて高くなると耐熱用低合金鋼の靭性が低下するので好ましくない。したがって、Ｓｉの好ましい含有率の範囲は、０．１〜０．５％である。
【００６３】
Ｍｎ：０．１〜１．０％：
Ｍｎは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。含有させても、含有させなくてもよいが、強度の向上を要求される場合には、０．１％以上を含有させるのが好ましい。しかし、Ｍｎ含有率が１．０％を超えて高くなると、鋳造中にモールドパウダが変質することがあるので好ましくない。したがって、Ｍｎは０．１〜１．０％の範囲で含有させるのが好ましい。
【００６４】
Ａｌ：０．００３〜０．０２％：
Ａｌは、溶鋼の強力な脱酸作用を有する元素である。脱酸の目的に応じて含有させる。Ａｌによる脱酸効果を必要とする場合は０．００３％以上を含有させることが好ましい。しかしながら、０．０２％を超えて過剰に含有させると、鋼中の非金属介在物量が増加し、鋼のクリープ強度が低下するので、好ましくない。したがって、Ａｌ含有率の好ましい範囲は０．００３〜０．０２％である。
【００６５】
Ｐ：０．０２％以下：
Ｐは、不可避的に鋼中に含有される不純物元素であり、その含有率は、低ければ低いほど好ましい。特に、Ｐが０．０２％を超えて多量に含有されると、溶接特性が悪化するので好ましくない。したがって、Ｐ含有率は０．０２％以下とすることが好ましい。
【００６６】
Ｓ：０．００６％以下：
Ｓは、不可避的に鋼中に含まれる不純物元素であり、その含有率は、低いほど好ましい。Ｓ含有率が増加すると製管時における熱間加工性が低下するので好ましくない。特に、パイプの内面疵の発生を防止するためには、その含有率は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００６７】
（ｃ）前記（ａ）または（ｂ）に記載の耐熱用低合金鋼において、さらにＦｅの一部に代えて、下記の含有率の範囲でＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、ＢおよびＣａの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼であってもよい。
【００６８】
Ｔｉ：０．０１〜０．０２％：
Ｔｉは、鋼中のＮを固定し、鋳片の表面割れ発生を助長するＡｌＮの析出を抑制する作用を有する元素である。ＡｌＮの析出抑制効果を必要とする場合には、０．０１％以上を含有させることが好ましい。一方、その含有量が０．０２％を超えて高くなると鋼の靭性が低下するので、好ましくない。したがって、Ｔｉ含有率の好ましい範囲は０．０１〜０．０２％である。
【００６９】
Ｖ：０．１〜０．５％：
Ｖは、鋼中で炭化物を形成し、高温強度を高める作用を有する元素である。その効果を必要とする場合には、０．１％以上を含有させることが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超えて高くなると鋼の靭性を低下させるので、好ましくない。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有率を０．１〜０．５％の範囲とするのが好ましい。
【００７０】
Ｎｂ：０．０１〜０．３％：
Ｎｂは、鋼中で炭化物を形成し、高温強度を高める作用を有する元素である。その効果を要求される場合には、０．０１％以上を含有させることが好ましい。一方、その含有量が０．３％を超えて高くなると鋼の靭性が低下するので、好ましくない。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有率を０．０１〜０．３％の範囲とすることが好ましい。
【００７１】
Ｂ：０．００２〜０．０１％：
