(57)【要約】【要  約】【課  題】  鋼の連続鋳造を行なう際の包晶反応に起因して、特定の元素がデンドライト樹間に濃化することによって凝固界面に生じる鋳片割れの発生を防止することのできる連続鋳造方法を提供する。【解決手段】  状態図上で鋼中のＣ濃度における包晶変態が生じる上限温度と下限温度との差ΔＴp （℃）がΔＴp ≦８を満足し、包晶点のＣ濃度と鋼中のＣ濃度との差ΔＣ（質量％）が｜ΔＣ｜≧0.02を満足するように成分を調整した後、連続鋳造を行なう。【選択図】        図１
2005161401.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
包晶変態を伴う鋼の連続鋳造方法において、状態図上で鋼中のＣ濃度における包晶変態が生じる上限温度と下限温度との差ΔＴp （℃）が下記の (1)式を満足し、かつ包晶点のＣ濃度と前記鋼中のＣ濃度との差ΔＣ（質量％）が下記の (2)式を満足するように成分を調整した後、連続鋳造を行なうことを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
ΔＴp ≦８                                             ・・・ (1)
｜ΔＣ｜≧0.02                                          ・・・ (2)
【請求項２】
前記鋼が、Ｃを 0.001〜５質量％、Siを0.01〜10質量％、Mnを0.01〜10質量％およびTiを 0.001〜５質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
【請求項３】
連鋳機のモールド直下における凝固シェルの厚みｄ（ｍ）と前記ΔＴp 値が、下記の (3)式を満足する条件で連続鋳造を行なうことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼の連続鋳造方法。
ｄ≧0.0123−5.47×10-5×ΔＴp ＋4.34×10-5×（ΔＴp）2    ・・・ (3)
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼（すなわち炭素鋼または合金鋼）の連続鋳造方法に関し、包晶変態に伴う不均一凝固に起因する鋳片割れを防止することができる連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼の連続鋳造において、鋳片の表面に発生する鋳片凹み（以下、ディプレッションという）や鋳片割れは、鋳片を圧延した後の製品に疵として残存する。そこで、ディプレッションや鋳片割れの発生機構を究明し、防止対策を講ずるために、様々な検討がなされている。
ディプレッションや鋳片割れの発生機構の研究結果によれば、ディプレッションや鋳片割れが発生する原因は、凝固中および凝固後のδ→γ変態に伴う体積収縮にあることが分かっている。つまりδ→γ変態に伴う体積収縮を防止すれば、ディプレッションや鋳片割れを抑制できる。そこで、δ→γ変態に伴う体積収縮を防止するために、種々の技術が開示されている。
【０００３】
たとえば特開平10-29043号公報等には、モールド壁面の一部に熱伝導率の低い材料を埋め込み、凝固シェル形成時の緩冷却を実施する技術が開示されている。この従来技術は、鋳片表面の縦割れやディプレッションが、モールド内での初期凝固における凝固シェル厚の不均一性が原因となって発生することに着目し、その不均一性を低減するために、モールド内の抜熱量を制御するものである。
【０００４】
また特開2000-158105 号公報には、モールド内にパウダー（すなわちCaＯ，SiＯ2 を主成分とし、Al2 Ｏ3 ，Na2 Ｏ等の酸化物を含有するもの）を添加して緩冷却し、鋳片表面の縦割れを防止する技術が開示されている。
