(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
矯正部を有する連続鋳造機を用いる鋳片の連続鋳造方法であって、
鋼成分組成でＣを０．０５質量％以上含有する鋳片を連続鋳造する際、鋳片の二次冷却を、冷却水の比水量Ｈ［Ｌ（リットル）／ｋｇ‐鋼］と、鋳片の鋼成分組成におけるＣの含有率Ｍ［質量％］との比Ｈ／Ｍを５．０以上とした条件で、鋳型出口直下から行って、鋳片の表面温度を一旦Ａ3変態温度以下に冷却し、
その後、鋳片を矯正するまでに、鋳片の表面温度を９５０℃以上に復熱させ、その後に鋳片を矯正することを特徴とする鋳片の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ビレットやブルームなどの鋳片を連続鋳造する鋳片の連続鋳造方法に関し、特に、鋳片の表層部に発生しやすいオーステナイト粒界割れを低減することが可能な鋳片の連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
連続鋳造された鋳片は、圧延または鍛造工程を経て、もしくはそれらの工程を経ないで、製管工程に搬送され、マンネスマン法などにより継目無鋼管になる。連続鋳造された鋳片の表層部に割れが発生していると、この割れに起因して製管時に外面疵が生じ、それが製品欠陥となる。また、継目無鋼管以外の棒鋼や線材の製造を行う場合においても、鋳片表層部の割れは圧延時に拡大して製品の欠陥となる。
【０００３】
上記の鋳片表層部の割れは、オーステナイト結晶粒界に沿った割れ（以下、「γ粒界割れ」ともいう）であり、一般的にオーステナイト相（以下、「γ相」ともいう）からフェライト相（以下、「α相」ともいう）への変態（以下、「Ａ3変態」と称する）にともなう８６０℃〜６００℃程度の高温脆化温度域で発生する。鋳片表層部のγ粒界割れは、スラブ鋳片の鋳造時において問題となることが多い。鋳片の曲げ矯正による歪および熱応力による歪がその温度域で大きくなると、γ粒界割れが発生する。
【０００４】
そこで、鋳片を過度に冷却することなく、弱冷却条件で冷却しながらで鋳造することより、曲げ矯正時における鋳片表層部の温度をＡ3変態点より高温に保って脆化温度域を回避したり、冷却による熱応力の発生を低減したりし、これによりγ粒界割れの発生の抑制が図られる。
【０００５】
また、γ粒界割れの発生の抑制に関しては、種々の方法が検討されている。
【０００６】
例えば特許文献１には、厚さに対する幅の比が１．８〜１０．５である鋳片の鋳造時、鋳型出口直後から冷却を開始し、鋳造方向に少なくとも１．５ｍまでの間において特定の水量で冷却して鋳片の表面温度を一旦Ａ3変態温度以下とした後、復熱させて鋳片の表面温度を８５０℃以上として、鋳片の矯正を行うことにより、γ粒界割れを抑制する連続鋳造方法が開示されている。特許文献２には、特許文献１と同様な方法により、Ａ3変態温度以上の温度まで復熱させた後、鋳片を矯正することでγ粒界割れを抑制する連続鋳造方法が開示されている。
【０００７】
さらに、鋳片を６００℃以下にまで強冷却することにより、脆化温度域を回避する方法も採用できるが、強冷却による熱応力に起因して鋳片の曲がり（反り）が発生するおそれがある。この鋳片の曲がりは、横断面の面積が小さいビレット鋳片に発生しやすい。
【０００８】
これらに加えて、近年のように、鋳造速度すなわち引き抜き速度を大きくして鋳造を行う場合、冷却が弱すぎると凝固シェルの強度が低下し、鋳片の横断面形状を適切に保持することが困難となる。例えば、円形断面のビレットを鋳造する場合には、ビレットの横断面が楕円形に変形し、鋳片横断面の真円性が損なわれる。したがって、鋳片の鋳造では、最小限度の冷却効果を確保しつつ鋳片表層部のγ粒界割れの抑制を図る必要がある。
【０００９】
【特許文献１】特開２００１−１３８０１９号公報
【特許文献２】特開２００２−８６２５２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
