CN1321766C - 扁坯 - Google Patents

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Abstract

一种加工特性优良的扁坯，其特征在于扁坯全部断面的60%以上是满足下式的等轴晶，并且含有100个/厘米2以上的、在钢水凝固时生成的与δ铁素体的晶格非共格性在6%以下的夹杂物，D＜0.08X0.78+0.5式中X是距扁坯表面之间的距离，单位毫米，D是距扁坯表面距离为X位置的等轴晶直径，单位毫米。这种扁坯以及这种扁坯加工制造的钢材中，表面缺陷和内部缺陷极少。

Description

扁坯
技术领域
本发明涉及具有晶粒直径均一的凝固组织，表面缺陷和内部缺陷少，加工特性和品质特性优良的扁坯，以及加工该扁坯而制造的钢材。
本发明还涉及使用铸锭法或连续铸造法将脱碳精炼后钢水制造成方坯和扁坯时，促进晶核的生成、使凝固组织细化、从而能够提高品质特性和加工特性的钢水处理方法。
本发明也涉及凝固组织微细、表面缺陷和内部缺陷少的含铬钢水铸造方法及用其制造的无缝钢管。
背景技术
过去，扁坯采用钢锭模铸锭法，或者是用振动铸模、带式连铸机或带坯连铸机等的连续制造法，将钢水铸造成扁锭、大型钢坯或中小型钢坯或薄壁扁坯，进而剪切成预定尺寸制造而成。
上述扁坯经加热炉等加热后，再经初轧和精轧等加工制成钢板和型钢等钢材。
制造无缝钢管用的扁坯，同样是用铸锭法和连续铸造法将钢水铸造成大型钢坯或中小型钢坯后制成的。扁坯在加热炉中加热后，经初轧成制管用钢材输送到制管工序。然后，将这种钢材再加热后成形为矩形或圆形，用顶头(プラグ)穿孔制成无缝钢管。
除了轧制加工等的条件外，加工前扁坯的凝固组织对钢材的材质和品质都有很大影响。
扁坯的组织，如图7所示，通常由表层经铸模急剧冷却凝固成的较细小的骤冷晶体，以及在其内侧形成的大柱状晶和在中心部位形成的等轴晶组成，有时柱状晶会达到中心部位。
因此，扁坯表层部分存在粗的柱状晶的情况下，铜等混入元素及其化合物在这种粗大柱状晶的晶界处偏析，使该部位变脆，这样使扁坯表层出现裂纹以及因冷却等不均匀而形成凹坑等瑕疵之类的表面缺陷，从而增加磨削等修整操作或扁坯破碎等现象，降低成品率。
用这种扁坯轧制加工时，晶粒直径不均一使变形的各方异性加大，导致长宽方向上变形行为不同，容易产生鳞状折叠瑕疵和裂纹等缺陷，而且r值(断面收缩加工指数)等加工特性也变差，产生皱纹瑕疵(尤其是不锈钢板上的单向皱纹(リジング)和条痕)等表面缺陷。
特别是重视外观的不锈钢材，边缘裂纹瑕疵和条痕等表面缺陷的出现，导致外观不良和端部修整量增加。
使用这种扁坯制造无缝钢管，钢管上将残存源于扁坯的鳞片和裂纹等表面缺陷，或者存在内部裂纹、孔洞、中心偏析等内部缺陷。此外制管时，上述缺陷还会因成型和穿孔操作而加剧，使钢管内表面产生裂纹和鳞片等瑕疵。导致增加磨削等修整操作，或者因频发破碎等现象使成品率降低。
对于含铬铁素体类不锈钢无缝钢管而言，此倾向表现得特别显著。
此外，扁坯内部存在粗大柱状晶或大等轴晶的情况下，对扁坯的凸起和弯曲作矫正加工等而会产生应变，这种应变导致内部出现裂纹，钢水凝固收缩产生的中心疏松隙(多孔性)，而且凝固后期因未凝固钢水的流动而产生中心偏析等内部缺陷。
因此，扁坯上产生的表面缺陷，导致增加磨削等修整操作，并因频发破碎等现象使成品率降低。直接对这种扁坯进行初轧和精轧时，除了扁坯产生表面缺陷外，钢材内部也将残存裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷，导致UST不合格、强度降低或外观恶化，增加钢材修整操作和频发破碎等问题。
扁坯中这种表面缺陷和内部缺陷的发生，可通过改善扁坯的凝固组织得到抑制。
扁坯因冷却不均和凝固收缩不均造成的表面裂纹和凹坑瑕疵等表面缺陷的发生，通过使扁坯凝固组织均匀形成微细凝固组织的方法可以加以抑制。
此外，扁坯内部凝固收缩和未凝固钢水流动产生的内部裂纹和中心疏松(多孔性)以及中心偏析等内部缺陷的发生，可以用提高扁坯内部的等轴晶率的方法加以抑制。
因此，要抑制扁坯和使用这种扁坯制造的钢材产生表面缺陷，提高扁坯的加工特性和韧性等品质特性，重要的是抑制扁坯表层中柱状晶粗化，同时提高扁坯内部等轴晶率，使全体成为均一微细凝固组织。
作为对策人们做了各种试验，即控制钢水中夹杂物的形态，同时控制凝固过程，使凝固组织成为微细等轴晶组织，观察防止扁坯和加工扁坯得到的钢材中表面缺陷和内部缺陷产生的情况。
然而过去提高扁坯凝固组织中等轴晶率的方法，已知有：1)降低钢水温度的低温铸造法，2)对凝固过程钢水的电磁搅拌法，3)在钢水凝固时向钢水中添加氧化物晶核和夹杂物本身，或者添加添加成分，使其在钢水中生成的方法，或者将上述方法1)～3)组合使用的方法。
上述1)低温铸造法的实例，可以举出特公平7-84617公报中记载的方法：在连续铸造钢水时，一边使过热温度(从实际钢水的温度中减去此钢水液相温度后的温度)控制在40℃以下，一边在铸模中冷却下拉伸，使凝固扁坯的等轴晶率达到70％以上，防止铁素体不锈钢板出现单向皱纹。
然而特公平7-84617公报记载的方法，要降低过热温度，就会在铸造过程中因钢水凝固使喷嘴堵塞，或者因粗金属锭的附着作用使铸造困难，且因钢水粘性增加妨碍夹杂物上浮，因残存在钢水中的夹杂物而造成缺陷等。因此上述方法中，要将过热温度降低到能获得具有足够等轴晶率的扁坯是困难的。
为防止表面缺陷和内部缺陷，制造出加工特性优良的扁坯，迄今尚不清楚应当使表层至内部的等轴晶具有多大晶粒直径，以及且扁坯凝固组织应当如何均一化。
特开昭57-62804号公报中公开的方法是，在内部存在未凝固物质的状态下，压下扁坯，将中心附近压实，以杜绝扁坯出现中心疏松等内部缺陷。
但是，上述特开昭57-62804号公报记载的方法，由于是利用压下法使扁坯中心附近压实，所以若未凝固部分量大，对脆弱凝固层施加大压力，将会造成内部裂纹和中心偏析。反之，若压力不足，则仍然残存中心疏松等内部缺陷，这样制管工序中穿孔时，会产生裂纹和鳞片等内部缺陷，使钢管品质降低等。
因此已知方法很难制造出凝固组织微细、表面缺陷和内部缺陷受到抑制的含铬钢材扁坯，而且也难在无初轧(大压下量)条件下用连续铸造的扁坯制管。而且，为了在工业上以无缺陷方式稳定地制造含铬钢(铁素体不锈钢)钢管，如何进行铸造以及如何对扁坯进行处理等问题，迄今尚不清楚。
上述2)对钢水进行电磁搅拌的方法，例如特开昭49-52725和特开平2-151354号公报中记载的方法，是在铸模内或对铸模下游侧的凝固过程中的钢水进行电磁搅拌，促进夹杂物的上浮，抑制柱状晶生长，改善扁坯的凝固组织。
然而，特开昭49-52725和特开平2-151354记载的方法，用电磁搅拌对铸模附近的钢水赋予搅拌流的情况下，扁坯表面部分能够形成微细凝固组织，但是扁坯内部凝固组织的微细化却不充分。另一方面，对铸模下游侧赋予搅拌流的情况下，扁坯内部的凝固组织虽然能够微细化，但是扁坯表层部分却形成粗大柱状晶，因此扁坯的表层部分和内部不能同时都微细化。
但是，仅以电磁搅拌赋予凝固过程的钢水以搅拌流，难获得既有预定的晶粒直径又有微细凝固组织的扁坯，利用电磁搅拌使凝固组织微细化是有限度的。
钢水的电磁搅拌方法，正如特开昭50-16616号公报中记载的，防止皱纹出现的这种方法是对凝固过程中的钢水进行电磁搅拌，将成长的柱状晶端部切断，以这种柱状晶的断片作为凝固核，使扁坯凝固组织中等轴晶率达到60％以上。
特开昭50-16616号公报记载的方法，是对从铸模中取出的扁坯进行电磁搅拌，但是在扁坯的表层部分存在柱状晶，这种柱状晶使扁坯表面出现裂纹和凹坑等表面缺陷，或者使轧制等加工后钢材除鳞片和裂纹等表面缺陷之外，还产生单向皱纹等表面缺陷。
此外，特开昭52-47522号公报中记载的方法是，距连续铸模中钢水表面1.5～3.0米位置设置电磁搅拌装置，在60毫米汞柱推力下搅拌，制造凝固组织微细的扁坯。特开昭52-60231号公报记载的方法是，在钢水过热度为10～50℃的条件下铸造，并对铸造中扁坯的未凝固层进行电磁搅拌，使扁坯的凝固组织变成由等轴晶组成的微细组织，制造出无中心偏析和中心疏松等内部缺陷的钢材。
特开昭52-47522记载的方法，是对铸模内正在凝固的钢水进行搅拌，所以能抑制柱状晶(树枝状结晶)生长，虽然在一定程度上能使电磁搅拌部位附近形成微细凝固组织，但是要使扁坯中全体凝固组织都微细化，必须有多级电磁搅拌装置，设备费用大。此外，从装置设置的空间来看，设置多级电磁搅拌装置也极难。因此使用特开昭52-47522号公报记载的上述方法，制造全体凝固组织均微细化的扁坯有局限性。
特开昭52-60231号公报记载的方法是进行低温铸造，所以夹杂物会附着在浸渍喷嘴内的表面上，或者堵塞喷嘴，或者因铸模内温度下降使钢水结皮，有时不得不中断铸造，有操作不稳定的问题。
因此，低温铸造时由于会降低钢水的铸造温度，所以有向铸模内注入钢水时喷嘴产生堵塞使铸造中断或者铸造速度随钢水注入量的减少而降低等事态发生，因此很难使铸造温度降低到能使扁坯凝固组织稳定微细化的程度。
此外采用电磁搅拌装置的情况下，即使在钢水凝固过程中进行局部电磁搅拌，扁坯的表层或内部也会生成柱状晶和粗大等轴晶，是产生表面缺陷或内部缺陷的原因，或者因修整量增大和破碎现象频发而使成品率降低，钢材的品质因内部裂纹和中心疏松、中心偏析等内部缺陷的存在而受到损害。
另一方面，有人提出在包含弯月面的下游侧设置多个电磁搅拌装置，使扁坯全部断面凝固组织微细化的方法，但是由于微细化的程度随搅拌部位而异，所以不能在遍及扁坯全体都能稳定得到微细凝固组织。而且要稳定获得微细凝固组织，就要增加电磁搅拌装置数目。而电磁搅拌装置的设置数受设备费和连续铸造装置结构限制，所以难以设置必要数目搅拌装置。但是无论如何，即使设置多个电磁搅拌装置，也不能使凝固组织充分微细化。
