(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の連続鋳造方法において、溶鋼を浸漬ノズルから鋳型内に注湯しながら、REM 、REM 含有合金、Zr、Zr含有合金の１種または２種以上を鋳型内の浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼に添加し、REM および／またはREM 含有合金単独添加の場合は鋳造製品のREM 濃度を0.001 〜0.01％とし、Zrおよび／またはZr含有合金単独添加の場合は鋳造製品のZr濃度を0.001 〜0.01％とし、REM および／またはREM 含有合金ならびにZrおよび／またはZr含有合金複合添加の場合は鋳造製品のREM 濃度とZr濃度との合計を0.001 〜0.01％とすることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
【請求項２】
前記浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼が溶存酸素10〜100ppmを含有する溶鋼であることを特徴とする請求項１記載の鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼の連続鋳造方法に関し、特に、鋳片のオーステナイト粒（γ粒）を有効に微細化させうる鋼の連続鋳造方法に関する。
本発明において、化学成分含有量 (濃度）の単位記号とした％は、質量％を意味する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、製品品質上の要求仕様の厳格化に伴い、連続鋳造における微粒子介在物を積極的に有効利用する技術が進められている。特に低温靭性に関する仕様が厳格な材料においては、溶接熱影響部の靭性改善のためにγ粒を微細にし、破断径路を複雑にすることが有効な手法の一つとして挙げられている。
【０００３】
γ粒微細化の決定因子としては、連続鋳造後の熱処理−圧延プロセスによる影響も大きいが、溶接熱影響部のように1400℃以上の高温に曝される箇所においては、粒粗大化を起こさせないために、凝固〜冷却過程のスラブ段階でのγ粒を微細にすることが極めて重要な技術となる。
これに関して、凝固時に凝固界面に生成する二次脱酸生成物を活用した技術が数多提案されており、例えば以下のようなものが挙げられる。
【０００４】
特公平5-17300 号公報では、溶存酸素=0.020％、Al、Si= それぞれ0.005 ％以下の溶鋼中に、Ti=0.01 〜0.10％を添加し、粒径３μm 以下のTi酸化物（TiO あるいはTi2O3 ）が0.004 〜0.100 ％の範囲で存在する溶接継手熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法について開示している。
特開昭61-238940 号公報では、Ti≦0.030 ％による脱酸により、0.1 〜3.0 μm の粒子５×104 〜１×106 個/mm3を含有することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼の製造方法について開示している。
【０００５】
特開平4-2713号公報では、転炉出鋼された取鍋内溶鋼に第一脱酸材としてMn、Si合金を投入し、その後第二脱酸材としてTi、Zr、Ca合金をこの順に投入して溶鋼中の溶存酸素を50ppm 以下として溶製し、その際鋼中成分の重量濃度を特定範囲にすることを特徴とする製鋼工程での脱酸方法が開示されている。
特公平5-27703 号公報では、Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Al，Ti，Zr，Ｎ，Ｏ成分を規定した成分系で、Ti+Zr=0.005 〜0.022 ％を満足させることで粒子径0.05〜10μm 、粒子数３×105 〜１×1010個/mm3のTiとZrの複合酸化物を含有させることにより溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼の製造が可能となることを開示している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来の技術で鋳造されたスラブでは、熱間圧延後、入熱量 500kJ/cm 以上の大入熱溶接を施された場合、製品厚み1/4 〜1/2 部の溶接部低温靭性を安定して満足させることが難しかった。