このように、鋳片の連続鋳造における課題として、鋳片の横断面形状の精度を確保すること、鋳片の曲がりの発生を抑えること、および、Ａ3変態温度以下の脆化温度域において発生しやすい鋳片表層部のγ粒界割れを防止することを挙げることができる。本出願人は、それらの課題を解決する連続鋳造方法を、特願２００６−１３７４６５（以下、「先願」という）にて提案した。
【００１１】
先願の連続鋳造方法は、矯正部を有する連続鋳造機を用いる鋳片の連続鋳造方法であって、鋳型出口直下で行う二次冷却時に、鋳片の表面から深さ５ｍｍの部位における温度と冷却速度を規定し、その後、同部位の温度を９５０℃以上に復熱させてから鋳片を矯正することにより、鋳片表層部の組織を制御してγ粒界割れの低減を図っている。
【００１２】
ところが、本発明者らが引き続き試験を繰り返した結果、鋼種による変態特性の違いによっては、先願の連続鋳造方法における二次冷却の条件に従って連続鋳造を行ったとしてもその効果に有意差があることが判明した。
【００１３】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋳片の連続鋳造において、鋳片の横断面形状の精度を確保しつつ、鋳片の曲がりの発生を抑えるとともに、鋼種の変態特性に応じて的確に鋳片表層部のγ粒界割れを防止することのできる鋳片の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】
【００１４】
本発明者らは、上記目的を達成するため、先願の連続鋳造方法の根幹である、鋳造初期の鋳型出口直下における二次冷却により鋳片を強冷却し、鋳片表層部においてγ粒界に発生しやすいフィルム状のフェライトの生成を抑制することにより、γ粒界割れの原因となる高温脆化を低減することを前提にして、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得て本発明を完成させた。
【００１５】
本発明は、矯正部を有する連続鋳造機を用いる鋳片の連続鋳造方法であって、鋼成分組成でＣを０．０５質量％以上含有する鋳片を連続鋳造する際、鋳片の二次冷却を、冷却水の比水量Ｈ［Ｌ（リットル）／ｋｇ‐鋼］と、鋳片の鋼成分組成におけるＣの含有率Ｍ［質量％］との比Ｈ／Ｍを５．０以上とした条件で、鋳型出口直下から行って、鋳片の表面温度を一旦Ａ3変態温度以下に冷却し、その後、鋳片を矯正するまでに、鋳片の表面温度を９５０℃以上に復熱させ、その後に鋳片を矯正する。
【００１６】
このような比水量ＨとＣ含有率Ｍから規定した冷却条件で、鋳片を鋳型出口直下から二次冷却して、鋳片の表面温度をＡ3変態温度以下にすることにより、鋳片表層部にフィルム状フェライトの出現が抑制された鋼組織が有効に生成し、鋳片表層部のγ粒界割れを防止することができる。しかも、鋳片の鋳型出口直下での二次冷却が強冷却によって行われるため、凝固シェルの強度が保たれることから、鋳片の横断面形状の精度を確保することができる。さらに、鋳片が矯正に至るまでに鋳片の表面温度が９５０℃以上に復熱されるため、鋳片の矯正力が小さく、鋳片内の残留応力が低下するので、鋳片の曲がりの発生を抑えることができる。
【００１７】
ここで、比水量Ｈとは、下記の（１）式で定義される。
Ｈ＝Ｑ／（ρ×Ａ×Ｖｃ）  ・・・（１）式
ただし、Ｑ；冷却水の水量［Ｌ／ｍｉｎ（分）］、ρ；鋳片の密度［ｋｇ／ｍ3］、Ａ；鋳片の断面積［ｍ2］、Ｖｃ；鋳造速度［ｍ／ｍｉｎ］である。鋳片の密度ρとしては、７０００ｋｇ／ｍ3を用いる。
【００１８】
鋳片とは、ビレット鋳片またはブルーム鋳片を意味し、厚みが１５０ｍｍ〜５００ｍｍ程度の角鋳片、または直径が１５０ｍｍ〜５００ｍｍ程度の丸鋳片のことである。
【００１９】