上述方法3)的具体实例是，向钢水中添加能形成凝固核的氧化物和夹杂物本身，或者利用添加成分在钢水中生成这些物质的方法，例如特开昭53-90129号公报中的记载的方法，即向钢水中添加包裹了铁粉和Co、B、W、Mo等氧化物的金属丝，在这种金属丝的溶解位置用电磁搅拌赋予搅拌流，使扁坯全体形成等轴晶组成的凝固组织。但是这种方法中，处于金属丝内的添加物溶解不稳定，有时产生溶解残渣。当出现溶解残渣时，这种溶解残渣便成为产品缺陷的成因。此外，金属丝内的添加物即使全部溶解，这种添加物也极难从扁坯的表层至内部全体都均一分散，导致凝固组织大小不均，不可取。此外等轴晶化效果由于受电磁搅拌位置和搅拌推力的影响，所以受设备条件制约。特开昭63-140061号公报虽然记载了铸造时添加TiN微粒的方法，但是实施此方法时却发现存在与特开昭53-90129号公报相同缺点。
关于向钢水中添加所需成分使之生成夹杂物凝固核的效果，如《铁と钢》1974年4-S79上记载的，一般知道利用使铁素体不锈钢钢水中生成TiN，来实现凝固组织等轴晶化。但是要用上述方法生成TiN以获得充分等轴晶化效果，正如上述《铁と钢》中记载的那样，必须使钢水中Ti浓度达到0.15重量％以上。
然而，要用上述TiN生成的方法获得充分等轴晶化效果，就应增加价格昂贵的Ti合金的添加量，结果不但使制造成本提高，而且还会在铸造中产生形成粗大TiN诱因的喷嘴缩径，或者使板材制品产生鳞片瑕疵等。就其与添加TiN量之间的关系而言，由于受到钢成分组成的制约，所以能适用的钢种有限。
通过添加尽可能微量的某种成分，作为有效获得等轴晶微细组织扁坯的手段，有人提出向钢水中添加Mg。
但是Mg沸点1107℃，比钢水温度低，在钢水中的溶解度几乎为零，所以在钢水中投入金属Mg，大部分Mg变成蒸气挥发。因此按照通常方法添加Mg收率极低，所以Mg添加法还必须作进一步研究。
本发明人等就添加Mg的研究中发现，Mg的收率和Mg添加后生成氧化物的组成不仅受钢水成分影响，而且还受炉渣成分影响。也就是说，已经发现仅仅向钢水添加Mg，钢水中很难生成具有有效凝固核作用组成的夹杂物。
例如特开平7-48616号公报记载了一种提高钢材品质的方法，该方法将覆盖盛钢桶等容器内钢水表面的炉渣，调成含MgO3～15重量％、含FeO、Fe2O3和MnO为5重量％以下的CaO·SiO2·Al2O3系炉渣，贯穿此炉渣添加Mg合金，这种方法能提高钢水中Mg利用率，而且由于生成微细的MgO以及MgO·Al2O3氧化物而能提高钢材品质。
特开平7-48616号公报记载的方法，由于钢水被CaO·SiO2·Al2O3系炉渣覆盖，因而优点是能够抑制Mg蒸发和提高利用率。但是特开平7-48616号公报记载的方法，仅规定覆盖钢水的炉渣中FeO、Fe2O3和MnO总量小于5重量％，没有规定SiO2量。因此若炉渣中SiO2含量高，则在添加金属Mg和Mg合金时，由于Mg与炉渣中所含的SiO2反应而使钢水中Mg利用率降低。Mg利用率一旦低，就不能使钢水中Al2O3等变成含MgO氧化物，结果导致钢水中残存Al2O3系粗大氧化物，使扁坯和钢材产生缺陷。
Al2O3系氧化物作为凝固核的作用小，会使扁坯凝固组织粗大化，在扁坯的表面或内部产生裂纹和中心偏析以及中心疏松等缺陷，导致扁坯的成品率降低等。
而且即使将这种扁坯加工成钢材，也会产生因凝固组织粗大引起的表面缺陷和内部缺陷，出现成品率和品质低等问题。
此外，由于对炉渣中CaO浓度或钢水中Ca浓度未加以任何限制，所以有时会生成不起凝固核作用的低熔点复合化合物(CaO-Al2O3-MgO系氧化物)，而不是高熔点MgO等。
特开平10-102131和特开平10-296409号公报提出改善扁坯凝固组织的方法，该方法通过使钢水含有0.001～0.015重量％Mg，来形成微细且分散性良好的氧化物，使这种氧化物分布在扁坯全体。
但是特开平10-102131号公报和特开平10-296409记载的方法，由于氧化物以50个/毫米2高密度在扁坯中从表层部分向内部均一分散，所以在扁坯、加工过程中的扁坯或者加工扁坯得到的钢材中，有时出现氧化物造成的裂纹和鳞片等缺陷。这种情况下必须进行表面磨削等修整处理，而且有时因钢材破碎而降低制品成品率。
此外，在钢材表面露出氧化物或者其表层附近存在氧化物的情况下，与酸和盐水等接触时，氧化物(含Mg的氧化物)将溶解，所以存在钢材耐腐蚀性低等问题。
本发明人等为了找出在钢水中添加Mg以实现等轴晶化的最佳条件，进行各种试验，结果有一个新发现，即例如即使钢水成分和/或炉渣成分相同，Al等脱氧元素和Mg的添加顺序都会对等轴晶化效果产生巨大影响。
也就是说有以下发现：在钢水中添加Mg后一旦添加Al，由于添加Mg后生成的MgO表面被Al2O3覆盖，所以生成的MgO不能有效地起凝固核作用。
结果，不能获得由MgO产生的凝固组织微细化效果，凝固组织粗大化，产生裂纹等表面缺陷和中心偏析及中心疏松等内部缺陷。其结果，或者增加扁坯和钢材的修整操作，或者因扁坯和钢材的破碎使制品的成品率降低。
综上所述，对于过去作为凝固核向钢水中添加的氧化物和夹杂物本身的方法，或者添加所需成分使钢水中生成凝固核的方法而言，均难于获得凝固组织均一的无缺陷扁坯，因而不能得到轧钢等加工特性好的扁坯，所以问题是不能得到缺陷少品质优良的钢材。
目前的现状是，对于工业上稳定地制造无缺陷和加工性能优良的扁坯而言，迄今为止尚不清楚应当形成何种凝固组织。
因此，目前的现状是，通过低温铸造和电磁搅拌，或者通过添加形成凝固核的氧化物使扁坯等轴晶化的已有方法，均不能在抑制扁坯中裂纹和凹坑缺陷、中心偏析和中心疏松(多孔性)等表面缺陷和内部缺陷产生的条件下，获得均一晶粒直径的凝固组织，制成无缺陷的扁坯，提高该扁坯的加工特性，在工业上稳定地制造出缺陷少而品质优良的钢材。
发明内容
本发明是鉴于这种情况而作出，目的在于提供一种使凝固组织变成微细而均一的凝固组织，制成能抑制裂纹和中心疏松、中心偏析等表面缺陷和内部缺陷产生，且加工特性和/或品质特性优良的扁坯。
本发明的另一目的在于提供一种用这种扁坯加工得到的、没有表面缺陷和内部缺陷、加工特性和/或品质特性优良的钢材。
本发明的又一目的在于提供一种钢水的处理方法，该方法能够促进钢水中高熔点含MgO氧化物的生成，使之以凝固核形式起作用，使扁坯的凝固组织微细化。
本发明另外目的在于提供一种扁坯的连续铸造方法，该方法能够使扁坯的凝固组织转变成微细的凝固组织，抑制裂纹和偏析等表面缺陷和内部缺陷的产生，将扁坯加工成钢材时钢材缺陷少，而且扁坯的耐腐蚀性等品质特性也优良。
此外，本发明的其它目的在于提供一种铸造含铬钢扁坯的铸造方法以及用该扁坯制造的无缝钢管，所述的方法能够使扁坯的凝固组织成为微细的凝固组织，抑制裂纹和偏析等表面缺陷和内部缺陷的发生，将扁坯制成无缝钢管时钢管缺陷少，制品成品率高。
满足上述目的的本发明的扁坯(以下叫作“扁坯A”)，其特征在于铸造扁坯的全断面60％以上是满足下式的等轴晶。
D＜1.2X1/3+0.75
式中D是结晶方向相同组织的等轴晶直径(mm)，X是距扁坯表面之间的距离(mm)。
扁坯中通过获得满足上式的凝固组织，减少在扁坯表层残存的柱状晶宽度，抑制因凝固时钢水成分的固液分配而产生的微小偏析，增强抗裂性，抑制因凝固过程中变形以及扁坯凸肚和弯曲矫正加工应力而产生的扁坯裂纹缺陷，而且能够防止因厚度中心部分钢水凝固收缩和钢水流动而出现的中心疏松和中心偏析等内部缺陷的产生。
具有满足上式的凝固组织的扃坯A，轧制加工时由于变形均一而有良好的加工特性，所以经加工的钢材中表面缺陷和内部缺陷的发生能得以抑制。
此外，扁坯A中能够使上述等轴晶充满扁坯的全部断面。
如果使扁坯的全部断面均呈没有柱状晶的均一微细凝固组织，减小扁坯表层和内部的微观偏析，则能够进一步增强对凝固过程中变形和应力产生裂纹的抗裂性。其结果，能够防止扁坯中表面缺陷和内部缺陷的发生，提高加工时从扁坯的表层到内部变形的均一性，从而提高加工特性。
能够满足本发明上述目的而且加工特性优良的另一种扁坯(以下记作“扁坯B”)，其特征在于与铸造的扁坯表面深度距离相等的晶粒直径最大值，为该深度平均晶粒直径的三倍以下。
通过获得晶粒直径满足上述关系的凝固组织，能够使距离扁坯表层预定温度处存在的晶粒直径均一。其结果，可以抑制铜等混入元素的局部晶界偏析，以及表层部位的晶界裂纹。此外，由于加工时能使晶粒的变形均一，抑制变形集中在特定的晶粒上，所以能提高作为断面收缩加工指数的r值而且还能杜绝皱纹瑕疵、单向皱纹和条痕等表面缺陷。
此外，还能使扁坯B中沿厚度方向断面的60％以上均为等轴晶。
通过使扁坯B中沿厚度方向断面60％以上均为等轴晶，能使扁坯的凝固组织变成抑制柱状晶生长的凝固组织。其结果，扁坯表层和内部的晶界偏析进一步得到抑制，对凝固过程的变形和应力所引发裂纹的抗裂性得以提高，不仅抑制扁坯的表面缺陷和内部缺陷产生，而且还能提高加工时变形行为的各向同性(压下时在宽度和长度方向的伸长)，从而能提高加工特性。也就是说，能够杜绝钢材中因裂纹和鳞片以及加工变形的不均匀性造成的皱纹瑕疵等表面缺陷的产生。
此外，还能使扁坯B中沿扁坯厚度方向全部断面均为等轴晶。
这种凝固组织中，由于微观偏析进一步得到抑制，而且凝固组织更均一，所以扁坯中对裂纹等的抑制能够进一步增强，表面缺陷和内部缺陷的发生得到更确实地防止，而且能增加加工时从表层至内部变形的均一性，进一步提高加工特性、r值和韧性。
能够满足上述目的的本发明的品质特性和加工特性优良的扁坯(以下叫作“扁坯C”)，其特征在于其中含有100个/厘米2以上当钢水凝固时形成的与δ铁素体晶格非共格性小于6％的夹杂物。
与δ铁素体晶格的非共格性小的夹杂物，起有效形成多数凝固核种晶核的作用。若形成多数凝固核，则凝固组织微细化，其结果能够抑制扁坯表层及内部的微小偏析，对冷却不均和收缩变形等造成裂纹的抗裂性提高。凝固核凝固后有阻塞作用(抑制凝固后晶粒的生长)，抑制凝固组织的粗大化，能得到更加微细的凝固组织。
具有这种凝固组织的扁坯，轧制等加工时容易在压下方向变形。也就是说，这种扁坯的加工特性极好。
一旦扁坯中所含的夹杂物个数少于100个/厘米2，则形成凝固核的数目减少，同时凝固后的填塞作用也不充分，所以扁坯的凝固组织变得粗大，其结果在扁坯上将产生表面缺陷和内部缺陷。