そこで、本発明は、凝固時の二次脱酸生成物を積極的に活用し、製品厚み1/4 〜1/2 部のγ粒をさらに微細にできて大入熱溶接用鋼材の素材として十分な品質のスラブを供給し得る鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成するためには、鋳片厚み1/4 〜1/2 部に安定して二次脱酸生成物などの微細介在物あるいは微細析出物を安定して存在させることが重要であると考え、それを実現するための手法を実験により鋭意探究した。まず、REM ，Zr添加の影響を確認するために、ラボにおいてAr雰囲気下で誘導加熱炉を用いた溶解実験およびその後の金型への鋳造実験を行った。溶解実験では30kgの溶鋼をMgO 坩堝内で溶解し、成分調整および溶存酸素量調整を行った。
【０００８】
実験水準として、
実験１：REM またはZr金属を成分調整後の溶鋼に添加し鋳造した場合、
実験２：鋳造時に金型の上部からREM またはZr金属を吹き込んだ場合、
の比較を行った。鋳造後、得られた鋼塊断面をピクリン酸腐食液でマクロエッチングし、そのγ粒径を測定した。その結果、以下の知見を得た。
【０００９】
(1) 実験２は実験１に比べ、鋳片厚み方向1/4 〜1/2 部のγ粒径が小さくかつ鋳片厚み方向のγ粒径分布も均一である。
(2) 実験２においてREM ，Zr金属をそれぞれ鋳片での含有量が0.001 〜0.01％となるように添加した場合に、顕著なγ粒微細化効果が認められる。
(3) 実験２において、REM 、Zrは単体金属の代わりにこれらの合金（Si金属などとの合金）を添加しても、同様の効果が得られる。
【００１０】
(4) REM 、Zr複合添加の場合は、鋳片での合計含有量が0.001 〜0.01％となるように添加した場合に、顕著なγ粒微細化効果が認められる。
(5) 前記γ粒微細化効果は、溶鋼中の溶存酸素量が10〜100ppmの場合、特に顕著である。
このラボ実験結果を踏まえて、例えば図１に示すような実際の連続鋳造機を用いて鋳造を行う場合について、REM 、Zrの添加方法を検討し、以下の知見を得た。
【００１１】
(6) REM 、Zrの添加先を浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼とすればラボ実験と同様のγ粒微細化効果がある。
(7) 浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼へのREM 、Zrの添加方法としては、これらの単体金属粉末またはこれらとSi等との合金粉末を、例えば図２に示すように、浸漬ノズル５の側部に設けた添加用孔13から、搬送ガス（Ar等の不活性ガス）に乗せて吹き込む方法、あるいは、前記粉末を薄い鉄板で被覆した小径ワイヤを前記添加用孔13から挿入する方法などが好ましい。
【００１２】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
〔１〕鋼の連続鋳造方法において、溶鋼を浸漬ノズルから鋳型内に注湯しながら、REM 、REM 含有合金、Zr、Zr含有合金の１種または２種以上を鋳型内の浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼に添加し、REM および／またはREM 含有合金単独添加の場合は鋳造製品のREM 濃度を0.001 〜0.01％とし、Zrおよび／またはZr含有合金単独添加の場合は鋳造製品のZr濃度を0.001 〜0.01％とし、REM および／またはREM 含有合金ならびにZrおよび／またはZr含有合金複合添加の場合は鋳造製品のREM 濃度とZr濃度との合計を0.001 〜0.01％とすることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
【００１３】
