(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．００１〜０．０１０％、Ｓ：０．０００１〜０．００５％以下、Ｎｉ：７．５〜１０．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、連続鋳造によって鋳造されたＮｉ含有鋼鋳片であって、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上であることを特徴とするＮｉ含有鋼鋳片。
【請求項２】
前記Ｎｉ含有鋼鋳片は、鋼組成として、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０３〜１．５％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．１０％、Ｖ：０．００３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のなかの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のＮｉ含有鋼鋳片。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載のＮｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法であって、１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ（１０ポアズ）以上のモールドパウダーを鋳型内に添加し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４】
請求項１または請求項２に記載のＮｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法であって、鋳型を毎分８０サイクル以上の振動数で振動させ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５】
請求項１または請求項２に記載のＮｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法であって、１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ（１０ポアズ）以上のモールドパウダーを鋳型内に添加して鋳造するとともに、鋳型を毎分８０サイクル以上の振動数で振動させて鋳造することを特徴とする、Ｎｉ含有鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉ（ニッケル）を７．５〜１０質量％含有するＮｉ含有鋼の鋳片、並びに、該Ｎｉ含有鋼鋳片を得るための連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼にＮｉを添加すると低温靭性が向上することが知られており、Ｎｉを２〜１０質量％程度含有する鋼が低温用鋼材として広く使用されている。なかでも９質量％前後のＮｉを含有する、所謂、９％Ｎｉ鋼は、−１６０℃以下での使用にも耐えることから、低温用の溶接構造用鋼として、ＬＮＧタンクなどに広く使用されている。しかしながら、９％Ｎｉ鋼をはじめとして、Ｎｉを７．５〜１０質量％含有するＮｉ含有鋼は、表面疵が発生しやすいことが知られており、鋳造後の鋳片の段階で、すでに表面及び表面近傍に多数の割れが存在する。
【０００３】
この連続鋳造工程におけるＮｉ含有鋼鋳片の表面割れの発生機構としては、凝固時に結晶粒界に偏析したＳ（硫黄）やＰ（燐）などが結晶粒界を脆化させ、連続鋳造機の二次冷却帯での鋳片の曲げ矯正による応力や冷却による熱応力などによって結晶粒界が破壊され、割れに至ると考えられてきた。特に、６００〜８００℃の温度範囲（「高温脆化温度域」という）において低い歪速度（１０-3／ｓ程度）で曲げ矯正などの加工を加えると、多数の表面割れが発生すると考えられてきた。
【０００４】
このように、Ｎｉ含有鋼を連続鋳造によって製造する際には、鋳片の表面割れの発生を防止することが極めて重要であり、また、上記のように、Ｎｉ含有鋼の連続鋳造時の表面割れを防止するには高温脆化温度域での矯正を避けることが有効であるとして、鋳片表面温度の管理を目的とした多数の二次冷却の制御方法が、Ｎｉ含有鋼鋳片の表面割れ防止方法として提案されてきた。
【０００５】
例えば、特許文献１には、Ｎｉを５〜１０質量％含有する溶鋼を連続鋳造するに際して、溶鋼のＰ濃度を０．００６質量％以下、Ｓ濃度を０．００３質量％以下に調整し、且つ、二次冷却帯においては、鋳片の液相線温度から１０５０℃までの温度領域は３．０℃／秒以上の冷却速度で冷却するとともに、鋳片の矯正点通過時の表面温度を８５０℃以上に維持する連続鋳造方法が提案されている。
【０００６】