鋳片の表面温度とは、例えば放射温度計により測定することのできる表面温度であり、鋳片の表面から表皮直下までの温度を意味する。この鋳片の表面温度は、鋳造対象の鋼種、鋳片のサイズ、鋳造速度、鋳片の二次冷却条件などの条件が決まれば、凝固伝熱解析により、溶鋼メニスカスからの距離に応じて鋳片の表面温度を求めることもできる。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の鋳片の連続鋳造方法によれば、鋳片の横断面形状の精度を確保しつつ、鋳片の曲がりの発生を抑えるとともに、鋼種の変態特性に応じて的確に鋳片表層部のγ粒界割れを著しく低減した鋳片を製造することができる。特に、得られた鋳片を製管用素材として用いることにより、継目無鋼管の製造時における外面疵の発生を効果的に抑制することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
上述のとおり、本発明は、矯正部を有する連続鋳造機を用いる鋳片の連続鋳造方法であって、鋳片の二次冷却を、冷却水の比水量Ｈ［Ｌ／ｋｇ‐鋼］と、鋳片の鋼成分組成におけるＣの含有率Ｍ［質量％］との比Ｈ／Ｍを５．０以上とした条件で、鋳型出口直下から行って、鋳片の表面温度を一旦Ａ3変態温度以下に冷却し、その後、鋳片を矯正するまでに、鋳片の表面温度を９５０℃以上に復熱させ、その後に鋳片を矯正する鋳片の連続鋳造方法である。
【００２２】
本発明の連続鋳造方法は、先願の連続鋳造方法と同様に、鋳造初期の鋳型出口直下において鋳片を強冷却することにより、鋳片表層部の鋼組織におけるγ粒界に発生するフィルム状のフェライトの生成を抑制して、γ粒界割れの原因となる高温脆化を低減させる作用・効果を利用している。ただし、γ粒界割れの発生を低減する効果を得るべく、鋳片表層部にフィルム状フェライトの出現が抑制された鋼組織（以下、「ＳＳＣ組織」ともいう）を生成するために、先願の連続鋳造方法では、鋳片表層下５ｍｍの部位における冷却速度および温度を制御するのに対し、本発明の連続鋳造方法では、鋳造対象となる種々の鋼種の変態特性に合わせた冷却条件を設定して鋳片の二次冷却を行うようにしている。
【００２３】
本発明の連続鋳造方法は、後述するように、鋳型出口直下のスプレーゾーンで行う二次冷却を、比水量／Ｃ含有率を５．０以上とした条件で行って、鋳片の表面温度を一旦Ａ3変態温度以下に冷却し、その後鋳片の表面温度を９５０℃以上に復熱させてから鋳片を矯正すれば、鋳片表層部にＳＳＣ組織が有効に生成し、曲げ矯正による歪および熱応力による歪にともなうγ粒界割れの発生を低減、ひいては防止できるという知見に基づくものである。
【００２４】
本発明の鋳片の連続鋳造方法によれば、鋼種の変態特性に応じて的確に鋳片表層部のγ粒界割れを防止することができる。また、鋳造工程における簡易な操業パラメータである冷却水の比水量と、鋳片成分組成のＣ含有率と、を冷却条件の設定に用いるため、管理が容易である。
【００２５】
しかも、鋳片の鋳型出口直下での二次冷却が強冷却によって行われるため、凝固シェルの強度が保たれることから、鋳片の横断面形状の精度を確保することができる。さらに、鋳片が矯正に至るまでに鋳片の表面温度が９５０℃以上に復熱されるため、鋳片の矯正力が小さく、鋳片内の残留応力が低下するので、鋳片の曲がりの発生を抑えることができる。
【００２６】
本発明の鋳片の連続鋳造方法を、上記のように規定した理由および好ましい範囲を説明する。
【００２７】
（１）鋳片の冷却条件
本発明で目標とする鋼組織は、フィルム状フェライト相の出現が抑制されたＳＳＣ組織である。このＳＳＣ組織を鋳片表層部に形成するためには、鋳片表層の凝固シェルの熱抵抗により表層下内部まで冷却の効果を及ぼす必要があり、鋳片の二次冷却において強く冷却をすることが望ましい。
【００２８】
ここで、同一の冷却条件で、鋼種の異なる鋳片を鋳造する試験を行ったところ、鋼種ごとに、鋳片表面からのＳＳＣ組織の形成厚みが大きく変化することが判明した。これは以下の要因によるものと推察できる。
【００２９】
Ｃ含有率が高くγ相が安定化しやすい鋼種の場合、冷却過程で析出するフェライト（α）相の量そのものが少なくて、α相はその析出過程で変態に要するエネルギーの低いγ粒界において優先的に出現しやすくなり、一方、Ｃ含有率が低くα相の析出量そのものが多い鋼種の場合は、γ粒内にもα相が析出しやすくなる。すなわち、Ｃ含有率が低い鋼種ほど安定化した厚いＳＳＣ組織が得られやすいためである。