此外对于扁坯C而言，还可以使上述夹杂物含有100个/厘米2以上尺寸为10微米以下的夹杂物。
夹杂物细小，能有效形成多数凝固核，而且因能提高阻塞作用，所以可以获得更加微细的均一凝固组织。对这种凝固组织的扁坯进行轧制加工时，加工性能好，钢材不会产生鳞片瑕疵和表面裂纹以及皱纹等表面缺陷和内部缺陷。
一旦夹杂物尺寸大于10微米，则当钢水凝固时虽然有凝固核作用，但是问题是容易产生鳞片瑕疵和分层瑕疵。
此外，扁坯C也可以是凝固的一次结晶为δ铁素体钢种的。
扁坯在凝固过程中产生相变，凝固后或者冷却过程中即使变成铁素体以外组织的钢种，扁坯C的夹杂物也起种晶核作用，由于促进δ铁素体凝固核生成，所以能得到微细而均一的凝固组织。其结果使冷却后扁坯结晶组织变得微细。
按照上述目的本发明的品质特性优良的扁坯(以下叫作“扁坯D”)，其特征在于在向钢水添加钢水凝固时形成凝固核所需的金属或金属化合物而铸造的扁坯中，在扁坯表层内部所含的尺寸为10微米以下金属化合物的个数，是扁坯表层部分所含尺寸10微米以下金属化合物个数的1.3倍以上。
因此，在这种扁坯D中，在向钢水中添加金属生成的金属化合物或者直接向钢水中添加的金属化合物中，在扁坯内部所含的尺寸10微米以下金属化合物的数目，比扁坯表层部分多。这种金属化合物在钢水凝固时起凝固核作用，使凝固组织的等轴晶粒直径减小，其结果将抑制晶界偏析。而且，这种金属化合物还有阻塞作用，能抑制等轴晶粗大化。
这样一来，可以防止扁坯C中因凝固过程的变形和应力造成的裂纹和凹坑瑕疵，以及因夹杂物造成的表面缺陷产生，增强对扁坯凸起和弯曲加工矫正时的变形造成内部裂纹的抗裂性，而且能抑制凝固末期因钢水凝固收缩和钢水流动造成的中心疏松(多孔性)和中心偏析等内部缺陷产生。
对于扁坯D而言，由于表层金属化合物个数比内部金属化合物个数少，所以扁坯轧制加工时因夹杂物产生的表面缺陷减少，因而能改善耐腐蚀性等品质特性和加工特性。
所谓扁坯D的表层部分，是指距表层大于10％至25％之间的范围。在此范围外，表层部分过薄，金属化合物多的内部与表层接近，内部金属化合物个数增加，不能使表层部分形成微细凝固组织，扁坯加工时容易发生金属化合物引起的缺陷。
其中，钢水所含的金属化合物与钢水凝固时形成的δ铁素晶格的非共格性可以处于6％以下。
因此，钢水凝固时凝固核形成能力提高，可以得到更加微细的凝固组织，能使表层部分和内部的微小偏析极小。而且压下方向变形更易，能够稳定制造加工特性和品质特性优良的扁坯。
此外，可以将扁坯D制成铁素体系不锈钢扁坯。
对于铁素体系不锈钢扁坯D，能容易地将易于粗大化的凝固组织变成微细的等轴晶。
本发明的上述扁坯，可以使之含有向钢水中添加Mg或Mg合金而生成的含MgO氧化物。
通过使之含有含MgO氧化物，可以抑制钢水中氧化物凝聚，提高氧化物的分散性，增加起凝固核作用的氧化物个数。其结果，扁坯的凝固组织更加稳定，形成微细凝固组织。
本发明的上述扁坯加热后，例如经1100～1350℃加热后，轧制加工制成钢材，由于具有上述特性，所以轧制加工时抗裂性高，可以防止轧制加工时变形集中在特定晶粒上，获得晶粒均一的变形(变形行为的各向同性)。
因此，本发明的上述扁坯压下时在宽度和长度方向上的变形均一，所以加工这种扁坯得到的本发明钢材，在通常钢材中发生的那些鳞片瑕疵和裂纹等表面缺陷，以及中心疏松和中心偏析等内部缺陷极少。而且本发明的钢材因夹杂物造成的表面缺陷和内部缺陷也极少，所以具有良好的耐腐蚀性等品质特性。
以下说明制造本发明上述扁坯用钢水的处理方法(以下叫作“本发明的处理方法”)。
本发明的处理方法之一(以下叫作“处理方法I”)，其特征在于将精炼炉精炼的钢水中总Ca量调节到0.0010质量％以下，然后向该钢水中添加预定量的Mg。
按照这种处理方法I，能够抑制钢水中铝酸钙(12CaO·Al2O3等低熔点夹杂物)的生成。结果能防止向铝酸钙中加入Mg氧化物(MgO)时形成CaO-Al2O3-MgO三元复合氧化物，可以形成起凝固核作用的MgO或MgO·Al2O3等高熔点氧化物。
这里所述的总Ca量，是指在钢水中存在的Ca以及CaO等含Ca化合物中Ca成分的合计量；处理方法I中规定的含量，是指钢水中完全不含Ca，或者含0.0010质量％以下Ca情况的含量。
此外，本发明的处理方法I中，也可以使钢水中不含铝酸钙复合氧化物。
因此，当钢水中存在氧化物(氧化镁)时，通常可以稳定地防止由铝酸钙和氧化物(氧化镁)形成CaO-Al2O3-MgO三元复合氧化物，结果能使钢水中更确实形成MgO和MgO·Al2O3等高熔点氧化物(以下叫作“含MgO氧化物”)，使扁坯的凝固组织微细化，防止扁坯产生表面缺陷和内部缺陷。
钢水中镁的添加量，优选为0.0010～0.10质量％。
镁添加量低于0.0010质量％时，钢水中的含MgO氧化物产生的凝固核数量减少，不能使凝固组织微细化。另一方面，一旦镁的添加量超过0.10重量％，因凝固组织的微细化效果饱和，添加的Mg或Mg合金不起作用，或者因包含MgO和含MgO氧化物的氧化物增加而常常产生缺陷。
将本发明处理方法I处理的钢水浇铸在铸模中，经冷却制造的本发明扁坯，因微细的MgO和/或含MgO氧化物而使凝固组织微细化，因而能够抑制扁坯表面产生的裂纹和凹坑等表面缺陷以及中心疏松(多孔性)和中心偏析等内部缺陷的发生。因此，将这种扁坯轧制等加工成钢材时，可以防止钢材产生表面缺陷和内部缺陷，无修整和破碎，产品成品率和材料质量均高。
本发明的另一处理方法(以下叫作“处理方法II”)，其特征是在钢水中添加预定量的Mg之前，向钢水中添加预定量含Al合金进行脱氧处理。
这种处理方法II首先添加含Al合金，使此含Al合金与钢水中的氧、MnO、SiO2、FeO等反应生成Al2O3，然后通过添加预定量Mg使Al2O3表面Mg被氧化生成MgO，或者形成MgO·Al2O3。Al2O3上存在的MgO或者MgO·Al2O3，因其与作为凝固一次结晶的δ铁素体间晶格的非共格度处于6％以下，所以当钢水凝固时具有凝固核作用。其结果，使凝固组织微细化，能够抑制裂纹等表面缺陷和中心偏析和中心疏松等内部缺陷的产生，而且也能抑制加工性能和耐腐蚀性降低。
所述的Al合金，是指含有金属Al和Fe-Al合金等Al的合金，添加的Mg是指金属Mg和Fe-Si-Mg合金、Ni-Mg合金等含Mg合金。
此外，在本发明的处理方法II中，向钢水中添加Mg前，除了预定量含Al合金之外，还可以添加预定量含Ti合金进行脱氧处理。
通过添加上述含Ti合金，使Ti在钢水中固溶，使其中一部分生成TiN起凝固核作用，而且使脱氧生成的Al2O3表面上形成MgO或MgO·Al2O3，同时能够起凝固核作用。其中所述的含Ti合金，是指金属Ti和Fe-Ti合金等含Ti合金。
本发明的处理方法II中，优选使Mg的添加量处于0.0005～0.10质量％。
通过使Mg的添加量处于此范围内，能够使脱氧形成的Al2O3表面上充分形成MgO或MgO·Al2O3。这种MgO或MgO·Al2O3，在钢水中凝固时，凝固核作用充分，将使凝固组织更微细。
当Mg的添加量低于0.0005质量％时，具有与δ铁素体晶格的非共格性小于6％表面的氧化物数目不足，不能使凝固组织微细。另一方面，当Mg的添加量超过0.10质量％时，因氧化物使凝固组织微细化的效果饱和，同时添加Mg所需的成本也提高。
本发明的处理方法II中，可以将钢水制成铁素体系不锈钢的钢水。
按照本发明的处理方法II，能够使凝固组织容易粗化的铁素体系不锈钢的凝固组织微细化，其结果能够抑制扁坯表面上产生的裂纹和凹坑缺陷、内部裂纹、中心疏松和中心偏析等缺陷。
在本发明的处理方法I和处理方法II中，更优选添加Mg，使钢水中所含的炉渣和脱氧生成物非氧化物，以及在钢水中添加Mg时生成的氧化物满足下式(1)和(2)：
17.4(kAl2O3)+3.9(kMgO)+0.3(kMgAl2O4)
+18.7(kCaO)≤500                 …(1)
(kAl2O3)+(kMgO)+(kMgAl2O4)+(kCaO)
≥95                             …(2)
式中，k表示氧化物的摩尔％。
利用这种添加Mg的方法，能够生成CaO·Al2O3·MgO、MgO·Al2O3、MgO等复合氧化物，这些氧化物与δ铁素体晶格的非共格性小于6％，是有效起凝固核作用的氧化物。钢水凝固时，这些复合氧化物起凝固核作用，使之生成等轴晶，从而使扁坯的凝固组织微细化。
这种Mg添加法也适用于铁素体系不锈钢的钢水。
也就是说，上述Mg添加法能够使凝固组织容易粗大化的铁素体系不锈钢的凝固组织形成更微细的凝固组织，抑制扁坯中产生的内部裂纹和中心偏析、中心疏松等。而且，能够防止加工这种扁坯制成钢材中因粗大凝固组织产生的条痕和边缘裂纹缺陷。
本发明的再一处理方法(以下记作“处理方法III”)，其特征在于在钢水液相线温度以上向Ti浓度和N浓度满足TiN析出结晶的溶度积的钢水中，添加预定量的Mg。
按照这种处理方法III，在不析出TiN的高温下，生成分散性良好的MgO或MgO·Al2O3等含MgO的氧化物，随着钢水温度的降低，在这种含MgO氧化物上析出TiN，分散在钢水中，起凝固核作用，使扁坯的凝固组织微细化。这里Mg的添加，也可以利用投入金属Mg和Fe-Si-Mg合金、Ni-Mg合金等含镁合金的方式进行。
其中，上述的Ti浓度[％Ti]和N浓度[％N]优选能够满足下式要求：
[％Ti]×[％N]≥([％Cr]2.5+150)×10-6
式中，[％Ti]是钢水中Ti的质量％，[％N]钢水中N的质量％，[％Cr]是钢水中Cr的质量％。
在本发明的处理方法III中，由于将钢水中所含的Ti和N浓度保持在预定范围内，并添加预定量Mg，所以能够使生成的TiN随着分散性高的含MgO氧化物，稳定地分散在钢水之中。这种TiN在钢水凝固时起凝固核作用，从而使扁坯的凝固组织更加微细。
本发明的处理方法III即使对于凝固组织容易粗大化的含Cr铁素体系不锈钢而言，也能发挥使凝固组织微细化的效果，并且能够防止扁坯和钢材产生表面缺陷和内部缺陷。