特開2002-226944 号公報には、プレス加工により製造される自動車の足回り部品やホイールディスク等の用途に供して好適な、引張強度が 590〜980MPaレベルで、延性，伸びフランジ性等の成形性および表面性状に優れ、さらには化成処理性，耐食性にも優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法が開示されている。この特開2002-226944 号公報に開示された技術は、合金元素を含み、かつ包晶変態を生起する中炭素鋼を溶製するものである。ところが、そのような中炭素鋼の溶製においては、合金元素がデンドライト樹間に濃化することによって、いわゆるＺＳＴ（Zero Strength Temperature）とＺＤＴ（Zero Ductility Temperature）の間のマッシーゾーンが広くなり、連続鋳造を行なう際に鋳片割れを生じやすいことが一般的に知られている。
【０００５】
一方、特開平5-25583 号公報，特開平7-252597号公報，特開平11-197797 号公報，特開平11-197798 号公報等には、ディプレッションや鋳片割れの発生は鋼の成分の影響を受けることが指摘され、鋼中に含有される成分の適正な範囲が開示されている。しかしながら、これらの技術は単に鋼の成分を規定しただけであり、特にTiあるいはSiを多量に含有する高合金鋼の連続鋳造を行なう際に、鋳片割れが生じるのは避けられない。
【特許文献１】特開平10-29043号公報
【特許文献２】特開2000-158105 号公報
【特許文献３】特開2002-226944 号公報
【特許文献４】特開平5-25583 号公報
【特許文献５】特開平7-252597号公報
【特許文献６】特開平11-197797 号公報
【特許文献７】特開平11-197798 号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼の連続鋳造を行なう際の包晶反応に起因して、特定の元素がデンドライト樹間に濃化することによって凝固界面に生じる鋳片割れの発生を防止することのできる連続鋳造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記の課題を達成できた鋼の連続鋳造方法とは、包晶変態を伴う鋼の連続鋳造方法において、状態図上で鋼中のＣ濃度における包晶変態が生じる上限温度と下限温度との差ΔＴp （℃）が下記の (1)式を満足し、かつ包晶点のＣ濃度と鋼中のＣ濃度との差ΔＣ（質量％）が下記の (2)式を満足するように成分を調整した後、連続鋳造を行なうことを特徴とする点に要旨を有するものである。
【０００８】
ΔＴp ≦８                                              ・・・ (1)
｜ΔＣ｜≧0.02                                          ・・・ (2)
また本発明の効果を一層顕著に奏するためには、鋼（すなわち炭素鋼または合金鋼）が、Ｃを 0.001〜５質量％，Siを0.01〜10質量％，Mnを0.01〜10質量％およびTiを 0.001〜５質量％含有することが好ましい。
【０００９】
特にＣ：0.01〜0.2 質量％，Si： 0.2〜2.5 質量％，Mn： 0.1〜３質量％，Ｐ：0.05質量％以下，Al：0.01〜0.1 質量％，Ｓ： 0.005質量％以下，Ti：0.05〜0.35質量％の高張力鋼では、Si，Ti等の含有により包晶反応が生じやすいため、本発明が適する。
さらに、連鋳機のモールド直下における凝固シェルの厚みｄ（ｍ）とΔＴp 値が、下記の (3)式を満足する条件で連続鋳造を行なうことが好ましい。
【００１０】
ｄ≧0.0123−5.47×10-5×ΔＴp ＋4.34×10-5×（ΔＴp）2     ・・・ (3)
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、包晶反応領域の広い中炭素鋼であっても、適正な成分に調整した鋼を連続鋳造することによって、モールド内の不均一凝固を抑制し、鋳片割れを防止できる。その結果、従来は連続鋳造が困難であった引張強度 590〜980MPaレベルで、延性，伸びフランジ性等の成形性および表面性状に優れる高張力鋼板の連続鋳造が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者らの実験によれば、TiあるいはSiを多量に含有する鋼（以下、高Ti鋼あるいは高Si鋼という）は、一般的な中炭素鋼に比べて連続鋳造における鋳片割れが発生しやすく、かつ鋳片割れの起点はモールド内で生じることが判明した。そこで本発明者らは、鋳片割れを防止するために、その鋳片割れの起点となるモールド内の凝固シェルの割れを防止するべく様々な角度から検討した。