【００３０】
表１に、本発明の連続鋳造方法における冷却条件の規定範囲を決定するために行った試験条件および試験結果を示す。
【００３１】
【表１】
0004600436.tif 000002
【００３２】
この試験では、Ｃの含有率が３ランクからなる鋼種について、それぞれの二次冷却での比水量を変えて鋳造を行った。二次冷却によって各鋳片の表面温度が一旦Ａ3変態温度以下に冷却されたこと、および矯正までに９５０℃以上に復熱されたことを放射温度計での測定により確認した。試験に使用した連続鋳造装置および鋳片の性状調査方法は、後述の実施例で詳述する。
【００３３】
図１は、試験結果に基づき、比水量／Ｃ含有率と、ＳＳＣ組織の厚みとの相関関係を示す図である。同図では、横軸に、Ｃ含有率［質量％］の逆数をフェライトポテンシャルとし、これと鋳型出口直下のスプレー比水量［Ｌ／ｋｇ‐鋼］の強度の積をとったものをパラメータとして示し、縦軸に、ＳＳＣ組織の平均厚み［ｍｍ］を示す。
【００３４】
同図に示すように、比水量／Ｃ含有率の値を５．０以上とすることで、ＳＳＣ組織の平均厚みを３ｍｍ以上に確保できることがわかる。また、ＳＳＣ組織の平均厚みを３ｍｍ以上確保できれば、鋳片の粒界割れの発生を低減でき、さらに４ｍｍ以上確保できれば、鋳片のγ粒界割れの発生を一層低減できる。
【００３５】
このような結果に基づいて、本発明では、鋳型出口直下から行う鋳片の二次冷却を、冷却水の比水量Ｈ［Ｌ／ｋｇ‐鋼］と、鋳片の鋼成分組成におけるＣの含有率Ｍ［質量％］との比Ｈ／Ｍを５．０以上とした条件で行って、鋳片の表面温度を一旦Ａ3変態温度以下に冷却するように制御することとした。
【００３６】
また、本発明で鋳片の二次冷却を鋳型出口直下のスプレーゾーンで行うのは、鋳型直下では、鋳片内部にはまだ十分な未凝固溶鋼が存在しており、鋳片表層部を一旦強冷却した後においても、鋳片内部の未凝固溶鋼が放出する潜熱により、鋳片表層部の温度を十分に昇温（復熱）させることが可能だからである。
【００３７】
また、この鋳型直下の二次冷却は、鋳片表層部の鋼組織をＳＳＣ組織に有効に改質するには、鋳型出口直下から鋳造方向に３ｍ程度以内の範囲において行えば十分効果を発揮できる。例えば、後述の実施例で詳述する連続鋳造装置においては、鋳型直下の二次冷却用のスプレー装置として、鋳型下部スプレー装置およびトップゾーンスプレー装置を採用でき、両スプレー装置の合計水量を上記の冷却条件の算出に用いる水量とする。
【００３８】
もっとも、鋳片の二次冷却後の復熱温度を９５０℃以上に確保できる限りにおいては、バルジングの防止を図るために、鋳型出口直下の二次冷却後の鋳造方向の下流側で、さらに冷却を適宜実施してもよい。例えば、後述の実施例で詳述する連続鋳造装置では、トップゾーンスプレー装置の下流側に続く第１ゾーンスプレー装置および第２ゾーンスプレー装置がその下流側のスプレー装置に相当する。第１ゾーンスプレー装置および第２ゾーンスプレー装置による冷却は、鋳片表層部の鋼組織の改質には影響を及ぼさない。
【００３９】
（２）鋳片の復熱温度
本発明で鋳片の表面温度を９５０℃以上に復熱させるのは、鋳片の矯正時の温度を高温とし、鋳片からの反力の低い状態で矯正操作を行うためである。なお、矯正時の鋳片の表面温度は８００℃以上にすることが好ましい。
【００４０】
この復熱により鋳片内は一旦Ａ3変態温度を超えるので、鋼組織は、一旦α相が消失した組織となるが、鋳片の再度の温度低下により、表層部はＡ3変態温度以下となり、α相が析出し始める。このα相は、先の強冷却により析出したα相の析出履歴をたどるので、γ粒界にフィルム状のフェライト相は形成されない。矯正力の上昇は、鋳片内に大きな残留応力を発生させる原因となり、この残留応力により鋳片に曲がりが発生するおそれもあることから、本発明のように、低い矯正力のもとで鋳片を矯正する連続鋳造方法は、鋳片の曲がりを防止する上でも大きな効果を発揮する。