本发明的处理方法III特别适用于含有10～23质量％Cr的铁素体系不锈钢钢水的铸造。
若Cr含量低于10重量％，则钢材的耐腐蚀性降低，同时也不能获得所需的微细化效果。另一方面，若Cr含量超过23重量％，则即使添加Cr铁合金也不能提高钢材的耐腐蚀性，而且铁合金添加量加大导致成本增加。
本发明的又一处理方法(以下叫作“处理方法IV”)，其特征在于使覆盖钢水的炉渣中含有1～30质量％能够被Mg还原的氧化物。
按照这种处理方法IV，由于使炉渣中所含的氧化物总质量保持在预定值，所以向钢水中添加的Mg能够提高MgO和含MgO氧化物的生成比例(成品率)，其结果能够使微细的MgO和含MgO的氧化物(以下叫作“含MgO氧化物”)分散在钢水之中。
于是，这种MgO和含MgO氧化物起凝固核作用，使扁坯的凝固组织微细化。结果，能够抑制扁坯表面产生裂纹和凹坑，抑制内部产生裂纹和中心偏析、中心疏松等缺陷，或者因无需修整扁坯或防止破碎而能提高扁坯的成品率，从而能够使对扁坯进行轧制等加工制成钢材的品质。
其中，所述的炉渣中的氧化物，是指FeO、Fe2O3、MnO和SiO2中一种或两种以上氧化物。
通过适当选择炉渣中的氧化物，可以抑制炉渣中氧化物对Mg的消耗，提高Mg的存留率，将Mg有效地添加到钢水之中。
此外，在本发明的处理方法IV中优选使钢水中所含的Al2O3处于0.005～0.10质量％之间。
这样可以使熔点高的Al2O3转变成MgO·Al2O3等复合氧化物，而且利用MgO的分散性使此复合氧化物均匀分散在钢水中，提高起凝固核作用的含MgO氧化物的比例。
本发明的另一处理方法(以下叫作“处理方法V”)，其特征在于向钢水中添加预定量Mg之前，使覆盖钢水的炉渣中CaO活度处于0.3以下。
按照这种处理方法，通过向钢水中添加Mg，可以使δ铁素体晶格共格性优良的MgO和高熔点含MgO的氧化物生成得微细，并分散在钢水之中。
于是当钢水凝固时，这种MgO和含MgO氧化物由于起凝固核作用，所以扁坯的凝固组织将变得微细。
一旦炉渣中的CaO活度超过0.3，含有不起凝固核作用的CaO的低熔点氧化物或与δ铁素体品格的非共格度超过6％的氧化物就会增加。
在本发明的处理方法V中，优选使炉渣的碱度处于10以下。
若将炉渣的碱度调节到10以下，则能够稳定地抑制炉渣中CaO的活度，因而能够防止含MgO氧化物转变成低熔点氧化物、或与δ铁素体晶格的非共格度超过6％的氧化物。
此外，本发明的处理方法V能够良好地适用于铁素体系不锈钢的钢水。
若使用本发明的处理方法V处理铁素体系不锈钢的钢水，当钢水凝固时，能够使容易粗大化的凝固组织微细化，因而能够防止扁坯和将其加工成的钢材等形成表面缺陷和内部缺陷。
本发明的上述扁坯能够用连续铸造法制造，这种连续铸造法的特征在于将含有MgO或含MgO氧化物的钢水浇铸在铸模中，用电磁搅拌装置一边搅拌钢水一边铸造。
按照这种连续铸造方法，通过在钢水中形成分散性高的MgO和/或含MgO氧化物，由于这种氧化物对凝固核形成的促进作用和阻塞作用(抑制凝固后组织的生长)，能够使扁坯的凝固组织微细化。
通过电磁搅拌装置的搅拌，能够减少扁坯表面存在的氧化物，防止扁坯和钢材中因氧化物而产生鳞片和裂纹等缺陷，而且还能够提高耐腐蚀性。
在本发明的连续铸造方法中，优选将电磁搅拌装置设置在铸模内弯月面下游侧2.5米之内。
将电磁搅拌装置设置在上述范围内时，一边冲洗被初期凝固的表层部分扑捉到的氧化物，一边使表层部分的凝固组织微细化，使扁坯内部含有许多MgO和/或含MgO氧化物，可以使凝固组织变成更加微细的凝固组织。其结果，能够防止扁坯和钢材中出现因氧化物而产生的鳞片和裂纹缺陷，而且还能提高耐腐蚀性。
电磁搅拌装置的搅拌位置，处于弯月面(钢水表面)上方时不能有效地使钢水形成搅拌流，而处于超过2.5米的下游侧时凝固壳变得过厚，使变成表层部分的凝固壳内氧化物增加，会产生耐腐蚀性降低的问题。
本发明的连续铸造方法优选用电磁搅拌装置赋予钢水以10厘米/秒以上流速的搅拌流。
这样能够利用钢水的流动洗涤除去被扁坯的凝固壳扑捉的氧化物。
当搅拌流的流速低于10厘米/秒时，不能洗涤除去凝固壳附近的氧化物，而如果搅拌流流速过高，则由于会卷入钢水表面覆盖的粉末，使铸模内的弯月面产生扰动，所以优选将搅拌流的流速上限定为50厘米/秒。
而且优选将电磁搅拌装置设置得使铸模内钢水表面形成水平方向旋转的搅拌流。
借助于水平方向旋转的搅拌流，能够有效地洗涤除去被扁坯表层部分扑捉的氧化物，使扁坯内部存在许多微细的氧化物。
本发明的连续铸造方法也适用于用铁素体系不锈钢钢水铸造扁坯的情形。
上述钢水特别是含有10～23质量％Cr、0.0005～0.010质量％Mg的钢水。
利用这种方法形成钢水中分散性高的MgO和/或含MgO的氧化物，由于对晶核生成的促进作用和填充作用(抑制凝固后组织的生长)，能够使扁坯的凝固组织变成微细的凝固组织。
因而能够抑制扁坯表层部分产生的表面缺陷、内部产生的裂纹和中心疏松等缺陷。
对加工后的扁坯穿孔时，可以抑制在孔内表面产生裂纹和鳞片等缺陷的出现，提高钢管的品质。
Mg含量一旦低于0.0005质量％，钢水中的MgO就会减少，凝固核不能充分形成，而且阻塞作用也减弱，不能使凝固组织微细化。另一方面，一旦MgO含量超过0.010重量％，凝固组织的微细化效果就会饱和而无显著效果，同时Mg和含Mg合金等用量增大，增加制造成本。铬含量若低于10质量％，则钢管的耐腐蚀性降低，同时凝固组织的微细化效果也减小。铬含量超过23质量％时，铬合金的添加量增加，制造成本上升。
使用本发明的连续铸造方法连续铸造铁素体系不锈钢钢水时，可以用电磁搅拌装置一边搅拌该钢水一边铸造。
通过上述搅拌可以使凝固时生成的柱状晶尖端折断，能够抑制柱状晶的生长，断片与凝固核的相互作用能够使扁坯的凝固组织更加微细。
此外，在上述应用的情况下，优选从扁坯的固相比为0.2～0.7的范围内开始对扁坯轻轻压下。
扁坯内部残存的未凝固部分凝固收缩产生的中心疏松，能够被此轻压所压实，因而能够防止未凝固钢水流动产生的中心偏析等。
在固相比小于0.2的范围内开始轻压，由于未凝固区过多，所以即使压下也不能获得压实效果，而且脆弱的凝固壳也会产生裂纹。若在固相比大于0.7的范围内压下，则往往无法压下中心疏松。因此，为了将中心疏松压实，必须采用较大压下力，从而使压下装置大型化。
符合上述目的的本发明无缝钢管，是将添加了10～23质量％铬和0.0005～0.010质量％镁的钢水浇铸在铸模中，依靠该铸模的冷却，以及一边利用设置在支持段的冷却水喷嘴喷洒水冷却一边使之凝固的方法连续铸造，在制管工序中将得到的扁坯穿孔制成的。
这种钢管由于采用凝固组织微细的扁坯，所以在制管工序中穿孔时，可以抑制管的表面和内表面产生裂纹和鳞片缺陷，而且也不需要磨削等修整，是品质优良的钢管。
附图说明
附图1是制造本发明扁坯用连续铸造装置的断面图。
附图2是附图1所示连续铸造装置中铸模附近的断面图。
附图3是附图2所示铸模的B-B断面图。
附图4是附图1所示连续铸造装置中A-A断面的断面图。
附图5是本发明钢水处理方法用处理装置的断面图。
附图6是本发明处理方法用另一处理装置的断面图。
附图7是传统扁坯厚度方向凝固组织的模式图。
附图8是本发明扁坯距离表层的距离，与等轴晶直径和柱状晶宽度之间关系的示意图。
附图9是本发明扁坯厚度方向上凝固组织的模式图。
附图10是本发明扁坯中距离表层的距离与等轴晶直径之间其它关系的示意图。
附图11是本发明扁坯距离表层的距离，与等轴晶直径和柱状晶宽度之间其它关系的示意图。
附图12是本发明扁坯距离表层的距离，与等轴晶直径之间其它关系的示意图。
附图13是本发明扁坯厚度方向的断面图。
附图14是本发明扁坯距离表层的距离，与晶粒直径中最大晶粒直径/平均晶粒直径之间关系的示意图。
附图15是传统扁坯距离表层的距离，与晶粒直径中最大晶粒直径/平均晶粒直径之间关系的示意图。
附图16是扁坯中10微米以下夹杂物个数(个/厘米2)与等轴晶比例(％)之间关系的示意图。
附图17是CaO-Al2O3-MgO体系状态图中，属于本发明组成区域的曲线图。
附图18是本发明钢水处理方法中，钢水中Ti浓度与N浓度的溶度积：[％Ti]×[％N]与Cr浓度[％Cr]之间关系的示意图。
附图19是本发明钢水处理方法中，添加Mg之前炉渣中FeO、Fe2O3、MnO和SiO2总质量％与Mg处理后钢水中Mg保留率之间关系的示意图。
附图20是本发明钢水处理方法中，炉渣的碱度与CaO活度之间关系的示意图。
具体实施方式
1)以下，参照附图就本发明及具体化的实施方案进行说明，以供理解本发明。
如图1和图2所示，制造本发明扁坯用的连续铸造装置10，具有储存钢水的中间罐12，设有从中间罐12向铸模13中浇铸钢水11用出口14的浸渍喷嘴15，搅拌铸模13内钢水11的电磁搅拌装置16，靠来自附图未示出的冷却水喷嘴的洒水使钢水11凝固的支持段17，对扁坯18的中央部分压下用压下段19，以及拉拔压下后扁坯18用拉辊20和21。
电磁搅拌装置16，如图3所示，设置在铸模13长壁13a和13b的外侧，长壁13a和长壁13b分别设置有电磁线圈16a和16b，以及16c和16d。
其中必要时可以使用这种电磁搅拌装置16。
压下段19，如图4所示，由保持在扁坯18下面的支持辊22，以及与扁坯18的上表面侧接触并有凸起部分23的压下辊24组成。此压下辊24由附图没有示出的油压装置压下，凸起部分23可以压入到预定深度位置，将扁坯18的未凝固部分18b压下。附图2中，符号18a是扁坯的凝固壳。
扁坯18在其后切成预定尺寸后，被输送到后续工序中，经图中未示出的加热炉、均热炉等加热后，经压力加工制成钢材。
本发明处理方法用处理装置示于附图5和6附图5中。附图5所示的处理装置25，具有承受钢水11的盛钢桶26，设置在盛钢桶26上方的含Al合金储藏料斗27，以及储藏海绵Ti、Fe-Ti合金等Ti合金或Fe-N合金、N-Mn合金、N-Cr合金等N合金用料斗28，根据需要从这些储藏料斗27、28向盛钢桶26内的钢水11添加上述合金的溜槽29。