〔２〕前記浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼が溶存酸素10〜100ppmを含有する溶鋼であることを特徴とする〔１〕記載の鋼の連続鋳造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明では、例えば図１に示したような連続鋳造機を用いて行う鋼の連続鋳造方法において、溶鋼２を浸漬ノズル５から鋳型６内に注湯しながら、REM 、REM含有合金、Zr、Zr含有合金の１種または２種以上（所要添加物と呼ぶ）を鋳型内の浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲の溶鋼に添加する。
【００１５】
所要添加物を、REM 、REM 含有合金、Zr、Zr含有合金の１種または２種以上としたのは、溶鋼中にREM(O,S)および／またはZr(O,S) を生成させ、その微細分散により鋼の凝固・冷却過程で生じるγ粒の核生成サイトを増加せしめて、γ粒の微細化を図らんがためである。REM(O,S)、Zr(O,S) は、Al、Ti、Si等の酸硫化物に比して比重が大きく、生成後の浮上性が低く、溶鋼中に残存して凝固界面に定着しやすいことから、本発明の目的に最もよく適合する。
【００１６】
所要添加物の添加箇所は、浸漬ノズル下端位置を起点として鋳込み方向に沿った行程距離で表して、０mm超 600mm以下の範囲である。この範囲（以下、「浸漬ノズル下方近傍」ともいう）を狙って添加することで、鋳片1/4 〜1/2 厚相当部の凝固界面（デンドライト樹間）に微細なREM(O,S)および／またはZr(O,S) が安定定着し、十分なγ粒微細化効果が得られる。従来一般に行われているような、取鍋内溶鋼へ添加する方法では、所要添加物が、添加直後に溶鋼中の溶存酸素と反応して溶鋼中に粗大な介在物を生成してしまい、微細なREM(O,S)および／またはZr(O,S) が凝固界面への定着以前に消尽してしまう。なお、前記添加箇所は、浸漬ノズル下方近傍のなかでも好ましくは 300〜 600mmの範囲である。
【００１７】
前記所要添加物を前記添加箇所の溶鋼へ正確に添加するには、該添加物の粉末（好適粒径：0.5 〜2.0mm 程度）を、例えば図２に示すように、浸漬ノズル５の側部に設けた添加用孔13から、搬送ガス（Ar等の不活性ガス）流に乗せて吹き込むか、あるいは、前記粉末を薄い鉄板（好適厚さ：0.2 〜 0.6mm程度）で被覆したワイヤ（好適直径：５〜10mm程度）を前記添加用孔13から挿入するなどの方法によるのが好ましい。なかでも所要添加物をワイヤで被覆して挿入する方法による方が、添加箇所に到達する前に所要添加物が溶存酸素で酸化されるのを有効に防止できて添加歩留が向上するので、より好ましい。
【００１８】
所要添加物の添加量は、鋳造製品のREM 濃度とZr濃度の合計（ただし、REM および／またはREM 含有合金単独添加の場合はZr濃度＝ε（：分析誤差以下の微小値）、Zrおよび／またはZr含有合金単独添加の場合はREM 濃度＝εとする。）が0.001 〜0.01％となるように設定する。鋳造製品のREM 濃度とZr濃度の合計が0.001 ％未満となるような添加量としたのでは、REM(O,S)および／またはZr(O,S) の生成量が不足してγ粒微細化効果が得られず、一方、同合計が0.01％を超えるような添加量としたのでは、凝固界面のみならず溶鋼中に粗大なREM(O,S)および／またはZr(O,S) 介在物が現出し、クラスター化して鋳片内質の悪化を招来するからである。
【００１９】
また、所要添加物の添加は、鋳込み方向でのREM(O,S)および／またはZr(O,S) の定着量を一様にする観点から、連続的に行うことが好ましい。
また、REM(O,S)および／またはZr(O,S) の微粒子をさらに安定的に生成させる観点から、所要添加物添加時の鋳型内溶鋼（浸漬ノズル下方近傍の溶鋼）は、溶存酸素濃度が10〜100ppmに調整されたものであることが好ましい。
【００２０】
【実施例】
容量約300tonの転炉でフルに溶製し、Si、Mnによって予備脱酸した溶鋼をＲＨ処理後、図１に示した連続鋳造機にて鋳造速度0.85ｍ/minで鋳造し、鋳片厚み215mm ×鋳片幅2150mmのスラブとする操業において、本発明を以下のような種々の場合について実施した。