【実施例】
【００４１】
本発明の連続鋳造方法による効果を確認するため、下記の連続鋳造試験を行い、γ粒界割れおよび鋳片の曲がり発生の有無を評価した。
【００４２】
（１）鋳造試験方法
図２は、本発明の連続鋳造方法を実施するために用いた連続鋳造装置の縦断面を模式的に示す図である。連続鋳造装置としては、円弧半径が１０．５ｍで、３点矯正式の丸ビレット鋳造用湾曲型連続鋳造機を使用した。
【００４３】
鋳型２の鋳造方向長さは０．９ｍで、溶鋼メニスカス４から鋳型下端までの長さは０．８ｍであり、メニスカス４から０．８〜１．１ｍの範囲にわたって、図示しない鋳型下部スプレー装置（以下、「ＭＤスプレー」という）を、同じく１．１〜３．１ｍの範囲にわたってトップゾーンスプレー装置（以下、「ＴＺスプレー」という）７０を、さらに３．１〜６．１ｍの範囲にわたって第１ゾーンスプレー装置（以下、「１ｓｔゾーンスプレー」という）７１を、そして、６．１〜９．３ｍの範囲にわたって第２ゾーンスプレー装置（以下、「２ｎｄゾーンスプレー」という）７２を、それぞれ設置した。
【００４４】
これらのスプレー装置は、全てエアーミストスプレー方式を採用し、気水比は約５０（ＮＬ／ｍｉｎ‐空気）／（Ｌ／ｍｉｎ‐水）とし、水量によらず一定条件で試験した。ＭＤスプレーは、鋳型下部で鋳片を冷却することにより鋳型直下でのバルジングを防ぐためのものであり、水量は３０Ｌ／ｍｉｎとした。また、１ｓｔゾーンスプレーの水量は１３０Ｌ／ｍｉｎで一定とした。２ｎｄゾーンスプレー７２には通水をしなかった。本発明の効果を確認するために、鋳型直下の二次冷却であるＴＺスプレーの水量を１２０〜９７０Ｌ／ｍｉｎの範囲で大きく変化させた。
【００４５】
タンディッシュ１０から浸漬ノズル１を経て鋳型２内に注入された溶鋼３は、鋳型２の直下に設置されたＭＤスプレーおよびＴＺスプレー７０により強冷却され、次いで１ｓｔゾーンスプレー７１、２ｎｄゾーンスプレー７２により適宜冷却されて、ピンチロール９により引き抜かれて鋳片６となった。その際、鋳片６の表面温度は一旦Ａ3変態温度以下に冷却された。鋳片６は上記の二次冷却を終了後、湾曲形状が矯正されるまでに、鋳片内部に存在する未凝固溶鋼１１の凝固潜熱により９５０℃以上に復熱され、その後、直線状形状に矯正された。
【００４６】
鋳片６の表面温度は、放射温度計によって測定した。
【００４７】
試験には、鋼成分組成が質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２３％、Ｓｉ：０．１０〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．０２％、Ｓ：０．００５〜０．０１％の鋼を用いた。特に、本発明の効果を確認するために、Ｃ含有率が０．０５、０．１８および０．２３％の３ランクの鋼種で鋳造を行った。
【００４８】
鋳片としては直径が３１０ｍｍと２２５ｍｍの丸ビレット鋳片を採用し、各直径に応じて鋳造速度を１．４ｍ／ｍｉｎと２．４ｍ／ｍｉｎにして鋳造を行った。
【００４９】
（２）鋼組織、γ粒界割れおよび鋳片曲がりの調査方法
鋳造後の鋳片の定常鋳造部分を約１０ｍの長さにわたってサンプルを切り出し、１０ｍの全長についてグライダー研磨により表層スケールを軽く落とした後、γ粒界割れの有無および割れの大きさをダイチェック法により確認し、γ粒界割れの個数を測定した。その処置後、長さ１０ｍのサンプルの一端から厚み１５ｍｍの横断面サンプルを切り出して、その横断面を研磨後、硝酸濃度が５質量％の硝酸水溶液にて横断面を腐食し、その鋼組織を観察した。
【００５０】
鋼組織のマクロ観察により、円形の鋳片横断面の周囲の表層部から内部にかけて、フィルム状フェライトの出現が抑制されたＳＳＣ組織、すなわち本発明で目標とする鋼組織が生成していることを明瞭に判別することができた。横断面の円周方向に等間隔に区切った１６点において、上記ＳＳＣ組織の厚みを測定し、これらを算術平均して、ＳＳＣ組織の厚みとした。