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。焼入れ性の向上を必要とする場合は、０．００２％以上を含有させることが好ましい。しかし、Ｂが０．０１％を超えて過剰に含有されると鋼の靭性が低下するので、好ましくない。したがって、Ｂを含有させる場合には、その含有率を０．００２〜０．０１％の範囲とすることが好ましい。
【００７２】
Ｃａ：０．００５％以下：
Ｃａは、連続鋳造時におけるノズル詰まりを防止する効果を有する。Ｃａは含有させても、含有させなくてもよいが、ノズル詰まりの防止効果を必要とする場合には、含有させることが好ましい。しかし、その含有率が０．００５％を超えて高くなるとＣａ系介在物が増加し、鋼のクリープ強度が低下するので、好ましくない。したがって、Ｃａを含有させる場合は、その含有率を０．００５％以下の範囲とするのが好ましい。
【００７３】
（ｄ）前記（ａ）〜（ｃ）に記載の耐熱用低合金鋼において、下記のＣｕ、ＮｉまたはＮが不純物として含まれる場合は、その含有率は下記の範囲内とすることが好ましい。
【００７４】
Ｃｕ：０．１％以下：
Ｃｕは、鋳片表面のスケールの性状を大きく変化させる。Ｃｕ含有率が増加すると二次冷却および凝固末期冷却時の鋳片の冷却特性が著しく変化するので、その含有率は０．１％以下とすることが好ましい。
【００７５】
Ｎｉ：０．２％以下：
Ｎｉも、鋳片表面のスケールの性状を大きく変化させる。Ｎｉ含有率が増加すると二次冷却および凝固末期冷却時の鋳片の冷却特性が著しく変化するので、その含有率は０．２％以下とするのが好ましい。
【００７６】
Ｎ：０．０１％以下：
Ｎ含有率の増加は、鋼の焼入れ性を低下させる。高い焼入れ性を必要とする場合は、Ｎ含有率を０．０１％以下とすることが好ましい。
【実施例】
【００７７】
本発明の連続鋳造方法の効果および連続鋳造鋳片の性能を確認するため、以下に述べる鋳造試験を行い、その結果を評価した。
【００７８】
（試験方法）
図１に示した曲率半径が１０．５ｍの湾曲型連続鋳造機を用い、前記の表１に示した鋼成分組成を有する供試鋼１および２の耐熱用低合金の溶鋼を使用して、横断面形状が直径１９１ｍｍφの丸鋳片を鋳造した。鋳造方法は、図１について前記に説明した方法と同様の方法を採用し、鋳型直下の二次冷却帯における比水量および凝固末期冷却帯における比水量を種々に変更して鋳造試験を実施した。
【００７９】
なお、鋳造速度は２．７ｍ／ｍｉｎ、タンディッシュ内における溶鋼の過熱度は４０〜５０℃に調整し、凝固末期冷却帯における冷却は、鋳片中心部の固相率が０．１〜０．８となる位置から中心部の固相率が０．９９以上となる位置までの鋳片表面を、鋳造方向長さが５ｍの１２段リングスプレー式冷却装置により強制水冷（エアミスト冷却）することにより行った。
【００８０】
表皮下割れが発生していない鋳片について、さらにマンネスマン製管を行い、鋼管の品質調査を行った。
【００８１】
（試験結果）
表２に、試験条件および試験結果をまとめて示した。
【００８２】
【表２】
2005334944.tif 000004
【００８３】
同表において、表皮下割れは、下記の基準により評価した。すなわち、鋳片横断面の表皮下部における半径方向の割れが目視により確認できなかった場合を良好（○）と評価し、半径方向の割れが確認できた場合を不良（×）と評価した。
【００８４】
また、鋳片の中心部割れについては、鋳片横断面を研磨した後、浸透探傷試験を行い、
その染み出し径により評価した。すなわち、鋳片横断面の中心部における染み出し径が５
ｍｍ未満の場合を良好（○）と評価し、中心部の染み出し径が５ｍｍ以上の場合を不良（×）と評価した。
【００８５】
さらに、製管は、表皮下割れが発生していない鋳片、すなわち、表２において、Ｐの濃化の有無によらず、良好（○）と評価された鋳片についてのみ実施した。
【００８６】
そして、製管後の管外面および管内面の疵の発生状況の評価は、下記の基準にしたがった。すなわち、管外面および内面について超音波探傷試験および目視により疵の有無の調査を行い、疵が全く確認されなかった場合を良好（○）と評価し、長さや太さなどによらず疵が確認された場合を不良（×）と評価した。