此外，处理装置25还备有在导管32引导下，将被铁管29覆盖的金属Mg加工成线状的金属丝30，贯穿炉渣33供给钢水11中的供给装置31。
附图5中符号34是向盛钢桶26内供给惰性气体用多孔塞。
附图6所示的处理装置35，具有盛钢桶11和喷吹Mg或Mg合金粉末用喷枪36。喷枪36被收容在盛钢桶26内，浸渍在表面上形成有炉渣33的钢水11之中，利用惰性气体经此喷枪36，喷入例如相当于Mg量的0.0005～0.010质量％的Mg或Mg合金粉末。
一般而言，扁坯的凝固组织，如图7所示，是由表层(表面层部分)经铸模急剧冷却凝固的细小结晶组织的激冷细晶，以及在这种激冷细晶内侧形成的大粒结晶组织的柱状晶组成。
此外，有时在扁坯内部也形成等轴晶，有时柱状晶延伸到中心部分。
柱状晶是粗大的晶体组织，进行压力加工时变形的各向异性强，在宽度方向和长度方向上的变形行为不同。
因此，使用具有柱状晶所占比例大的凝固组织的扁坯制成的钢材，与具有微细等轴晶的扁坯制造的钢材相比，材料质量差，往往容易生成皱纹等表面缺陷。
当扁坯表层存在粗大柱状晶的情况下，由于粗大柱状晶晶界存在性脆的微观偏析，所以其存在部位变脆，在扁坯表层将会产生裂纹和凹坑等表面缺陷。
此外，在扁坯内部存在柱状晶或大粒等轴晶的情况下，因凝固组织中存在的微观偏析和凝固收缩造成的内部裂纹(裂缝)和中心疏松(多孔性)，以及凝固终止前因钢水流动而产生的中心偏析等内部缺陷容易产生，因而将损害扁坯的品质和钢材的品质。
2)(1)通过使扁坯总断面的60％以上具有满足下式的等轴晶的凝固组织，能够防止上述表面缺陷和内部缺陷的产生。
D＜1.2×X1/3+0.75
式中，D是作为结晶方向相同的组织的等轴晶直径(毫米)，X是距离扁坯表面的距离(毫米)。
也就是说，由具有满足上式的等轴晶的凝固组织组成的扁坯，是本发明的扁坯A。
这种等轴晶的直径，是当钢水凝固成扁坯后在厚度方向上对整个断面进行腐蚀，当光线照射在其表面上时，按照宏观组织结晶方向反射的反射光的明暗而确定的凝固组织大小。
这种等轴晶直径的检出，是将扁坯切断露出厚度方向的断面并经研磨后，例如使之与盐酸或硝酸乙醇腐蚀液(Nital，硝酸和乙醇的混合液)反应的方法进行腐蚀而进行的。
平均等轴晶直径，可以用将宏观组织拍摄成放大l～100倍的放大照片，对此放大照片作图像处理得到的等轴晶直径(mm)求出。  该等轴晶直径中最大值，是最大等轴晶直径。
附图8表示本发明扁坯A中距离表层的距离与等轴晶直径之间关系的曲线图。当形成的凝固组织具有这样的特点，即扁坯总断面中60％以上等轴晶满足上式，这样不但能抑制表层中柱状晶的生长，而且能使内部的等轴晶微细化。
这种扁坯A中，如图9所示，由于能够抑制表层部分柱状晶的生长，所以存在于晶界的脆性微观偏析少，而且即使有也极小。因此，这种扁坯A用铸模冷却和凝固时即使收缩和应力等出现不均一，也能抑制以微观偏析为起点产生的裂纹和凹坑等表面缺陷的发生。
此外，如图9所示，由于内部的等轴晶直径也减小，所以在晶界产生的微观偏析也与表层部分同样减小，能够提高抗裂性，以及抑制扁坯凸肚加工和调直变形造成的内部裂纹等。
因此，由于扁坯A加工特性和材料质量均良好，所以用这种扁坯A制造钢材时，能够获得没有皱纹等表面缺陷的钢材。
满足上式的等轴晶，一旦低于扁坯全断面的60％，不但柱状晶的范围会扩大，而且内部等轴晶直径也增大，在扁坯上产生裂纹和凹坑等缺陷。其结果，要么必须修整扁坯，要么就发生破碎；而且对扁坯进行加工时在钢材表面上将会产生表面缺陷和内部缺陷，使钢材品质降低。
本发明扁坯A的凝固组织，如图10所示，通过使扁坯的全断面为满足上式的等轴晶，能够使凝固组织在扁坯全体都变成均一的凝固组织，并且能够在扁坯全体范围内减小存在与晶界上的脆性微观偏析。其结果，使扁坯的抗裂性提高，在利用铸模冷却时或凝固时即使产生收缩和应力不均，也能确实抑制以微观偏析部分为起点的裂纹和凹坑等表面缺陷，以及因凸肚加工和调直加工的变形引起的内部裂纹等缺陷产生。
使之以凝固核为起点凝固时，能够减小等轴晶直径，其结果凝固终止前钢水的流动性得到改善，可以防止钢水收缩引起的中心疏松(多孔性)和中心偏析等缺陷，能够铸造无缺陷扁坯。
此外，本发明的扁坯A通过使最大等轴晶直径不大于三倍平均等轴晶直径，还能得到使凝固组织更加微细的优选结果。
这是因为凝固组织中等轴晶直径的变动减小，可以获得具有高均一性凝固组织的扁坯，可以将等轴晶界形成的微观偏析抑制得更小，因而能够防止表面缺陷和内部缺陷产生的缘故。
此外，由于等轴晶直径小，所以轧制加工时变形行为的均一性将进一步提高。
若最大等轴晶直径大于平均等轴晶直径的三倍，则该局部的加工变形会变得不均，在钢材中有时会产生条纹状皱纹缺陷等。
而且在本发明的扁坯A中，若着眼于图像处理得到的等轴晶直径，则如图11所示，能够使满足下式的等轴晶占扁坯全部断面的60％以上，因而能够得到优选的凝固组织。
D＜0.08X0.78+0.5
式中，X是距扁坯表面的距离(毫米)，D是距扁坯表面距离为X向等轴晶直径(毫米)。
此外，本发明的扁坯A，如图12所示，能够使扁坯全断面都形成满足上式的等轴晶，因而能够得到更优选的凝固组织。
使用附图1和2所示的连续铸造装置连续铸造本发明扁坯的场合下，将Mg或Mg合金添加到中间罐12内的钢水11中，使钢水11中形成MgO单体或含MgO的复合氧化物(以下叫作“含MgO氧化物”)。
MgO变成分散性良好的细粒后在钢水中均匀分散，起凝固核作用，上述氧化物本身同时起阻塞(抑制凝固后凝固组织的粗大化)作用，抑制凝固组织粗大化，形成等轴晶，同时使等轴晶本身微细化，将扁坯均质。
添加的Mg或Mg合金，在钢水中的添加量足以相当于0.0005～0.10质量％Mg，可以添加到钢水中，添加的Mg与钢水中的氧以及由FeO、SiO2、MnO等氧化物提供的氧反应，可以形成MgO或含MgO氧化物。
Mg或Mg合金的添加方法，可以将Mg或Mg合金直接添加到钢水中，或者连续供给用薄钢覆盖Mg或Mg合金后制成线状的金属丝。
Mg添加量低于0.0005质量％时，凝固核数量不足，因生成的核不足难以获得微细的凝固组织。
而且若Mg添加量超过0.10质量％，则等轴晶的生成效果饱和，同时扁坯内部氧化物总量增加，将会降低耐腐蚀性。此外，合金成本也会上升。
这种方法制造的扁坯，凝固组织微细而均一，表面缺陷和内部缺陷极少，具有良好的加工特性。
本发明的扁坯A，除了连续铸造法之外，还可以用铸锭法、带式连铸法、双辊法等铸造方法铸造。
以下就使用本发明的扁坯A制造的钢材进行说明。
本发明的钢材是用附图未示出的加热炉和均热炉等，将凝固组织全部断面中具有60％以上满足下式的等轴晶凝固组织的扁坯A加热到1150～1250℃后，轧制而成(例如钢板、型钢)。
D＜1.2X1/3+0.75
式中D是结晶方向相同组织的等轴晶直径(毫米)，X是距扁坯表面的距离(毫米)。
这种钢材由于用具有上述凝固组织的扁坯A制造成，所以晶界存在的脆性微观偏析小，对微观偏析部分抗裂性提高，是裂纹和鳞片等表面缺陷少的钢材。
此外，由于扁坯内部裂纹和因未凝固钢水的凝固收缩产生的中心疏松(多孔性)以及因钢水流动形成的中心偏析等均得到抑制，所以在钢材内部存在的、因内部缺陷产生的内部缺陷极少。
本发明的扁坯A由于轧制加工时变形的均一性高和加工特性优良，所以在钢材中韧性等材质优良，皱纹缺陷和裂纹等表面缺陷少。
特别是使用全断面满足上式的等轴晶扁坯，加热后进行轧制加工制成的钢材，由于使用了具有均一凝固组织的扁坯，所以表面缺陷和内部缺陷极少，而且加工时变形的均一性更好，所以加工特性和材质等均优良。
通过使扁坯的最大等轴晶直径处于平均等轴晶直径的三倍以内，可以抑制在等轴晶直径晶界形成的微观偏析尺寸，能够获得具有更加均一材质特性的钢材。
(2)本发明的扁坯B其特征在于，距扁坯表面等深度处晶粒直径最大值，处于该深度平均晶粒直径的三倍以内。
上述扁坯B中，如图13所示，由于距扁坯18表面等深度a毫米，例如2～10毫米位置处晶粒直径最大值处于该深度a毫米处平均晶粒直径值的三倍以内，所以能抑制表层形成粗大的柱状晶，Cu等混入元素等晶界偏析减少。其结果，能够防止扁坯中因冷却和凝固收缩的不均而产生的凹坑缺陷和裂纹缺陷，能够使扁坯组织对裂纹的抵抗力高的组织。
此外，由于扁坯表面和内部产生的裂纹减少，所以对扁坯进行磨削等修整以及扁坯破碎的情况减少，扁坯的成品率提高。
另外，对扁坯作压力加工时的加工特性也得到改善。
距扁坯表面等深度a毫米处晶粒直径的数值，采用例如将扁坯表面磨削到2～10毫米位置后，对露出表面的晶粒直径进行测定的测定值。而且这种磨削也可以进行到扁坯中心部位附近。
距扁坯表面同一深度处晶粒直径最大值，一旦超过该深度平均晶粒直径值的三倍，晶粒直径的波动就会增大，其结果加工时变形应力集中在特定晶粒上时变形不均一，产生皱纹等表面缺陷，使成品率降低。
而且容易产生晶界偏析高的部位，往往以此部位为起点产生表面裂纹和内部裂纹。其结果，将产生表面缺陷和内部缺陷，因扁坯的修整和破碎等情况增加使成品率降低，而且钢材的质量也会降低。
本发明的扁坯B中，如图14所示，通过使晶粒直径最大值处于该同一深度处平均晶粒直径值的三倍以内，而且使扁坯全断面中至少60％以上均为等轴晶，如图9所示，可以抑制表层形成粗大的柱状晶，而且能形成全体范围内均一的组织。
附图15表示传统扁坯中距表层的距离与晶粒直径的最大晶粒直径/平均晶粒直径之间的关系。
对本发明的扁坯B加工时，由于能够抑制变形应力集中在特定晶粒上，可以确保变形行为的各向同性(在宽度方向和长度方向因压下引起的伸长)，所以本发明的扁坯B加工性能更高。
因此，加工扁坯制成钢材时，除了能够防止裂纹和鳞片等缺陷产生之外，还能够防止皱纹缺陷(特别是不锈钢板上的皱纹和条痕)等缺陷产生。
此外，还能够使晶界形成的Cu等夹杂元素等产生的晶界偏析更少，进一步提高轧钢等压下加工时对裂纹等的抗裂性，因而可以防止扁坯和钢材中产生裂纹等缺陷。
当等轴晶未达到全断面的60％时，因柱状晶范围增加，所以将产生裂纹和凹坑等缺陷，增加扁坯的修整和破碎次数，加工后的钢材产生表面缺陷和内部缺陷，从而往往使成品率减小和质量降低。
