(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ≦０．０２質量％，Ｎ≦０．０２質量％，Ｓｉ≦１．０質量％，Ｍｎ≦１．０質量％，Ｎｉ≦０．５質量％，Ｃｕ≦０．５質量％，Ｃｒ：１０〜３０質量％，Ａｌ：１．０〜１０．０質量％，Ｔｉ≦０．０５質量％，Ｃａ≦０．０５質量％，Ｍｇ≦０．０５質量％を含み，残部が不可避不純物及びＦｅからなる溶鋼を、タンディッシュを介して鋳型に注ぎ、凝固した鋼鋳片を連続的に鋳型より引き抜く高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法において、
溶鋼の過熱度（Ｘ；℃）と鋳造速度（Ｙ；ｍ／ｍｉｎ）とを、下記の６座標で囲む領域内及び外郭線上で、前記溶鋼を鋳造することを特徴とする高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法。
座標Ａ（Ｘ＝０．３、Ｙ＝１００）、座標Ｂ（Ｘ＝０．８、Ｙ＝１００）、
座標Ｃ（Ｘ＝１．２、Ｙ＝６０），座標Ｄ（Ｘ＝１．２，Ｙ＝３０），
座標Ｅ（Ｘ＝０．５，Ｙ＝３０），座標Ｆ（Ｘ＝０．３，Ｙ＝５０）
ここで、Ｘ＝タンディッシュ内の溶鋼温度−溶鋼の液相線温度（℃）
【請求項２】
前記溶鋼は、さらにＬａ，Ｈｆ，Ｙ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｓｍ及びＢから選ばれた１種又は２種以上の元素を合計で、０．００５〜０．２００質量％含有することを特徴とする請求項１記載の高Ｃｒ及び高Ａｌ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、高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、ステンレス鋼板等のＣｒ含有鋼は、図３（ａ）及び（ｂ）に工程を示すが、精錬後の溶鋼を鋳型に鋳造して一旦インゴットにした後、分塊圧延して長方形で所定サイズの鋼鋳片（以下、スラブという）とするか、あるいは溶鋼を連続鋳造して直接スラブとし、そのスラブに熱間圧延及び冷間圧延を順次施して製造される。
【０００３】
ところで、Ｃｒ及びＡｌ含有量の多い溶鋼は、これまで前記造塊法にてスラブを製造している。しかしながら、造塊法は、工程が多くて時間がかかるので、生産性が低いばかりでなく、分塊工程でスラブに形成する前の鋼鋳片から形状不良部分を切り捨てる必要があり、溶鋼歩留まりが低いという問題がある。また、スラブに非金属介在物が多く含まれ、それに起因して表面疵が多くなるという問題もある。
【０００４】
従って、経済的な見地から判断すると、手間がかからず且つ迅速にスラブが得られる連続鋳造法の採用が望ましい。しかしながら、Ｃｒ及びＡｌ含有量の多い溶鋼の連続鋳造法にも、現在のところ、以下に述べるような問題がある。
【０００５】
それは、溶鋼を鋳型に鋳込む初期に、溶鋼を覆うモールド・パウダーが溶融不足で溶鋼中に巻き込まれたり、凝固した殻（シェルと称する）の鋳型への付着に起因して、ブレーク・アウト（凝固開始した鋼鋳片の殻を破って溶鋼が溢れ出る現象）を多発することである。また、鋳込みが定常的になった時期でも、鋼鋳片の表面に縦割れやコーナ部に小ブレークアウトが多量に生じたり、その後の熱間圧延の初期にスラブが破断したりする。加えて、熱間圧延や冷間圧延後にコイル状に巻き取られた鋼帯の表面に疵が多発し、製品として使用出来ないため溶鋼歩留まりが低いという問題がある。これは、一般の炭素鋼やＳＵＳ４３０，ＳＵＳ３０４等のステンレス鋼を鋳造する場合と同様に、連続鋳造で使用したモールド・パウダーの組成選択の不適正が一因になっている。しかしながら、本願が対象としている鋼種は、上記のような鋼種に比べてＡｌ含有量が多いため、鋳造中にモールド・パウダーのＡｌ2Ｏ3濃度が大きく変化し、その粘度や溶融温度等が変化してしまうことにも原因があると考えられる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる事情に鑑み、Ｃｒ及びＡｌの含有量が多くても、鋳造時に操業トラブルの発生が低減でき、また得られたスラブに縦割れやヘゲ状欠陥の発生が従来に比べて少ない高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法を提供することを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者は、上記目的を達成するため、高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼を連続鋳造する場合の問題点を鋭意検討し、その対策を本発明に具現化した。