また、特許文献２には、Ｎｉを８〜１０質量％含有する高Ｎｉ鋼を垂直−曲げ型連続鋳造機によって連続鋳造する際に、鋳型内での鋳片のコーナー部表面温度の極小値（Ｔ１）、鋳片が鋳型を出てから上部矯正帯に至るまでの時間（ｔ）、及び鋳型を出てから上部矯正帯に至るまでの鋳片のコーナー部表面温度の平均値（Ｔ２）を算出し、算出した極小値（Ｔ１）、時間（ｔ）、平均値（Ｔ２）、及び予め測定した当該高Ｎｉ鋼の絞り値から、当該鋳造時における絞り値を推定し、この絞り値が５０％以上になるように、鋳造速度及び二次冷却強度を制御する連続鋳造方法が提案されている。
【特許文献１】特開平８−１０９１９号公報
【特許文献２】特開平８−３３９６４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記のように、表面割れを抑制するべく、Ｎｉを７．５〜１０質量％含有するＮｉ含有鋼の連続鋳造方法が多数提案されているが、いまだ表面割れの発生を完全に防止することはできないのが実状である。そのために、グラインダーなどを用いた鋳片表面の研削による割れ除去処理を余儀なくされ、生産性の低下や製造コストの上昇をもたらしていた。
【０００８】
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、生産性の低下や製造コストの上昇をもたらしていた表面割れの発生の少ない、Ｎｉを７．５〜１０質量％含有するＮｉ含有鋼鋳片を提供するとともに、該Ｎｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するための第１の発明に係るＮｉ含有鋼鋳片は、Ｎｉを７．５〜１０．０質量％含有し、連続鋳造によって鋳造されたＮｉ含有鋼鋳片であって、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上であることを特徴とするものである。
【００１０】
第２の発明に係るＮｉ含有鋼鋳片は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．００１〜０．０１０％、Ｓ：０．０００１〜０．００５％以下、Ｎｉ：７．５〜１０．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、連続鋳造によって鋳造されたＮｉ含有鋼鋳片であって、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上であることを特徴とするものである。
【００１１】
第３の発明に係るＮｉ含有鋼鋳片は、第２の発明において、前記Ｎｉ含有鋼鋳片は、鋼組成として、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０３〜１．５％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．１０％、Ｖ：０．００３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のなかの１種または２種以上を含有することを特徴とするものである。
【００１２】
第４の発明に係るＮｉ含有鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第３の発明の何れか１つに記載のＮｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法であって、１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ（１０ポアズ）以上のモールドパウダーを鋳型内に添加して鋳造することを特徴とするものである。
【００１３】
第５の発明に係るＮｉ含有鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第３の発明の何れか１つに記載のＮｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法であって、鋳型を毎分８０サイクル以上の振動数で振動させて鋳造することを特徴とするものである。
【００１４】
第６の発明に係るＮｉ含有鋼の連続鋳造方法は、第１ないし第３の発明の何れか１つに記載のＮｉ含有鋼鋳片を鋳造するための連続鋳造方法であって、１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ（１０ポアズ）以上のモールドパウダーを鋳型内に添加して鋳造するとともに、鋳型を毎分８０サイクル以上の振動数で振動させて鋳造することを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上と多いので、凝固セルのサイズが小さくなって、凝固セル界面でのＳ及びＰの偏析が軽減して凝固セル界面での脆化が少なくなり、且つ、凝固セル界面に作用する応力も分散され、これにより、凝固セル界面における凝固割れが抑制され、鋳片表面における割れの発生が低減する。その結果、鋳片表面の割れを除去するための表面手入れ工程が軽減され、生産性の向上及び製造コストの低減が可能となり、工業上有益な効果がもたらされる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明を具体的に説明する。