基于同样的理由，通过使扁坯全断面均形成等轴晶，使组织在全体范围内均具有均一的晶粒，因此也能减小晶界偏析，提高表层部分和内部的抗裂性，抑制凹坑和裂纹等产生，进一步提高加工变形的各方同性，提高r值(断面收缩加工指数)和钢材的韧性等品质和材质。
其中，晶粒直径是结晶方向相同的组织的晶粒直径(毫米)，是将扁坯表面腐蚀后，按照宏观组织的结晶方向反射的反射光的明暗而确定的凝固组织的大小。
这种晶粒直径的检出按照以下方式进行：沿预定长度方向将其切断，使之露出凝固后扁坯厚度方向的断面，磨削至距离其外周的预定深度，再研磨露出的该表面后，使之与例如盐酸或硝酸乙醇混合液(硝酸和乙醇的混合液)等反应的方式进行腐蚀。
对宏观组织摄取1～100倍的放大照片，作图像处理，测定晶粒直径，求出最大值和平均值。
连续铸造本发明的扁坯B时，向中间罐12(参见附图1和2)中的钢水11内添加Mg或Mg合金，使钢水中形成MgO单体或含MgO氧化物。
Mg的添加量、作用效果和添加方法与本发明扁坯A的情况相同。
此外，本发明的扁坯B，与本发明的扁坯A同样，除了连续铸造法之外，还能够用带式连铸法、双辊法等铸造方法铸造。
本发明的扁坯B，经附图未示出的加热炉和均热炉等加热到1150～1250℃后，再经轧制加工制成钢板和型钢等钢材。
这种钢材中，裂纹和鳞片等表面缺陷以及内部裂纹等内部缺陷少，是加工特性优良的钢材。
特别是使用扁坯厚度方向为断面中至少60％为等轴晶的扁坯或整个面均为等轴晶的扁坯，能够得到缺陷更少、加工特性，例如断面收缩加工特性优良的钢材。
(3)本发明的扁坯C其特征在于其中含有100个/厘米2以上在钢水凝固时生成的与δ铁素体晶格非共格性处于6％以下的夹杂物。
从中间罐12上设置的浸渍喷嘴15，将凝固的一次结晶(钢水11凝固时最初析出的相)为δ铁素体钢种的钢水(含铬13质量％的铁素体系不锈钢钢水)11浇铸到铸模13(参见附图1和2)中，冷却后边形成凝固壳18a边变成扁坯18，随后进入支持段17的下方，被洒下的冷却水将热量带走，以后凝固壳18a厚度边增加，边在行进途中被压下段19压下(参见附图4)，凝固完全。
现有扁坯厚度方向断面上的凝固组织，如图7所示，是扁坯的表层(表层部分)被铸模急剧冷却凝固形成细小组织的激冷细晶，以及在这种激冷细晶内侧形成大粒柱状晶组织。
这种表层部分存在柱状晶晶界上的微观偏析，这种微观偏析部位具有脆性，所以因铸模冷却和收缩的不均一性将成为扁坯表层上产生裂纹和凹坑缺陷的原因。
此外，在扁坯内部由于冷却得比表层部分缓慢，所以将生成柱状晶或大粒等轴晶，在凝固组织的晶界处会有与表层部分同样的微观偏析。
这种微观偏析，具有与表层部分同样脆性，成为内部凝固时的热收缩以及扁坯的凸肚加工和弯曲矫正等机械应力造成内部裂纹的起点。
另一方面，在扁坯内部等轴晶粒直径大的情况下，随着凝固的推进，在扁坯内部将会产生因钢水供给不足引起的中心疏松，以及因凝固终止前钢水流动造成的中心偏析等内部缺陷，因而有损于扁坯质量。
因此，为了防止上述表面缺陷和内部缺陷，当钢水凝固时，必须使钢水中存在100个/厘米2以上与δ铁素体晶格非共格性处于6％以下的夹杂物。
使这种夹杂物在钢水中存在的方法是，添加能够与钢水12中所含的O、C、N、S以及SiO2等氧化物反应形成夹杂物的金属，或者向钢水中添加夹杂物本身。
上述金属与钢水中O、C、N、S、SiO2等反应形成的夹杂物，或者向钢水中添加的夹杂物，形成钢水中10微米以下的夹杂物。这种夹杂物在钢水凝固时起凝固核的作用，成为开始凝固的起点。
此外，利用上述夹杂物的阻塞作用可以抑制凝固组织成长，能够得到有微细凝固组织的扁坯。
通过使用分散性优良的夹杂物，依靠铸模13内钢水11的排出物流的搅拌作用，以及电磁搅拌装置16的搅拌作用，来形成100个/厘米2以上10微米以下的夹杂物时，上述凝固核及其阻塞作用更加明显，如图16所示，能够得到具有等轴晶率为60％以上组织的扁坯。
附图9示出了扁坯厚度方向断面中的凝固组织，在扁坯内部可以形成微细等轴晶组织，而在表层部分抑制了柱状晶的生长。
由于增加了10微米以下的夹杂物，所以扁坯从表层部分到内部整个断面的凝固组织均能成为微细均一的等轴晶。
具有微细等轴晶的本发明扁坯C，由于抗裂性强，所以在扁坯表面出现的裂纹和凹坑等表面缺陷很难产生。
本发明扁坯C内部脆性微观偏析部分少，即使产生热收缩和应力，内部裂纹等产生的也少，而且凝固终止前因钢水供给不足引起的中心疏松和中心偏析等每部缺陷的发生也能防止。
对扁坯进行压力加工时，本发明扁坯C中的微细等轴晶，由于容易在压下方向变形，所以本发明的扁坯C具有更高的加工特性。
由于加工特性优良，所以进行压力加工后不会产生皱纹(条痕、皱纹、边缘裂纹)等表面缺陷，而且也能消除轧钢时因扁坯存在内部缺陷引起的裂纹等内部缺陷。
为了形成铁素体系钢种使用的夹杂物(这种夹杂物是金属化合物)，使用Mg、Mg合金、Ti、Ce、Ca、Zr等金属和金属的化合物，使之与钢水中的O、C、N、S、SiO2等氧化物反应。
钢水中添加的夹杂物，使用MgO、MgAl2O4、TiN、CeS、Ce2O3、CaS、ZrO2、TiC、VN等与δ铁素体晶格非共格性6％以下的。从在钢水添加时的分散性和凝固核生成的稳定性来看，特别优选MgO、MgAl2O4、TiN。
其中与δ铁素体晶格非共格性，是指钢水凝固生成的δ铁素体的晶格常数与金属化合物的晶格常数之差，除以钢水凝固核的晶格常数得到的数值，此值越小凝固核生成得越好。
为了测定扁坯中夹杂物的个数，使用扫描电子显微镜SEM(ScanningElectron Microscope)和料浆(スラィム)法等，数出相当于单位面积内10微米以下的夹杂物数目。
金属化合物的大小，用SEM等电子显微镜观察全断面上的夹杂物，以单个夹杂物的最大直径和最小直径的平均值作为该夹杂物的大小。
采用料浆法时，将扁坯全断面的一部分切下，溶解此切片，然后将夹杂物分级取出，由当个夹杂物的最大值和最小值求出的平均值确定其大小，求出具有该尺寸的个数。
为了连续铸造含有这种夹杂物的扁坯，向中间罐12中的钢水11(参见附图1和3)添加金属，使之与钢水中的氧或FeO、SiO2、MnO、N、C等反应，形成MgO、MgAl2O4、TiN、TiC等夹杂物，或者直接向钢水中添加这些夹杂物。
尤其是向钢水中添加Mg或Mg合金，使之在钢水中形成MgO本身或有含MgO氧化物组成的夹杂物，这种情况下由于能够提高夹杂物在钢水中的分散性，所以能够获得更好的结果。
例如，向钢水中添加Mg或Mg合金，使Mg的添加量相当于钢水的0.0005～0.10质量％。
添加方法采用直接向钢水中添加Mg或Mg合金，或者将Mg或Mg合金用薄钢片包覆并加工成丝状后连续供给钢水中(参照附图5和6)。
Mg的添加量低于0.0005质量％时，因凝固核不足而难以获得微细的凝固组织。而且由于夹杂物本身的阻塞效果减弱而对凝固组织生长的抑制作用减小，不能得到微细的凝固组织。
反之，若Mg添加量超过0.10质量％，则凝固核的生成达到饱和，同时扁坯内部氧化物总量增加，使耐腐蚀性降低。而且还使合金成本上升。
凝固的一次结晶为δ铁素体钢种的钢水，例如有含有11～17重量％铬的SUS不锈钢等。
因此，本发明的扁坯C，凝固组织均一而微细，可以抑制表面缺陷和内部缺陷的发生，具有优良的加工特性。
此外，本发明的扁坯C，除了连续铸造法之外，还能用铸锭法和带坯连铸法、双辊法等铸造法铸造。
本发明的扁坯C用拉辊20和21(参见附图1)牵引，经附图中未示出的剪切机剪切成预定尺寸后，被输送到轧钢等后续工序。
经上述输送后，本发明的扁坯C用附图中未示出的加热炉和均热炉加热到1150～1250℃，然后进行压力加工，制成厚板、薄板、型钢等钢材。
这种钢材，是组织抗裂性强，加工中和加工后产生的裂纹和鳞片等表面缺陷少的钢材。
这种钢材由于能够抑制扁坯内部的中心偏析，所以加工时因扁坯内部缺陷产生的内部缺陷也少。
具有微细而均一凝固组织的本发明扁坯C，r值等加工特性优良，容易对扁坯进行加工，且加工后焊接部分的韧性也优良。
形成有众多分散性好、尺寸小于10微米夹杂物的扁坯，经轧制加工制造成钢材，这种钢材除了确实能够防止表面上产生鳞片和裂纹等缺陷之外，因压下方向容易变形的特点而具有更高的延伸等加工特性。
(4)本发明的扁坯D，是向钢水中添加在钢水凝固时能形成凝固核的金属或金属化合物而制成的扁坯，其特征在于在所述的扁坯的表层部分以内部分尺寸为10微米以下的金属化合物个数，是表层部分所含尺寸为10微米以下金属化合物个数的1.3倍以上。
本发明的扁坯D，为了防止表面缺陷和内部缺陷产生，向钢水中添加能够与钢水中的O、C、N和氧化物等反应形成金属化合物的金属，或者向钢水中添加该金属化合物本身，使钢水凝固时形成凝固核。
但是一旦钢水中形成各种尺寸的金属化合物，而且金属化合物的尺寸超过10微米，就难于成为凝固核，而且由金属化合物本身的阻塞作用产生的等轴晶粗大化抑制作用也不能充分出现，不能实现凝固组织的微细化。
因此，钢水中添加的金属或金属化合物，使用分散性好的，使之形成众多尺寸10微米以下的金属化合物这一点是很重要的。
此外，这种10微米以下的金属化合物，在扁坯内部存在的个数必须大于扁坯表层部分存在个数的1.3倍。
这是因为扁坯表层部分冷却进行得迅速，即使形成凝固核的金属化合物较少，也能够获得微细的等轴晶凝固组织的缘故。
在扁坯内部10微米以下金属化合物的个数处于表层部分1.3倍以上时，由于起凝固核作用和阻塞作用，所以能促进等轴晶微细化，同时抑制等轴晶粗大化，因而能够得到具有均一而微细等轴晶的凝固组织。
如图9所示，可以得到一种具有以下凝固组织的扁坯，在扁坯厚度方向断面上的凝固组织60％以上是微细的等轴晶，表层部分的柱状晶也被抑制得很小。
而且还能得到具有这样一种凝固组织的扁坯，从扁坯表层部分至内部整个断面的凝固组织，均由微细而均一的等轴晶组成。
本发明的扁坯D，因凝固过程的变形和应力而产生的裂纹和凹坑，以及因夹杂物而造成的表面缺陷都能得到抑制，而且对因扁坯凸肚加工和弯曲矫正加工等应力而产生内部裂纹的抗裂性得到增强，此外由于能够确保钢水的流动性，所以可以抑制中心疏松和中心偏析等内部缺陷产生。