【０００８】
すなわち、本発明は、Ｃ≦０．０２質量％，Ｎ≦０．０２質量％，Ｓｉ≦１．０質量％，Ｍｎ≦１．０質量％，Ｎｉ≦０．５質量％，Ｃｕ≦０．５質量％，Ｃｒ：１０〜３０質量％，Ａｌ：１．０〜１０．０質量％，Ｔｉ≦０．０５質量％，Ｃａ≦０．０５質量％，Ｍｇ≦０．０５質量％を含み，残部が不可避不純物及びＦｅからなる溶鋼を、タンディッシュを介して鋳型に注ぎ、凝固した鋼鋳片を連続的に鋳型より引き抜く高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法において、溶鋼の過熱度（Ｘ；℃）と鋳造速度（Ｙ；ｍ／ｍｉｎ）とを、下記の６座標で囲む領域内及び外郭線上で、前記溶鋼を鋳造することを特徴とする高Ｃｒ及び高Ａｌ含有鋼の連続鋳造方法である。
【０００９】
座標Ａ（Ｘ＝０．３、Ｙ＝１００）、座標Ｂ（Ｘ＝０．８、Ｙ＝１００）、
座標Ｃ（Ｘ＝１．２、Ｙ＝６０），座標Ｄ（Ｘ＝１．２，Ｙ＝３０），
座標Ｅ（Ｘ＝０．５，Ｙ＝３０），座標Ｆ（Ｘ＝０．３，Ｙ＝５０）
この場合、前記溶鋼は、Ｌａ，Ｈｆ，Ｙ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｓｍ及びＢから選ばれた１種又は２種以上の元素を合計でさらに０．００５〜０．２００質量％含有するのが好ましい。
【００１０】
なお、ここで、溶鋼の過熱度（Ｘ）は、タンディッシュ内の溶鋼温度―溶鋼の液相線温度とする。このタンディッシュ内の溶鋼温度は、一般に溶鋼への浸漬型熱伝対にて測定する。また、液相線温度は、２点以上の溶鋼サンプルについて、示差熱分析法（ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ  ｔｈｅｒｍａｌ  ａｎａｌｙｓｉｓ）により求めた実際の液相線温度ＡＭＰ値と下記の平井の式から求めたＭＰ値との差ΔＭＰ（ＡＭＰ−ＭＰ）の平均ΔＭＰ値を求め、これを平井の式にプラスすることにより求めた。すなわち、液相線温度＝ＭＰ＋平均ΔＭＰである（平井の式中の成分％の単位は、質量％）：
ＭＰ＝１５３８−｛ｆ（Ｃ）＋１３．０×Ｓｉ＋４．８×Ｍｎ＋１．５×Ｃｒ＋３．１×Ｎｉ＋４．７×Ｃｕ＋３．６×Ａｌ＋３．０×Ｍｏ｝
ここで、Ｃ＜＝０．５０％の時、ｆ（Ｃ）＝５５×Ｃ＋８０×Ｃ2
Ｃ＞０．５０％の時、ｆ（Ｃ）＝４４−２１×Ｃ＋５２×Ｃ2本発明によれば、連続鋳造時の溶鋼温度及び鋳造速度を適切にでき、Ａｌ及びＣｒの含有量が多くても、連続鋳造時に操業トラブルの発生がなく、且つ得られたスラブに縦割れやヘゲ状欠陥の発生が従来に比べて少なくなる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、発明をなすに至った経緯を交え、本発明の実施形態について説明する。
【００１２】
まず、本発明に係る鋳造方法の対象とする溶鋼は、成分を下記のように定めた高Ｃｒ及び高Ａｌ含有溶鋼に限る。下記の成分範囲を外れる溶鋼では、連続鋳造において操業のトラブルやスラブに縦割れやヘゲ状欠陥の発生が大きな問題にならないからである。
Ｃ≦０．０２質量％
Ｃは、耐食性に対して低い程良く、常温での靭性を考慮して０．０２質量％を上限とする。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｎ≦０．０２質量％
Ｎは、耐食性に対して低ければ低いほど良く、常温での靭性を考慮して０．０２質量％を上限とする。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｓｉ≦１．０質量％
Ｓｉは、溶鋼の脱酸には効果があるが、あまり多いとスラブが脆化するので、１.０質量％を上限とする。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｍｎ≦１．０質量％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有するが、含有量が多過ぎると鋼の耐酸化性を劣化させるので、その含有量は１．０質量％を上限とする。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｎｉ≦０．５質量％