【００１３】
まず、Ti含有鋼あるいはSi含有鋼について、熱力学的平衡状態のモデル計算を行ない、状態図を作成した。このモデル計算には、Thermo.Calc.と呼ばれる熱力学平衡計算ソフトを使用した。なお、使用したデータベースは、SGTE solution database 1992, KIT version Database for Alloys である。モデル計算においてはTiおよびSi添加の影響を検討するため、炭窒素化物の析出を考慮した。
【００１４】
このようにして作成したTi含有鋼のFe−Ｃ系平衡状態図の一例を図１に示す。なお、この図はSi： 1.5質量％，Mn：２質量％，Ti：0.21質量％の条件で計算したものである。図１中のＬは液相，δはフェライト相，γはオーステナイト相である。本発明者らは、Ti含有鋼のFe−Ｃ系平衡状態図（図１参照）やSi含有鋼のFe−Ｃ系平衡状態図（図示せず）を詳細に検討し、
(a) TiおよびSiの濃度が増加すると、液相，δ相，γ相（および窒化物）が共存する包晶反応領域が拡大する、
(b) 包晶反応領域の拡大に伴って、包晶点が低温，高炭素側へ移動する
ことを見出した。
【００１５】
そこで、種々の成分についてモデル計算で平衡状態図を作成し、その平衡状態図から包晶反応領域が異なると推定される成分の鋼を数種類溶製して連続鋳造を行なった。その結果、包晶変態量の割合が多い鋼ほど、モールド内の凝固シェルに大きな割れが生じた。
一般に包晶反応を生起する鋼種では、モールド内の不均一凝固に起因する鋳片割れが発生しやすいとされており、包晶反応領域の大きさが鋳片割れの発生に多大な影響を及ぼすと考えられる。包晶反応は、鋼が体心立方格子（ｂｃｃ）のδ相から面心立方格子（ｆｃｃ）のγ相へ変態する反応である。つまり疎な格子構造のδ相が、密な格子構造のγ相へ変態することによって体積が収縮し、その結果、鋳片割れが生じるのである。
【００１６】
本発明者らは、Ti含有鋼とSi含有鋼について、上記した (a)，(b) の知見を得たことは既に説明した通りであるが、さらに包晶反応を生起させて、その特性を詳細に検討したところ、高Ti鋼と高Si鋼の包晶反応の挙動が、従来から知られている一般的な包晶反応と異なることを見出した。そこで、連続鋳造における包晶反応領域の広さを制御すれば、高Ti鋼や高Si鋼の鋳片割れを低減できるとの着想に基づいて、本発明を完成した。
【００１７】
以下、本発明の作用効果について図を用いて説明する。
図１中で定義した包晶反応領域の占める温度幅を包晶温度差ΔＴp （℃）とする。つまり、図１中にＡで示す鋼中のＣ濃度における包晶反応領域の上限温度Ｔmax （℃）と下限温度Ｔmin （℃）の差が包晶温度差ΔＴp であり、下記の (4)式で算出される。
ΔＴp ＝Ｔmax −Ｔmin       ・・・ (4)
また、図１中にＣp で示す包晶点のＣ濃度（質量％）と鋼中のＣ濃度（質量％）との差をΔＣ（質量％）＝（Ｃp −Ｃ）とし、その絶対値を｜ΔＣ｜とする。
【００１８】
このようにして、熱力学平衡計算ソフトを用いたモデル計算によって得られた平衡状態図からΔＴp とΔＣを求めた。そのΔＴp ，ΔＣが異なる鋼種を種々溶製し、さらに実験用の小型連続鋳造装置を用いて連続鋳造を行ない、鋳片割れの発生状況を調査した。ΔＴp （℃）と鋳片割れとの関係を図２に示す。図２から明らかなように、ΔＴp の増大に伴って鋳片割れが発生しやすくなる。
【００１９】
そこで、凝固過程における凝固組織を詳しく調査した。その結果、ΔＴp が大きい鋼では、Ti溶質濃化に伴い炭窒化物の析出温度が上昇し、初晶として炭窒化物が液相中に晶出することが鋳片割れの原因であることが分かった。
また、SiおよびTiのＬ−γ平衡分配係数はγ相のそれより小さいために、ΔＴp が大きくなると包晶凝固率が高くなるので、凝固中のγ相晶出が早くなり溶質は濃化しやすくなる。その結果、ΔＴp が大きい鋼では、ミクロ偏析が生じる実際の凝固過程において、平衡状態図から推定されるよりもさらに包晶反応領域が拡大すると推察される。
【００２０】
次に、モールド内の凝固シェルの割れとΔＴp ，｜ΔＣ｜との関係を図３に示す。図３から明らかなように、モールド内の凝固シェルの割れは、ΔＴp および｜ΔＣ｜のいずれにも影響され、下記の (1)式および (2)式を満足するように鋼の成分を調整すれば、モールド内の凝固シェルの割れを防止できる。