（実施例１）タンディッシュ内でAl、Ti添加により溶存酸素濃度＝50ppm に制御された後鋳型へ注入された溶鋼に対し、図２に示した添加用孔から、鋳片REM 濃度＝0.005 ％相当量のREM 金属粉粒体（粒径0.5 〜2.0mm ）をArガス流（流量5.0 L/min ）搬送により0.8kg/min の速さで浸漬ノズル下方近傍に連続供給した場合。
（実施例２）実施例１において、鋳片REM 濃度＝0.005 ％相当量のREM 金属に代えて、鋳片Zr濃度＝0.005 ％相当量のZr金属とした場合。
（実施例３）実施例１において、Arガス流搬送に代えて、シースワイヤ送給（REM 金属粉粒体を0.2mm 厚の鉄板でくるんでワイヤ（線径６mm）となしたものを送り込むこと）とした場合。
（実施例４）タンディッシュ内でAl、Ti添加により溶存酸素濃度＝50ppm に制御された後鋳型へ注入された溶鋼に対し、図２に示した添加用孔から、鋳片REM 濃度＝0.003 ％相当量のREM 金属粉粒体（粒径0.5 〜2.0mm ）および鋳片Zr濃度＝0.002 ％相当量のZr-Si 合金粉粒体（粒径0.5 〜2.0mm ）をArガス流（流量5.0 L/min ）搬送により0.8kg/min の速さで浸漬ノズル下方近傍に連続供給した場合。
（実施例５）実施例１において、溶存酸素濃度＝50ppm に代えて溶存酸素濃度＝５ppm とした場合。
（実施例６）実施例２において、溶存酸素濃度＝50ppm に代えて溶存酸素濃度＝150ppmとした場合。
【００２１】
また、比較のため、次のような場合についても実施した。
（比較例１）Si、Mn脱酸実施後、金属成分添加なしとした場合。
（比較例２）Si、Mn脱酸実施後、溶存酸素を50ppm に調整し、ＲＨ脱ガス時に鋳片REM 濃度＝0.005 ％相当量のREM 金属粉粒体を添加した場合。
（比較例３）Si、Mn脱酸実施後、溶存酸素を50ppm に調整し、ＲＨ脱ガス時に鋳片Zr濃度＝0.005 ％相当量のZi金属粉粒体を添加した場合。
【００２２】
各例における鋳片の化学組成を表１に示す。これらの鋳片の厚み方向の表層部、1/4 厚部、1/2 厚部から採取したサンプル断面をピクリン酸腐食液でマクロエッチングしてγ粒界を現出させ、画像解析装置によりγ粒径を測定した。その結果を表１に示す。なお、表１には、比較例１（Si、Mn脱酸のみ）の1/4 厚部のγ粒径を１とし、他例各部のγ粒径を比較例１の1/4 厚部のγ粒径との相対比で表したγ粒径指数を示した。
【００２３】
同表より、比較例２，３では1/4 厚部および1/2 厚部のγ粒径が比較例１の1/2 程度までの低減にとどまったのに対し、実施例では、さらにその1/2 程度近くあるいはそれ以下まで低減し、それぞれ１/4〜1/2 厚部のγ粒が自表層部のそれと同程度近くまで微細化されたことが明らかである。
また、各例の鋳片を圧延して鋼板とした製品の1/4 厚部からJIS Z 3112に準拠したシャルピー試験片を採取し、入熱量 500kJ/cm の大入熱溶接に相当する800-500 ℃間冷却時間200 秒の条件で再現熱サイクル試験を行った。溶接ボンド部相当のピーク温度1400℃で処理した試験片の vＴrs値は、表１に示すとおりであり、本発明により、低温靭性に優れた大入熱用鋼に適合しうる鋼スラブが得られることが示された。
【００２４】
【表１】
0003870743.tif 000002
【００２５】
【発明の効果】
本発明によれば、従来困難であった鋳片1/4 〜1/2 厚部におけるγ粒微細化の実現が可能となり、母材および溶接熱影響部の低温靭性要求仕様が厳格な鋼板を安定製造できるようになるという優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施に適した連続鋳造機の例を示す模式図である。
【図２】所要添加物の添加方法の例を示す模式図である。
【符号の説明】
１  取鍋
２  溶鋼
３  ロングノズル
４  タンディッシュ
５  浸漬ノズル
６  鋳型
７  凝固シェル
８  ガイドロール
９  ピンチロール
10  鋳片
11  モールドパウダ
12  溶鋼吐出孔
13  添加用孔
14  所要添加物
15  高REM および／またはZr濃度域
【図１】
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【図２】
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