【００１７】
本発明の基本的な考え方は、鋳片表面の初期凝固を制御することにより、具体的には多数の凝固核を発生させることにより、凝固セル界面へのＰ（燐）やＳ（硫黄）などの不純物元素及びＣ（炭素）の濃化を低減し、凝固セル界面での凝固割れを防止し、これにより、鋳片表面に発生する割れを防止するというものである。
【００１８】
従来から、Ｎｉ（ニッケル）を７．５〜１０質量％含有するＮｉ含有鋼鋳片の表面割れは、粗大な凝固組織の結晶粒界に沿って発生していることが知られていた。また、この割れの発生原因は、Ｎｉ含有鋼の延性が低下する６００〜９００℃の範囲で、矯正応力、バルジング応力、熱応力などによる引張り応力が鋳片表面に加えられ、この引張り応力によってＳやＰなどが濃化して脆化した結晶粒界が破壊するからであると考えられてきた。尚、本発明において、Ｎｉ含有鋼とは、７．５〜１０質量％のＮｉを含有する鋼の総称である。
【００１９】
しかしながら、本発明者らが実際のＮｉ含有鋼鋳片の表面割れを詳細に調査したところ、割れ破面には、６００〜９００℃の延性低下温度領域で破壊したと考えられる細かいディンプルからなる破面の他に、極めて平坦な面が存在することを発見した。この面は、その形状から、凝固の際に最終凝固部にＣ、Ｓ、Ｐなどが濃化して融点が低下し、最終凝固部に低融点の液相が存在している状態で、周囲の既に凝固の完了した部分が収縮するために発生する、一種の凝固割れであると考えられた。
【００２０】
即ち、Ｎｉ含有鋼鋳片の表面割れは、従来考えられていた連続鋳造機の二次冷却帯で初めて割れが発生するのではなく、鋳型内で凝固シェルが成長する際に、凝固シェルを構成する凝固セルと凝固セルとの境界に、Ｃ、Ｓ、Ｐなどの溶質元素が濃化して低融点の液相が生じ、この低融点の液相が生じることにより凝固割れが発生し、この凝固割れを起点として、二次冷却帯での熱応力や曲げ矯正による応力などによって更に割れが進展するものと考えられた。
【００２１】
従って、割れを防止するには、従来実施されていた二次冷却帯での熱応力や曲げ矯正応力の緩和だけでは十分ではなく、むしろ、鋳型での初期凝固における凝固割れを防止することが重要且つ必要であることが分かった。
【００２２】
凝固割れは、最終凝固部での溶質元素の濃化が少ないほど、また、最終凝固部に作用する熱応力が小さいほど発生しにくい。従って、凝固セルのサイズを小さくすることが凝固割れの防止に有効である。これは、凝固セルのサイズが小さくなると、自ずと冷却速度が速くなって溶質元素の濃化が抑制され、また、凝固セルのサイズが小さいと熱応力が分散されて個々の凝固セル界面に作用する熱応力が小さくなるからである。
【００２３】
凝固セルのサイズを小さくするには、溶鋼が鋳型と接触する部分（正確には溶鋼と鋳型との間にはモールドパウダーの極薄い層が存在するので、溶鋼の凝固は、モールドパウダー層の表面で発生する）における凝固核発生密度を大きくすることが必要となる。一般的に、凝固セルの個数と凝固核の個数とは相関関係があり、凝固セルのサイズは、凝固核発生密度が大きくなるほど小さくなることが知られている。
【００２４】
本発明者らは、実際のＮｉ含有鋼鋳片を詳細に調査した結果、表面割れ防止のためには、凝固核の発生個数は多いほど望ましいが、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上であれば、初期凝固シェルにおける凝固割れを減少させ、鋳片の表面割れを防止する効果が発現されることを確認した。
【００２５】
本発明は、上記知見に基づきなされたものであり、本発明に係るＮｉ含有鋼鋳片は、Ｎｉを７．５〜１０．０質量％含有し、連続鋳造によって鋳造されたＮｉ含有鋼鋳片であって、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上であることを特徴とする。
【００２６】
Ｎｉ含有鋼鋳片に限らず、連続鋳造鋳片表面での凝固核発生密度を高くする方法の１つとして、初期凝固時の冷却を強くすること、つまり、鋳型内での冷却を強化することが挙げられる。しかしながら、Ｎｉ含有鋼鋳片の連続鋳造では、鋳型内溶鋼湯面上に、酸化防止剤、保温剤、鋳型と凝固シェルとの潤滑剤などとして機能するモールドパウダーを添加しており、このモールドパウダーは凝固シェルと鋳型との間隙に流入することから、溶鋼と鋳型とは直接接触せず、溶鋼はモールドパウダーの流入層を介して鋳型によって間接的に冷却されている。
【００２７】