ΔＴp ≦８                                              ・・・ (1)
｜ΔＣ｜≧0.02                                          ・・・ (2)
既に説明した通り、モールド内の凝固シェルの割れは、鋳片割れの起点となるものであるから、モールド内の凝固シェルの割れを防止すれば、鋳片割れの発生を抑制できる。
【００２１】
なお、ここではTi，Siを含有する鋼について説明したが、さらにSiやMn等の合金元素がされた合金鋼であっても、平衡状態図で包晶反応領域が形成される鋼であれば、全て適用可能である。つまり、そのような合金鋼に適用する場合も、熱力学平衡計算ソフト（Thermo.Calc.）を使用して、ΔＴp とΔＣが (1)式と (2)式を満足するように鋼の成分を調整して連続鋳造を行なえば、鋳片割れを防止できる。
【００２２】
本発明を適用する炭素鋼または合金鋼の成分は、特に限定されるものではない。適用可能な範囲は、Ｃ： 0.001〜５質量％，Si：0.01〜10質量％，Mn：0.01〜10質量％，Ti： 0.001〜５質量％と広い範囲が例示できる。特に 590〜980MPaレベルの高い引張強度を有し、かつ延性，伸びフランジ特性等の成形性にも優れる高Ti含有型熱延高張力鋼板に関しては、極めて有効である。この高Ti含有型熱延高張力鋼板の場合は、Ｃ：0.01〜0.20質量％，Si： 0.5〜2.5 質量％，Mn： 1.0〜3.0 質量％，Ｐ：0.05質量％以下，Al：0.01〜0.1 質量％，Ｓ： 0.005質量％以下および，Ti：0.05〜0.35質量％が例示できる。なお、上記した元素の他に、微量元素や不可避的不純物を含むことは許容できるものである。
【００２３】
また、体積収縮に起因する鋳片凹み（すなわちディプレッション）を抑制する観点では、上記した通り鋼の成分を調整するとともに、鋳片の冷却速度を制御することが有効である。つまり鋳片を緩やかに冷却（すなわち徐冷）すると、鋳片の温度分布が均一となるので、凝固シェルの成長およびδ＋γ→γ変態が均一に進行する。その結果、ディプレッションを防止することが可能となる。冷却速度を制御する手段としては、モールド内の凝固シェルを徐冷するために再結晶温度の高いモールドパウダーを使用することが好ましい。
【００２４】
ここで発明者らは、包晶反応に起因する鋳片の割れが生じやすい鋼の鋳造速度と割れとの関係について調査した。
これらの鋼の割れは、既に述べた通り、包晶反応に伴いTiやSi等の溶質の濃化による炭窒化物の析出が原因となって生じる。したがって、割れ抑制の観点からはΔＴp の大きさを制御することが有効な手段となる。ただし、これらの割れは凝固初期において生じることから、モールド内での凝固シェルが薄い場合に、割れがより助長されやすいと言える。
【００２５】
そこで鋳造速度と割れとの関係について調査した。ここで｜ΔＣ｜については (2)式を満たす範囲で調査した。その結果、図４に示すように (3)式を満たす範囲に鋳造速度を制御して、凝固シェル厚を確保することにより、鋳片の割れが軽微な状態で鋳造できることが分かった。図４中に○で示したものが、そのような良好な鋳造ができたものを示す。図４中に×で示した条件では、鋳片の割れが大きく、最終製品に到達できるものの、その間に鋳片の表面を大幅に手入れする必要があった。
【００２６】
ここでｄはモールド直下における凝固シェルの厚み（ｍ）であり、一般に下記の (5)式で計算される。
ｄ＝ 0.022×（Ｚ／ＶC ）1/2                               ・・・ (5)
ここで、Ｚはモールド長さ（ｍ）、ＶC は鋳造速度（ｍ／分）である。
【実施例】
【００２７】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。ただし、この実施例は本発明を限定する性質のものではなく、上記した主旨に沿って設計変更することは本発明の技術的範囲に含まれるものである。
〈実施例１〉