【００８７】
供試鋼１を使用した試験番号８、９および１２、ならびに供試鋼２を使用した試験番号１４〜１６は、本発明の第１発明で規定した二次冷却帯における比水量および凝固末期冷却帯における比水量の範囲のいずれをも満足する本発明例である。これらの試験例では、得られた丸鋳片は、鋳片横断面の周長の膨張率についても、第２発明で規定する範囲を満たしていた。
【００８８】
上記の本発明例の鋳造試験では、いずれも、表皮下割れおよび中心部割れの発生がなく、良好な性状の鋳片が得られた。また、これらの鋳片をマンネスマン製管して得られた鋼管は、管の外面疵および内面疵の発生がなく、総合評価も良好であった。
【００８９】
これらに対して、試験番号１〜７、１０、１１および１３の鋳造試験は、二次冷却帯における比水量または凝固末期冷却帯における比水量の少なくともいずれかが第１発明で規定された範囲を外れた比較例の試験である。
【００９０】
試験番号１、２、４および５は、二次冷却における比水量が少なすぎたために、鋳片横断面の周長の膨張率が大きく、Ｐの濃化をともなう表皮下割れが発生し、これらの鋳片を用いて製管することは不可能であった。
【００９１】
試験番号３および６は、二次冷却における比水量が少なすぎ、しかも、凝固末期冷却での比水量が多すぎたために、鋳片においてＰの濃化をともなう表皮下割れおよびＰの濃化をともなわない表皮下割れの双方が発生し、これらの鋳片を用いた製管は不可能であった。試験番号１０は、二次冷却の比水量は本発明の範囲内であったが、凝固末期冷却における比水量が多すぎたために、鋳片においてＰの濃化をともなわない表皮下割れが発生し、この鋳片を用いた製管は不可能であった。
【００９２】
試験番号７、１１および１３は、二次冷却の比水量は本発明の範囲内であったが、凝固末期冷却を行わなかったために、製管は可能であったものの、製管後の管内面に内面疵が発生し、総合評価は不良となった。なお、管の内面疵を防止するには凝固末期冷却における比水量０．１２〜０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）の範囲とすることが好ましい。
【産業上の利用可能性】
【００９３】
本発明の方法によれば、鋳型直下の二次冷却における比水量を０．３０（リットル／ｋｇ−鋼）以上とし、凝固末期冷却における比水量を０．３５（リットル／ｋｇ−鋼）以下とすることにより、鋳片の表皮下割れおよび中心部割れをともに防止した耐熱用低合金鋼の丸鋳片を製造することができる。また、本発明の耐熱用低合金鋼の丸鋳片は、マンネスマン製管法などによる耐熱低合金鋼管の製造に最適である。したがって、本発明の連続鋳造方法および丸鋳片は、耐熱用低合金鋼管の製造分野において、内面疵の防止技術として広範に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００９４】
【図１】本発明の連続鋳造方法を実施するための連続鋳造装置の例を模式的に示す図である。
【図２】鋳片横断面の周長と表皮下割れとの関係を示す図である。
【図３】鋳片横断面の周長の膨張率と表皮下割れとの関係を示す図である。
【図４】鋼の引張強度におよぼす温度の影響を示す図である。
【図５】連続鋳造の二次冷却帯における比水量と鋳片横断面の周長との関係を示す図である。
【図６】連続鋳造の凝固末期冷却帯における比水量と鋳片の表皮下割れ長さとの関係を示す図である。
【図７】連続鋳造の凝固末期冷却帯における比水量と鋳片の表面温度との関係を示す図である。
【符号の説明】
【００９５】
１：タンディッシュ
２：連続鋳造用鋳型
３：溶鋼
４：凝固シェル
５：二次冷却帯
６：ピンチロール
７：凝固末期冷却帯
８：丸鋳片
９：未凝固部
【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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