本发明的扁坯D，尤其是因为形成凝固核的金属化合物个数在表层部分少而内部多，所以当将扁坯加工成薄板和型钢等钢材时，能够抑制因夹杂物产生的表面鳞片、裂纹等表面缺陷，而且还能防止因金属化合物露出于薄板和型钢表面或者因存在于表层附近而导致耐腐蚀性降低等。
一旦扁坯内部的个数小于扁坯表层部分个数的1.3倍，凝固组织微细化所需的凝固核就不足，而且填塞作用也差，所以引起凝固组织粗大化，不能得到均一的凝固组织，铸造时冷却和凝固过程的不均一冷却产生的应力，内部收缩造成的裂纹和凹坑等表面缺陷，以及中心疏松和中心偏析等内部缺陷都会发生，有损于压力加工时的加工性能。
钢水中所含的金属化合物，使用MgO、MgAl2O4、TiN、CeS、Ce2O3、CaS、ZrO2、TiC、VN等与δ铁素体晶格非共格性6％以下的。从在钢水添加时分散性和凝固核生成的稳定性来看，更优选MgO、MgAl2O4、TiN。
向钢水中添加的金属，使用Mg、Mg合金、Ti、Ce、Ca、Zr等金属。使用能够与钢水中O和C、N、SiO2等氧化物反应，形成上述金属化合物的，但是也可以使用含这些金属等的金属化合物。
特别是向钢水中添加能形成与δ铁素体晶格非共格性6％以下金属化合物的金属或者向钢水中添加金属化合物的情况下，由于能够促进有效作用的凝固核形成，而且填塞作用表现得显著，所以可以得到具有由更微细的等轴晶组成的凝固组织的扁坯。这种扁坯容易在压下方向上变形，所以压延等加工性能特别优良。
连续铸造这种含有金属化合物的扁坯时，向中间罐12内的钢水11中(参见附图1和2)，添加Mg、Mg合金、Ti、Ce、Ca、Zr等，使之与钢水中O或FeO、SiO2、MnO、氮、碳等反应，形成MgO、MgAl2O4、TiN、TiC等金属化合物。特别是向钢水中添加Mg或Mg合金，使之生成MgO或含MgO氧化物的情况下，由于钢水中金属化合物的分散性提高，所以能够得到更好的结果。例如向钢水中添加Mg或Mg合金，使钢水中含有0.0005～0.010质量％的Mg。
添加方法采用直接向钢水中添加Mg或Mg合金，或者将Mg或Mg合金用薄钢片包覆并加工成丝状后连续供给钢水中(参照附图5和6)。
Mg添加量低于0.0005质量％时，凝固核绝对量不足，凝固核及阻塞效果减小，难以获得微细凝固组织。
另一方面，一旦Mg添加量超过0.010质量％，凝固核形成就会饱和，同时扁坯内部氧化物总量增加，使耐腐蚀性降低。而且还使合金成本上升。
采用这种方法铸造的本发明扁坯D，凝固组织均一，表面缺陷和内部缺陷的发生得到抑制，具有良好的加工特性。
本发明的扁坯D，除了连续铸造法之外，虽然还能用铸锭法和带式连铸法、双辊法等铸造法铸造，但是当厚度达到100毫米以上时，夹杂物(金属化合物)分布的调整变得容易，容易调整从表层至内部凝固组织中的等轴晶，所以能够得到良好结果。铸造中，例如采用两端贯通铸模的垂直或弯曲连续铸造法铸造的产品，其微细化效果增大，能够得到良好的结果。
本发明的扁坯D，用附图中未示出的加热炉和均热炉加热到1150～1250℃后进行压力加工，加工制成薄板、型钢等钢材。
这种钢材，由于对扁坯内部微观偏析部分裂纹的抗裂性增强，所以是裂纹和鳞片等表面缺陷少的钢材。
此外，钢材内部因扁坯内部缺陷引起的内部缺陷和因压力加工造成的内部裂纹等内部缺陷产生的也极少。本发明的扁坯D，由于加工特性和耐腐蚀性也良好，所以由扁坯D加工制成的钢材也具有良好的加工特性和耐腐蚀性。
3)制造本发明的扁坯时，必须对钢水作某种处理。以下就本发明钢水的处理方法(本发明的处理方法I～V)进行说明。
(1)本发明的处理方法I，其特征在于使钢水中总钙含量降到0.0010质量％以下，然后向该钢水中添加Mg。
在附图5和6所示的处理装置中，调整盛钢桶26中的钢水11中所含钙或氧化钙等总计的总钙量，使之达到0.0010质量％以下(包括0的情况)。并且使Al2O3和CaO的低熔点化合物(复合氧化物)即铝酸钙(12CaO·7Al2O3)不生成。
一旦钢水中所含的总钙量超过0.0010质量％，作为强脱氧剂的钙就会形成氧化钙，与原有的氧化钙在一起，与Al2O3结合形成低熔点化合物。
而且，因添加Mg或Mg合金而生成的MgO与CaO·Al2O3复合氧化物结合，生成CaO-Al2O3-MgO这一三元复合氧化物。这种复合氧化物会在钢水的温度范围内熔化，所以不能起凝固核的作用，其结果不能得到微细的凝固组织。或者即使上述复合氧化物是熔点较高的夹杂物，但是由于含有氧化钙，所以与δ铁素体晶格共格性低，没有凝固核的作用。
为了调整此总钙量以及铝酸钙的生成，用精炼炉或盛钢桶26脱氧时，或者不用钙和钙合金作钢水脱氧，或者用不含钙的合金铁或钙含量少的铁合金使钢水脱氧。
Mg或Mg合金的添加量相当于0.0005～0.10质量％。这是因为Mg添加量低于0.0005质量％时，生成的凝固核不足，难以获得微细组织。而且若超过0.10质量％，则等轴晶的生成效果饱和，同时扁坯内部氧化物总量增加，使耐腐蚀性降低。而且还使合金成本上升。
在本发明的处理方法I中，由于降低了钢水中所含的总钙量所以依靠钢水中所含的氧或FeO、SiO2、MnO等氧化物供给氧，可以形成氧化镁本身以及MgO·Al2O3等复合氧化物，这些氧化物细粒化后均一分散在钢水之中。
这种钢水凝固时，形成众多数量的凝固核，此外上述氧化物本身由于具有阻塞效果(抑制凝固后组织的粗大化)，因而能抑制扁坯组织的粗大化，同时还能使等轴晶本身微细化和均质化。
可以在处理装置25、35(参见附图5和6)中调整Mg添加量和钢水中所含的总钙量，优选调整到能够抑制铝酸钙(12CaO·7Al2O3等低熔点化合物)的生成。
借助于钢水中所含的氧或者FeO、SiO2、MnO等氧化物供给氧，形成MgO本身以及MgO·Al2O3等含MgO氧化物，使细粒化的氧化物均一分散在钢水之中。
将用本发明处理方法I处理后的钢水连续铸造成扁坯，其凝固组织，如图9所示，将变成由均质而微细的等轴晶组成的凝固组织。
将这样处理后铸造成的扁坯，剪切成预定尺寸后，输送到后续工序中，用附图中未示出的加热炉和均热炉等加热后进行压力加工，制成钢材。这种扁坯由于加工性得到大幅度改善，所以用这种扁坯制造的钢材具有优良的收缩加工性能和韧性。
此外，除了连续铸造法之外，还可以用铸锭法、带式连铸法、双辊法等铸造方法铸造扁坯。例如若用连续铸造法铸造厚度100毫米以上扁坯，则容易调整从表层至内部组织中的等轴晶直径，因微细化效果更大而能够获得良好的结果。
(2)本发明的处理方法II，其特征在于向钢水中添加预定量Mg之前，向该钢水中添加预定量含Al合金后进行脱氧处理。
在附图5所示的处理装置25中，将进行脱碳精炼后的钢水11(150吨)收容在盛钢桶26中调整成分，然后从储藏漏斗27加入70千克Al，用溜槽29添加，同时从设置在盛钢桶底部的多孔塞34供给氩气，边搅拌钢水边添加Al，用这种方法充分脱氧。
Al脱氧后，继续经多孔塞34供给氩气，开动供给装置31中未示出的转鼓，经导管32导引供给丝料30，穿过炉渣33，向钢水11中供给0.75～15千克的金属Mg(0.0005～0.010质量％)。
这样，在添加预定量Mg之前，添加预定量Al，使之与钢水中的氧、MnO、SiO2、FeO等反应生成Al2O3，然后添加Mg，使与δ铁素体晶格非共格性大于6％的钢水凝固时不起凝固核作用的Al2O3表面上，生成MgO、MgO·Al2O3等含MgO氧化物。利用这种方法使钢水中夹杂物的与δ铁素体晶格非共格性小于6％，使这种夹杂物在钢水凝固时起凝固核的作用。
其结果，钢水中由于含有众多分散的MgO和/或含MgO氧化物，凝固时以这些氧化物为起点在多处开始凝固，因此扁坯的凝固组织将变得微细。
按照本发明的处理方法III，扁坯表面上不产生裂纹和凹坑缺陷，能够抑制内部产生中心偏析和中心疏松等，可以控制扁坯及其加工制成的钢材的修整和破碎，因而能够提高品质。
向钢水11中添加Mg之前，即进行Al脱氧后，也可以从储藏料斗28放出50千克Fe-Ti合金，经溜槽29添加到盛钢桶26内的钢水11中。
首先向钢水内添加Al，利用脱氧反应生成Al2O3，所以即使添加Fe-Ti合金，其中的Ti也不生成TiO2，在钢水以Ti的形式固溶，或者与钢水中的N结合生成TiN。
然后，开动供给装置31中的转鼓，在导管32的导引下向钢水中供入丝料30，一旦向钢水中供入0.75～15千克Mg，就会在Al2O3表面生成MgO和含MgO氧化物(MgO·Al2O3)。
覆盖Al2O3表面的MgO和/或MgO·Al2O3由于与δ铁素体晶格非共格性小于6％，所以在钢水凝固时将起凝固核作用。
此外，上述TiN也同样有凝固核作用，利用与MgO和/或MgO·Al2O3的协同作用，能够使凝固组织微细化。特别是Al和Ti的添加顺序，除了上述添加顺序之外，也可以先添加Ti使之生成TiO2，然后添加Al使Ti还原，还原后的Ti固溶在钢水中。
而且无论哪种情况下，Ti与MgO氧化物一起，或者单独形成TiN，都能进一步提高凝固核作用。所以添加少量Ti，能够降低合金成本，而且还能防止TiN引起的缺陷产生。
将本发明的处理方法II处理后的钢水取出一部分作为样品，用电子显微镜的EPMA(电子探针微区分析)法研究了含MgO氧化物的组成。
其结果，在先添加Al后添加Mg的情况下，起凝固核作用的夹杂物，可以验证内部是Al2O3，其四周是MgO，或者是由MgO·Al2O3组成的含MgO氧化物包覆的物质。
此外，添加Al后添加Ti，然后再添加Mg的情况下，观察到夹杂物的结构为：含MgO氧化物将Al2O3表面包覆，其四周一部分被TiN包覆；这种夹杂物由于与δ铁素体晶格非共格性小于6％，所以能有效地起凝固核作用。
就Ti的添加顺序而言，按照Ti、Al顺序(或Al、Ti顺序)添加，然后添加Mg的情况下，或者在添加Al后添加Mg，最后添加Ti的情况下，夹杂物的包覆结构都是Al2O3表面被MgO或MgO·Al2O3包覆，其中一部分或全部被TiN包覆，能够有效地起凝固核作用。