表１に示す成分を含有する鋼を、溶銑予備処理−転炉−２次精錬の工程を経て溶製し、次いでタンディッシュを介して280ton連続鋳造機を用いて引抜き速度 1.3〜2.0 ｍ／min で連続鋳造を行なった。その後、鋳片割れの有無を調査し、ΔＴp と｜ΔＣ｜で整理して図示したのが図３である。ΔＴp と｜ΔＣ｜は、上記した熱力学平衡計算ソフト（Thermo.Calc.）で求めた。そのΔＴp と｜ΔＣ｜を表１に併せて示す。
【００２８】
【表１】
2005161401.tif 000003
【００２９】
なお連続鋳造を行なう際には、表２に示すモールドパウダーＢを使用した。
図３中で鋳片割れ有と評価した鋳片は、最終製品に加工するまでの工程で、製品として要求される品質を維持できなくなると判断された鋳片である。図３に示す通り、鋳片割れの有無とΔＴp ，｜ΔＣ｜との間には明確な相関関係があり、ΔＴp ，｜ΔＣ｜が(1)式および (2)式を満足すれば、鋳片割れを防止できることが分かる。
【００３０】
〈実施例２〉
表１に示す成分を含有する鋼を、実施例１と同様に溶製し、次いで実施例１と同じ連続鋳造機を同一条件に設定して連続鋳造を行なった。ただし連続鋳造において、物性の異なる３種類のモールドパウダーを使用して、モールドパウダーの物性が鋳片割れに及ぼす影響を調査した。使用したモールドパウダーの成分と物性を表２に示す。
【００３１】
【表２】
2005161401.tif 000004
【００３２】
連続鋳造の後、実施例１と同様に鋳片割れの有無を評価し、ΔＴp ，｜ΔＣ｜との関係を調査した。しかしながら、鋳片割れの有無とモールドパウダーの物性との相関は認められなかった。
ただし鋳片割れの状態（すなわち鋳片割れの伝播長さ）は、モールドパウダーＡを使用した場合には悪化（伝播長さが延長）し、モールドパウダーＣを使用した場合には改善（伝播長さが短縮）された。特に (1)式と (2)式の境界近傍の鋼は、モールドパウダーＣを使用することによって、鋳片割れの状態が著しく改善された。
【００３３】
つまり、鋳片割れの発生はΔＴp および｜ΔＣ｜で整理される包晶反応領域の広さに多大な影響を受けるが、その後の鋳片割れの伝播や拡大はモールド内の冷却速度の低下（すなわち徐冷）によって抑制される。したがって本発明を適用して連続鋳造を行なう際に、鋼の成分を調整して包晶反応領域の広さ（すなわちΔＴp ，｜ΔＣ｜）を制御するとともに、モールドパウダーＢ，Ｃのような塩基度 1.2以上の高塩基度，高凝固点のモールドパウダーを使用するのが好ましい。
【００３４】
〈実施例３〉
表１に示す成分を含有する鋼を、実施例１と同様に溶製した。ただし鋳造速度ＶC をさらに 0.4ｍ／min から３ｍ／min まで広範囲に変えて連続鋳造を実施した。また、モールド長さＺは 0.9ｍであった。ΔＴp が大きい条件では、ＶC が大きくなると、鋳片の割れが増加した。たとえばΔＴp ＝８℃では、ＶC が 2.0ｍ／min 超で割れが生じた。
【００３５】
モールド直下における凝固シェルの厚みｄとΔＴp を用いて、これらの結果を整理したところ、図４に示す範囲が好適であることが分かった。すなわち、図４中に×で示される高速鋳造条件（モールド内で形成される凝固シェルの厚みが小さい条件）では、鋳片に割れが生じた。最終製品を生産することは可能であったが、鋳片の大幅な手入れを余儀なくされた。
【００３６】
また鋳造速度ＶC を低下させると、割れの問題は少なくなったが、メニスカスの温度が低下する等により、他の鋳造欠陥が増加した。したがって図４中の実線より上部では、連続鋳造のみならず後工程の安定した操業は困難である。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】モデル計算で作成したTi含有鋼のFe−Ｃ系平衡状態図である。
【図２】ΔＴp と鋳片割れとの関係を示すグラフである。
【図３】ΔＴp ，ΔＣとモールド内の凝固シェルの割れとの関係を示すグラフである。
【図４】ΔＴp とｄとの関係を示すグラフである。
【図１】
2005161401.tif 000005
【図２】
2005161401.tif 000006
【図３】
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【図４】
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