【００５１】
鋳片の曲がりの有無については、前記の長さ１０ｍのサンプルにおいて、鋳片により長手方向に形成される円弧とその円弧に対応する弦との最大距離が２０ｍｍ以上の場合を「曲がり有り」と判断した。
【００５２】
（３）試験結果の評価
表２に、本発明の効果を確認するために行った試験条件および試験結果を示す。
【００５３】
【表２】
0004600436.tif 000003
【００５４】
本発明例の試験番号１〜６では、比水量／Ｃ含有率が本発明で規定する５．０以上であり、ＳＳＣ組織が鋳片表面から３ｍｍ以上の厚みにわたって形成され、γ粒界割れは発生無し、又は軽微なものにとどまっていた。その中でも、比水量／Ｃ含有率が規定の５．０以上をはるかに上回る試験番号１、２では、ＳＳＣ組織が厚くなり、γ粒界割れの防止状況は極めて良好であった。
【００５５】
一方、比較例の試験番号７〜９では、比水量／Ｃ含有率が規定の５．０以上を満たしておらず、ＳＳＣ組織の形成厚さが３ｍｍよりも薄くなった結果、γ粒界割れが顕著に発生した。その上、横断面サンプルを詳細に観察すると、ＳＳＣ組織がまったく形成されていない途切れた部分も存在し、その部分に程度の大きい粒界割れが発生していた。
【００５６】
また、本発明例の試験番号１〜６、および比較例の試験番号７〜９では、いずれも、二次冷却によって鋳片の表面温度は一旦Ａ3変態温度以下となり、さらに鋳片の表面温度は９５０℃を超えた９８０〜１０５０℃に復熱されており、鋳片のマクロ的な曲がりは発生しなかった。
【００５７】
表２に示した試験では、２ｎｄゾーンスプレーにまったく通水をしなかったが、試行的に、試験番号１、２と同じ条件で、２ｎｄゾーンスプレーに、水量１００Ｌ／ｍｉｎ、２００Ｌ／ｍｉｎの水をそれぞれ通水した追加試験を行ったところ、鋳片の表面温度が９５０℃以上に復熱されず、それぞれ９２０℃、９３０℃となり、鋳片の矯正力が大きくなって残留応力が増大した結果、鋳片に曲がりが発生した。
【００５８】
この追加試験における鋳片表層部のＳＳＣ組織およびγ粒界割れの状況は、表２に示した試験番号１、２の結果と遜色なく、良好であった。すなわち、鋳片の表面温度を９５０℃以上に復熱することができない冷却条件は、鋳片に曲がりをもたらすが、２ｎｄゾーンスプレーによる冷却は鋳片表層部の鋼組織の改質に影響しないことがわかった。
【００５９】
以上の実施例の結果により、本発明の連続鋳造方法の優れた効果が確認された。本実施例は丸ビレット鋳片を用いた場合の例であるが、角ビレット鋳片を用いた場合においても同様の効果が得られた。また、ビレット鋳片に限らず、ブルーム鋳片においても同様の効果が得られた。
【産業上の利用可能性】
【００６０】
本発明の鋳片の連続鋳造方法によれば、鋳片の横断面形状の精度を確保しつつ、鋳片の曲がりの発生を抑えるとともに、鋼種の変態特性に応じて的確に鋳片表層部のγ粒界割れを著しく低減した鋳片を製造することができる。したがって、本発明は、特に継目無鋼管の製造工程における外面疵の発生を抑制することが可能な高品質の素材を供給できる連続鋳造方法として、極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００６１】
【図１】比水量／Ｃ含有率と、ＳＳＣ組織の厚みとの相関関係を示す図である。
【図２】本発明の連続鋳造方法を実施するために用いた連続鋳造装置の縦断面を模式的に示す図である。
【符号の説明】
【００６２】
１    浸漬ノズル
２    鋳型
３    溶鋼
４    溶鋼メニスカス
５    凝固シェル
６    鋳片
７０    トップゾーンスプレー装置（ＴＺスプレー）
７１    第１ゾーンスプレー装置（１ｓｔゾーンスプレー）
７２    第２ゾーンスプレー装置（２ｎｄゾーンスプレー）
８    サポートロール
９    ピンチロール
１０    タンディッシュ
１１    未凝固溶鋼
【図１】
0004600436.tif 000004
【図２】
0004600436.tif 000005