Ｎｉは、含有量が多過ぎると鋼の靭性を劣化させるので、含有量の上限を０．５質量％とした。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｃｕ≦０．５質量％
Ｃｕは、耐酸化性に有効な元素であるが、含有量が多いと表面疵が増加したり、靭性を劣化させるので、０．５質量％を上限とする。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｃｒ：１０〜３０質量％
Ｃｒは、Ｃｒ含有鋼の耐食性の点から少なくとも１０質量％以上は必要であるが、加工性を配慮して３０質量％を上限とする。
Ａｌ：１．０〜１０．０質量％
Ａｌは、鋼の耐高温酸化性を向上させる元素であり、この効果を持たせるためには、１．０質量％以上含有させる必要がある。一方、含有量が多過ぎると、スラブや熱延後の鋼板の靭性を劣化させるので、その上限を１０.０質量％とした。
Ｔｉ≦０．０５質量％
Ｔｉは、含有量が多いと、連続鋳造時にノズル詰まりの原因となるので、上限を０．０５質量％とした。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｃａ≦０．０５質量％
Ｃａは、連続鋳造時にノズル詰まりを防止する効果があるが、含有量が多過ぎると、鋼中に介在物が増加し、これが製品の表面欠陥に繋がるので、上限値を
０．０５質量％とした。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
Ｍｇ≦０．０５質量％
Ｍｇは、酸化スケールの耐剥離性を向上させる作用を有する元素であるが、含有量が多過ぎると、スラブの靭性を劣化させるので、上限を０．０５質量％とした。下限値は、特に規定しないが、不可避的不純物レベルまで含むものとする。
【００１３】
さらに，上記溶鋼に、Ｌａ，Ｈｆ，Ｙ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｓｍ及びＢから選ばれた１種又は２種以上の元素をさらに添加する。これらの成分は、合計で、０．００５〜０．２００質量％程度添加するだけで、いずれもスラブの高温耐酸化性を向上させるからである。なお、合計で、０．００５〜０．２００質量％としたのは、０．００５質量％未満では、耐酸化性を向上させる効果が小さいためであり、０．２００質量％超えでは，スラブや熱延後の鋼板の靭性を劣化させるためである。
【００１４】
次に、発明者は、上記で規定した組成を有する溶鋼の連続鋳造が従来難しいと言われる理由を見直した。そして、以下のように整理した。
１）Ａｌ含有量が高いので、モールド・パウダーは、それを考慮し、Ａｌ2Ｏ3を低めに調整した成分系である。そのため、鋳造初期に該パウダーの溶融速度が遅く、未溶解パウダーが凝固殻に噛み込み、前記ブレーク・アウト等の操業トラブルや製品劣化を招く。
２）このモールド・パウダーの溶融を促進させるために溶鋼の鋳造温度を通常より高めると、製造されたスラブの表面に縦割れが発生し、この割れが大きい場合、スクラップにせざるを得ない。
３）高Ｃｒ及び高Ａｌ含有のスラブは、ある温度以下になると応力割れが生じ易いため、温間（２００〜３００℃程度）でスラブ表面の手入れをし、直ちに加熱炉に装入して圧延加工を待つ。このため、スラブを詳細に観察できず、微小な縦割れの発見が難しい。このスラブをそのまま圧延すると、破断したり、ヘゲ状欠陥が多くなり、製品にできない鋼板になる。
【００１５】
発明者は、これらの知見から、操業トラブルや製品欠陥に対しては鋳造時の温度を今までよりもっと適正にする必要があると感じ、上記成分範囲に該当する溶鋼（質量％で、Ｃ：０．００４，Ｓｉ：０．５６，Ｍｎ：０．１５、Ｐ：０．０１９、Ｓ：０．００２，Ｎｉ：０．３１，Ｃｕ：０．２５，Ｃｒ：２２．１，Ａｌ：８．９６，Ｎ：０．００８２，Ｔｉ：０．００１２，Ｃａ：０．００４３，Ｍｇ：０．００４２，Ｙ：０．００４８，Ｌａ：０．００４４）で、鋳造時の温度及び鋳造速度を種々変更する試験操業を多数チャージ行った。なお、鋳造温度は、前記したように、タンディッシュ内における溶鋼の温度と溶鋼の液相線温度との差を過熱度と定義して表すようにした。
【００１６】