モールドパウダーは、ＣａＯ、ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ、ＣａＦ2、Ａｌ2Ｏ3などで構成されており、その熱伝導度は、金属である溶鋼及び連続鋳造用鋳型を構成する銅のそれよりも著しく小さい。そのために、溶鋼から鋳型への抜熱は、モールドパウダーの流入層厚みに左右される。つまり、モールドパウダーの流入層厚みが薄くなれば鋳型による冷却が高くなり、逆に、厚みが厚くなれば冷却が低下する。モールドパウダーの流入層厚みは、モールドパウダーの消費量から推定でき、通常、０．１〜０．３ｍｍ程度と算出されている。
【００２８】
モールドパウダーの流入層厚みを薄くする方法は、粘度の高いモールドパウダーを使用することである。モールドパウダーの粘度が高いと、凝固シェルと鋳型との間隙に流れ込みにくくなり、モールドパウダーの流入層厚みが薄くなり、溶鋼から鋳型への抜熱が大きくなる。
【００２９】
また、鋳型の振動数（オシレーション・サイクル）を高めることも、鋳片表面での凝固核発生密度を高めることに有効である。鋳型振動により凝固途中のデンドライト樹枝状晶の一部が解離してモールドパウダー流入層の表面に付着し、そこから凝固が発生することがあるからである。
【００３０】
本発明者らは、鋳型の振動数（オシレーション・サイクル）を毎分６０回の一定としてモールドパウダーの粘度を変更した試験結果から、１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ（１０ポアズ）以上のモールドパウダーを使用することにより、Ｎｉ含有鋼鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上となって、鋳片の表面割れが減少することを確認した。
【００３１】
また、本発明者らは、モールドパウダーとして１３００℃における粘度が０．２Ｐａ・ｓ（２ポアズ）のモールドパウダーを使用し、鋳型の振動数（オシレーション・サイクル）を変更した試験結果から、鋳型の振動数を毎分８０回以上とすることにより、Ｎｉ含有鋼鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上となって、鋳片の表面割れが減少することを確認した。また更に、１３００℃における粘度が１．０Ｐａ・ｓ（１０ポアズ）以上のモールドパウダーを使用し、且つ、鋳型の振動数を毎分８０回以上とすることにより、Ｎｉ含有鋼鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上となって、鋳片の表面割れが大幅に減少することも確認した。
【００３２】
本発明は、Ｎｉを７．５〜１０．０質量％含有するＮｉ含有鋼に適用されるものであり、Ｎｉ以外の化学成分を限定することは必須ではないが、本発明を適用する上で好適な低温用の溶接構造用鋼としてのＮｉ含有鋼の化学組成を限定したので、その理由を以下に説明する。
【００３３】
Ｃは、母材の強度確保に必須の元素である。０．０３質量％（以下、単に「％」と記す）未満では、母材強度が確保できないので、０．０３％を下限とした。また、Ｃを過剰に添加すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトや島状マルテンサイトが増加し、好適な靭性が得られない。０．１０％を超えると靭性低下が顕著となるので、これを上限値とした。
【００３４】
Ｓｉ（珪素）は、脱酸に有効であり、また母材強度上昇に有効な元素であるが、過剰に添加すると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織中に島状マルテンサイトが生成し、良好なＨＡＺ靭性が得られない。従って、ＨＡＺ靭性確保のために、上限値を０．５％とした。また、脱酸の効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要であり、下限を０．０１％とした。
【００３５】
Ｍｎ（マンガン）は、母材強度上昇に有効な元素である。０．３％未満では、この効果が得られないので、下限値を０．３％とした。逆に、１．０％を超えて含有すると、母材及びＨＡＺの良好な靭性が得られない。従って、上限を１．０％とした。
【００３６】
Ｐは、粒界脆化をもたらし、表面割れの発生を促進させ、また、母材及びＨＡＺの靭性を低下させるため、低い方が望ましい。０．０１０％を超えて含有すると、表面割れが顕著となるので、０．０１０％を上限とした。また、０．００１％未満へのＰ含有量の低下は、製鋼工程における脱燐精錬の負荷が増し、コスト上昇を招くので、下限値を０．００１％とした。
【００３７】
Ｓも、粒界脆化をもたらし、表面割れの発生を促進させ、また、ＭｎＳなどの介在物として靭性を低下させるため、低い方が望ましい。０．００５％を超えて含有すると、表面割れが顕著となるので、０．００５％を上限とした。また、０．０００１％未満へのＳ含有量の低下は、製鋼工程における脱硫精錬の負荷が増し、コスト上昇を招くので、下限値を０．０００１％とした。
【００３８】
Ｎｉは、低温靭性の確保に必須の元素であり、７．５％未満ではこの効果が十分に得られないので、下限値を７．５％とした。一方、Ｎｉは高価な元素であり、１０．０％を超えて含有すると、経済性を損なうので、上限値を１０．０％とした。
【００３９】
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸に必要な元素であり、０．０１０％未満の含有量では、この効果が得られないので、下限値を０．０１０％とした。また、０．０８０％を超えて含有すると、粗大なＡｌＮにより母材及びＨＡＺの靭性が低下する。従って、上限値を０．０８０％とした。
【００４０】
Ｎ（窒素）は、母材及びＨＡＺの靭性を低下させる元素であり、低いほど望ましい。０．００５０％を超えて含有すると、粗大なＡｌＮを生成し、母材及びＨＡＺの良好な靭性が得られない。従って、上限値を０．００５０％とした。一方、０．００１０％未満へのＮ含有量の低下は、製鋼工程における脱窒処理及び吸窒防止処理の負荷が増し、コスト上昇を招くので、下限値を０．００１０％とした。
【００４１】
Ｏ（酸素）は、介在物を形成して靭性に有害な元素であり、低い方が望ましい。０．００４０％を超えて含有すると、靭性低下が顕著となるので、０．００４０％を上限とした。一方、０．０００５％未満へのＯ含有量の低下は、製鋼工程における介在物除去処理の負荷が増し、コスト上昇を招くので、下限値を０．０００５％とした。
【００４２】
更に、上記の合金元素の他に、母材や継手の強度及び靭性の向上のために、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａのなかの１種または２種以上を含有させることが好ましく、以下にその成分の限定理由を説明する。
【００４３】
Ｃｕ（銅）は、母材の強度を上昇させる。０．０３％未満ではこの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．０３％とした。逆に、１．５％を超えるとＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を１．５％とした。
【００４４】
Ｃｒ（クロム）は、母材の強度を上昇させる。０．０３％未満ではこの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．０３％とした。逆に、１．０％を超えるとＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を１．０％とした。
【００４５】
Ｍｏ（モリブデン）は、母材の強度を上昇させる。０．０２％未満ではこの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％を超えるとＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を１．０％とした。
【００４６】
Ｎｂ（ニオブ）は、母材の強度上昇及び細粒化に効果がある。０．００３％未満ではこれらの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．００３％とした。逆に、０．１０％を超えるとＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を０．１０％とした。
【００４７】
Ｖ（バナジウム）は、母材の強度上昇及び細粒化に効果がある。０．００３％未満ではこれらの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．００３％とした。逆に、０．１０％を超えるとＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を０．１０％とした。
【００４８】
Ｔｉ（チタン）は、母材の強度上昇及び細粒化に効果がある。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．００５％とした。逆に、０．０２％を超えると粗大なＴｉＮを生成し、これが破壊の起点となり、ＨＡＺの良好な靭性が得られないので、上限値を０．０２％とした。
【００４９】
Ｂ（ボロン）は、極微量の添加で焼入れ性を向上させるので、制御冷却及び焼入れ熱処理を施す場合に、顕著な強度上昇をもたらす。０．０００２％未満では強度上昇効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．０００２％とした。逆に、０．００２５％を超えると粗大なボロン窒化物や炭硼化物を析出し、これが破壊の起点となり、ＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を０．００２５％とした。
【００５０】