その結果を図１に集約して示す。図１によれば、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ及びＦで示す各座標点を結ぶ直線で囲む領域内から外れた過熱度と鋳造速度の組合せで鋳造すると、操業トラブル及び製品の欠陥のいずれかが生じることが明らかである。つまり、高Ｃｒ及び高Ａｌを含有していても、溶鋼の過熱度と鋳造速度との一定な関係を維持して鋳造すれば、円滑で安定な連続鋳造ができることを知った。そこで、その関係を維持して鋳造することを要件に本発明を完成させたのである。ちなみに、溶鋼の過熱度をＹ（℃）及び鋳造速度をＸ（ｍ／ｍｉｎ）とすると、その関係は、下記６つの式の線分上、あるいは線分で囲まれた領域内である。
【００１７】
線分Ａ−Ｂ：    Ｙ＝１００                    （１）
線分Ｂ−Ｃ：    Ｙ＝−１００Ｘ＋１８０        （２）
線分Ｃ−Ｄ：    Ｘ＝１．２                    （３）
線分Ｄ−Ｅ：    Ｙ＝３０                      （４）
線分Ｅ−Ｆ：    Ｙ＝−１００Ｘ＋８０          （５）
線分Ｆ−Ａ：    Ｘ＝０．３                    （６）
なお、本願発明が適用されるスラブ寸法は、通常、厚み１５０〜２７０ｍｍ、幅６００〜１６００ｍｍだが、特に、モールドサイズによる制限は無い。
【００１８】
以下、実施例において、各成分量が異なる多くの高Ｃｒ，高Ａｌ含有溶鋼で本発明の要件が成立することを確認する。
【００１９】
【実施例】
使用した高Ｃｒ，高Ａｌ溶鋼の組成を一括して表１に示す。実際に湾曲型連続鋳造機を用い、これらの溶鋼の過熱度と鋳造速度を種々変化させて鋳造した結果を図２に示す。図２において、○印及び×印の下に記した括弧内のａ〜ｊまでの数字は、表１の鋼Ｎｏ．に対応し、ＩＩ〜ＶＩＩまでのローマ数字は、操業トラブルや製品欠陥の内容を表す。なお、各鋼Ｎｏ．ａ〜Ｎｏ．ｊのタンディッシュ内の溶鋼温度は、溶鋼への浸漬型熱伝対にて測定した。また、液相線温度は、２点の溶鋼サンプル（Ｃｒ：２０質量％，  Ａｌ：５質量％，  Ｃ：０．００５質量％，  Ｓｉ：０．１質量％，  Ｍｎ：０．１質量％，  Ｎ：０．００５質量％）について、示差熱分析法（試験装置に真空理工製示差熱重量分析装置を用い，測定雰囲気をＡｒ，標準試料をα−Ａｌ2Ｏ3にして、昇温速度を５℃／ｍｉｎとした）により求めた実際の液相線温度ＡＭＰ値と、下記の平井の式から求めたＭＰ値との差ΔＭＰ値（ＡＭＰ−ＭＰ）の平均ΔＭＰ値を求め、これを前記した平井の式にプラスすることにより求めた。この実施例では、平均ΔＭＰ値＝３５℃であった。すなわち、各鋼Ｎｏ．ａ〜Ｎｏ．ｊの液相線温度＝ＭＰ＋３５℃で求めて、表１に記載した。
【００２０】
なお、鋳造したスラブは、厚み１９７ｍｍ，幅１０８０ｍｍ，長さ７０５０ｍｍであり、縦割れの発生状況は、目視で調査した。また、それらスラブは、引き続き熱間圧延、冷間圧延により、厚み２．５ｍｍ，幅１０４０ｍｍの鋼帯にされた。その際、必要に応じてスラブの手入れを加えたものもある。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
図２より、本発明によれば、操業トラブルや製品欠陥を起こさずに連続鋳造が可能なことが明らかである。また、鋳造で得た各溶鋼の歩留まり及び熱間圧延後のコイル精整歩留まりを表２に一括して示す。
【００２３】
【表２】
0003873832.tif 000003
【００２４】
表２より、スラブ歩留まり、コイル精整歩留まりも本発明法領域で鋳造した方が良好であることが明らかで、本発明が非常に優れていることがわかる。
【００２５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明により、連続鋳造を採用しても、操業トラブルの発生がなく、且つ得られたスラブに縦割れやヘゲ状欠陥の発生が従来に比べて少ない高Ｃｒ，高Ａｌ含有鋼板が入手できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明をなす基礎となった試験操業の結果を、溶鋼の過熱度及び鋳造速度との関係で示す図である。
【図２】多種の高Ｃｒ，高Ａｌ含有溶鋼での試験操業の結果を、溶鋼の過熱度及び鋳造速度との関係で示す図である。
【図３】一般的な鋼板の製造工程を示す流れ図であり、（ａ）は、スラブを造塊法で、（ｂ）は連続鋳造法で製造する場合である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
0003873832.tif 000006