Ｃａ（カルシウム）は、介在物の形態制御を担い、これによる靭性向上に有効な他、ＳをＣａＳとして強力に固定するため、粒界での延性低下割れを防止して、表面割れの低減に効果のある元素である。０．０００５％未満ではこれらの効果が得られないので、添加する場合の下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００５％を超えると粗大なＣａ含有介在物が生成し、これが破壊の起点となり、ＨＡＺの靭性が低下するので、上限値を０．００５％とした。
【００５１】
以上説明したように、本発明に係るＮｉ含有鋼鋳片では、鋳片表面での凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2以上と多いので、凝固セルのサイズが小さくなり、凝固セル界面でのＳ及びＰの偏析が軽減して凝固セル界面での脆化が少なくなり、且つ、凝固セル界面に作用する応力も分散されることにより、凝固セル界面における凝固割れが抑制されて、鋳片表面における割れの発生が低減する。
【実施例１】
【００５２】
転炉及びＲＨ真空脱ガス装置を用いてＮｉ含有鋼を溶製し、この溶鋼を厚みが２５０ｍｍ、幅が１７００ｍｍの垂直曲げ型スラブ連続鋳造機で鋳造する試験を合計４ヒート実施（試験Ｎo.１〜４）した。表１に、試験Ｎo.１〜４のＮｉ含有鋼の化学成分を示し、また、表２に、試験Ｎo.１〜４の連続鋳造機での鋳造条件を示す。
【００５３】
【表１】
0005157598.tif 000002
【００５４】
【表２】
0005157598.tif 000003
【００５５】
試験Ｎo.１の鋳造条件は、鋳造速度が０．８ｍ／ｍｉｎ、鋳型オシレーションの振幅が８ｍｍ、振動数が６０ｃｐｍであり、使用するモールドパウダーの１３００℃における粘度は０．２Ｐａ・ｓであり、一般的な鋳造条件である。
【００５６】
試験Ｎo.２の鋳造条件は、鋳造速度が０．８ｍ／ｍｉｎ、鋳型オシレーションの振幅が８ｍｍ、振動数が６０ｃｐｍであり、使用するモールドパウダーの１３００℃における粘度は４．０Ｐａ・ｓであり、試験Ｎo.１に対して、使用するモールドパウダーの粘度を高めた試験である。試験Ｎo.３の鋳造条件は、鋳造速度が０．８ｍ／ｍｉｎ、鋳型オシレーションの振幅が８ｍｍ、振動数が１００ｃｐｍであり、使用するモールドパウダーの１３００℃における粘度は０．２Ｐａ・ｓであり、試験Ｎo.１に対して、鋳型オシレーションの振動数を高めた試験である。試験Ｎo.４の鋳造条件は、鋳造速度が０．８ｍ／ｍｉｎ、鋳型オシレーションの振幅が８ｍｍ、振動数が１００ｃｐｍであり、使用するモールドパウダーの１３００℃における粘度は４．０Ｐａ・ｓであり、試験Ｎo.１に対して、使用するモールドパウダーの粘度を高め且つ鋳型オシレーションの振動数を高めた試験である。
【００５７】
鋳造後の鋳片を厚みが１９０ｍｍになるまで圧延し、次いで、表面割れの評価のための３００ｍｍ長さ×全幅の試料を切り出した。この試料の表面をショットブラスト処理して表面の酸化膜を除去し、その後、浸透探傷試験により表面割れを判別し、割れの長さ及び個数を測定した。また、表面割れの深さを調べるために、表面から３ｍｍ位置、６ｍｍ位置、９ｍｍ位置で研削し、それぞれの面で浸透探傷試験により表面割れを判別し、割れの長さ及び個数を測定した。
【００５８】
また、鋳片表面の凝固核発生密度は、以下の方法により測定した。即ち、鋳片表面から試料を採取し、鋳片表面の酸化膜を除去して鏡面研磨し、ピクリン酸で腐食して凝固組織を現出させ、凝固組織の写真を撮影した。写真を観察して、デンドライト樹枝がほぼ同じ方向を向いている塊（凝固セル、或いはデンドライトセル）を一つの凝固核から成長したものとみなし、凝固核発生密度を算出した。つまり、凝固組織の写真から凝固セルの個数を数え、その凝固セルの占めている面積で除して凝固核発生密度とした。この場合、凝固セルの大きさはオシレーションマークの近くでは小さく、オシレーションマークから離れると大きくなるので、凝固セルを数える範囲は、オシレーションマークからオシレーションマークまでとして、平均的な値を求めている。
【００５９】
表３に、各試験における凝固核発生密度、及び、割れ総長さ（＝割れ長さ×割れ個数）の調査結果を示す。
【００６０】
【表３】
0005157598.tif 000004
【００６１】
凝固核発生密度が０．４個／ｍｍ2の試験Ｎo.１では、多くの表面割れが発生し、しかも、表面から６ｍｍ位置でも割れが発生していた。
【００６２】
これに対して、試験Ｎo.２、３、４では、凝固核発生密度が０．６個／ｍｍ2よりも多くなっており、凝固核発生密度が多くなるに応じて、表面割れの発生が減少することが確認できた。特に、高粘度のモールドパウダーを使用し、且つ鋳型オシレーションの振動数を増加させた試験Ｎo.４では、大幅な表面割れの減少が確認できた。尚、表３の備考欄には、本発明の範囲内の試験を「本発明例」と表示し、それ以外を「比較例」と表示している。