因此，用本发明处理方法II处理后的钢水铸造成的扁坯，如图9所示，无论哪种情况下，扁坯断面的表层和内部，凝固组织都十分微细。
(3)在本发明的处理方法I和处理方法II中，优选向钢水中添加预定量Mg，使钢水中所含的炉渣和脱氧生成物等氧化物以及在钢水中添加Mg时生成的氧化物，满足下式(1)和(2)；
17.4(kAl2O3)+3.9(kMgO)+O.3(kMgAl2O4)
+18.7(kCaO)≤500                   …(1)
(kAl2O3)+(kMgO)+(kMgAl2O4)+(kCaO)
≥95                               …(2)
式中，k表示氧化物的摩尔％。
在钢水中添加Mg使之生成氧化物，并使扁坯的凝固组织微细化的情况下，根据其它添加元素和炉渣的组成等可以形成MgO·Al2O3·CaO系氧化物或MgO·CaO系高熔点氧化物等。
但是由于MgO·Al2O3·CaO系氧化物是低熔点的，所以钢水凝固时不起凝固核作用。另一方面，MgO·CaO系氧化物虽然因熔点高而以固相状态存在，但是与凝固的一次结晶的δ铁素体晶格共格性差，不起凝固核作用。
因此，本发明人就这些MgO·Al2O3·CaO系氧化物或MgO·CaO系氧化物进行了深入研究，结果发现，若这些氧化物的组成处于适当范围内，则能抑制这些氧化物的低熔点化，而且也能改善与作为凝固的一次结晶的δ铁素体的晶格非共格性。
在附图5所示的处理装置中，用精炼炉脱碳和除去磷、硫等杂质后，将150吨钢水11装入盛钢桶26中。
然后边由多孔塞34吹入氩气，边用料斗27添加50～100千克Al，并将钢水搅拌混合，进行脱氧。
接着从钢水11中取样，用EPMA分析氧化物的组织，用下式(3)计算出作为氧化物和与δ铁素体晶格非共格性指标的α值。
为使该值处于500以下，考虑到回收率，求出Mg添加量，开动供给装置31，在导管32导引下将相当于该值的Mg丝30添加到钢水11之中。
α＝17.4(kAl2O3)+3.9(kMgO)+0.3(kMgAl2O4)
+18.7(kCaO)≤500                    …(3)
式中k表示氧化物的摩尔％。
附图7表示CaO-Al2O3-MgO三元状态图，若CaO-Al2O3-MgO系复合氧化物处于满足上式(3)的图中区域(被符号○围定的斜线范围)内，则能有效起凝固核作用。
α值一旦超过500，复合氧化物就会低熔点化，或者即使高熔点化，覆盖氧化物表面的含MgO氧化物也减少，因而不起凝固核作用。
此外，由下式(4)可以求出β值。此β值若低于95，SiO2、FeO等其它氧化物就会增加，就会阻碍那些将要变成凝固核的复合氧化物形成。
β＝(kAl2O3)+(kMgO)+(kMgAl2O4)+(kCaO)
≥95                             …(4)
式中，k表示氧化物的摩尔％。
因此，为使α值处于500以下，以及使β值低于95的情况下，考虑到回收率，求出Mg的添加量。
开动供给装置31，在导管32的导引下，将相当于这样求出Mg值的Mg丝30添加到钢水11中。
其结果除了能够形成多数将MgO加到Al2O3和CaO上形成的CaO·Al2O3·MgO三元氧化物之外，还能生成Al2O3·MgO和MgO，使这些氧化物分散在钢水中，随着温度的降低以这些物质为起点使钢水11开始凝固，生成等轴晶，从而能够制造出具有微细凝固组织的扁坯。
这样一来，钢水11凝固后扁坯的凝固组织，就会变成附图9所示的那种微细凝固组织。
通过使凝固组织微细化，能够防止扁坯的内部裂纹、中心偏析、中心疏松等内部缺陷产生。此外，对凝固组织微细的扁坯加工得到的钢材，压延性能得到改善，同时边缘裂纹和条纹等表面缺陷等的产生也能稳定地得到制止。
Mg的添加量优选调整到相当于0.0005～0.010质量％浓度范围。
Mg浓度若低于0.0005质量％，则不能生成与δ铁素体晶格非共格性小于5％的复合氧化物，不能使扁坯的微细组织微细化。反之，若Mg浓度超过0.010质量％，则凝固组织的微细化效果饱和，Mg的添加成本上升。
(4)本发明的处理方法III，其特征在于向Ti浓度和N浓度满足钢水液相线温度以上析出TiN晶体的溶度积的钢水中添加预定量的Mg。
因此，本发明的处理方法III，在钢水是铁素体系不锈钢钢水的情况下，优选使上述Ti浓度[％Ti]和N浓度[％N]满足下式要求：
[％Ti]×[％N]≥([％Cr]2.5+150)×10-6
式中，[％Ti]是钢水中Ti的质量％，[％N]钢水中N的质量％，[％Cr]是钢水中Cr的质量％。
而且，在本发明的处理方法III中，使钢水中所含Al2O3达到0.005～0.10质量％。
TiN与δ铁素体晶格的非共格性(TiN的晶格常数与δ铁素体晶格常数之差，除以δ铁素体晶格常数得到的数值)为4％，虽然很好，但是这种TiN容易凝聚。因此，粗大的TiN容易引起浸渍喷嘴堵塞，或者有使钢材分层的问题。
本发明的处理方法III，除了在钢水凝固时TiN能有效起凝固核作用之外，其它特点还有：钢水中添加MgO后生成的含MgO氧化物分散性极好，而且TiN优先在含MgO氧化物上析出结晶。
本发明人着眼于这一点，在本发明的处理方法III中，利用含MgO氧化物，提高在含MgO氧化物上析出结晶并起凝固核作用的TiN的分散性，使有效将凝固组织微细化的凝固核多数分散在钢水中。
若向钢水中添加Ti和N，则TiN析出结晶的温度取决于Ti浓度和N浓度之积，即溶度积[％Ti]×[％N]。
例如，钢水中添加Ti和N后，通过控制其添加量，可以在高于大约1500℃液相线温度，而且高于TiN析出结晶的温度1506℃温度下，使之原样固溶在钢水中，当将其冷却到大约1505℃以下时，以TiN形式开始析出结晶。
本发明人为了使含有所需量Cr的铁素体系不锈钢的凝固组织微细化，就Ti浓度与N浓度的溶度积与Cr浓度之间的关系进行了试验，得到了读图18所示的结果。上式就是由附图18所示的结果得到的。
附图18中，×是是凝固组织未微细化的实例，○是凝固组织充分微细化的实例，而且△是凝固组织虽然微细化，但是铸造时产生喷嘴堵塞的实例。
在图5所示的处理装置中，将精炼炉脱碳和除去磷、硫等杂质后的150吨钢水11注入盛钢桶26中。这种钢水11是铁素体系不锈钢钢水，含有10～23质量％Cr。
然后，经料斗27添加了150千克Fe-Ti合金，用料斗28添加了30千克N-Mn合金，边搅拌边混合均匀。
因此，在上述添加Fe-Ti合金和N-Mn合金时，添加量使钢水中所含的Ti、N浓度满足上式；而在10质量％Cr的情况下，使Ti和N浓度分别达到0.020质量％和0.024质量％。
当TiN与δ铁素体晶格的非共格性低达4％时，容易形成δ铁素体凝固核。因此，钢水凝固时容易生成等轴晶，凝固组织的微细化效果因而优良。
为了使TiN起凝固核作用，必须在钢水开始凝固的液相线温度以上，例如1500℃以上开始析出TiN晶体，在低于液相线温度下即使析出结晶，也不能使凝固组织获得微细化效果。
因此，必须确定液相线温度，在溶度积满足上述的的范围内添加Ti和N。
为了提高这种TiN产生的微细化效果，可以考虑采用增加Ti和N添加量的方法，来提高同一温度下TiN结晶析出量。但是，Ti量和N量却受钢种的限制。例如，即使在增加Ti量和N量的场合下，析出结晶后随着时间的推移TiN因凝聚而粗大化，可以发现凝固核的个数未必增加的现象，反而出现喷嘴甚至被粗大的TiN堵塞，以及钢材产生鳞片等缺陷。
因此，即使Ti量和N量相同，但是开动供给装置31，在导管32导引下供入Mg丝30(参见附图5)，钢水中的供给的Mg量达到75千克，此时Mg浓度相当于0.0005～0.010质量％，由于生成含MgO氧化物，所以能够使析出的TiN结晶以微细状态分散在钢水中。
也就是说，添加Ti和N之前，或者在添加Ti后于高于TiN析出温度的高温下添加Mg，使含MgO氧化物生成。
因此，TiN虽然随着钢水温度的降低而析出结晶，但是由于含MgO氧化物与TiN的晶格的非共格性相近，所以TiN优先在微细分散的含MgO氧化物上析出结晶，与不添加Mg时相比，析出的多数结晶更高效地分散在钢水中。
为了使向钢水中添加的Mg保持在高回收率上，添加Ti后添加Mg，并缩短铸造前的时间，能够得到良好的结果。
其结果，能够防止添加Ti和N(不添加Mg)的情况下产生的粗大TiN造成堵塞喷嘴等操作的不稳定性，而且即使Ti的添加量少也能使钢水凝固成扁坯的凝固组织微细化，如图9所示。
通过使凝固组织微细化，能够防止因凝固收缩和粗大组织造成的内部裂纹、中心偏析和中心疏松等内部缺陷的产生。
因此，由凝固组织微细的扁坯加工制成的钢材，由于凝固组织微细，所以能稳定地抑制鳞片、边缘裂纹、条纹等制品的表面缺陷等的发生。
(5)本发明的处理方法IV，其特征在于使覆盖钢水的炉渣中事先含有1～30质量％可以被Mg还原的氧化物。
因此，在本发明的处理方法IV中，可以被Mg还原的氧化物是FeO、Fe2O3、MnO和SiO2中一种或两种以上氧化物。
而且在本发明的处理方法IV中，应当使钢水中所含的Al2O3达到0.005～0.10质量％。
在附图5所示的处理装置中，将脱碳精炼后又经真空二次精炼(二次精炼)的钢水11注入盛钢桶26中。
向钢水11中添加铝或铝合金脱氧剂，事先使其含有0.005～0.10质量％Al2O3。
这是因为通过促进MgO·Al2O3等复合氧化物的生成而形成高熔点的含MgO氧化物，此外通过使分散性差而容易凝聚的Al2O3与MgO结合而改善微细化和分散性，提高凝固核的作用，使扁坯和钢材的组织微细化的缘故。
一旦钢水中所含Al2O3低于0.005质量％，生成的MgO就会与Fe2O3、SiO2等结合形成低熔点氧化物，作为凝固核的作用降低。另一方面，若钢水中所含Al2O3超过0.10质量％，因容易凝聚的Al2O3过多，往往使扁坯和钢材中产生起因于氧化物的缺陷。
将钢水11注入盛钢桶26中时，也会混入来自转炉的或流入二次精炼时因添加助熔剂等而生成的炉渣33，将盛钢桶26中钢水11的表面覆盖。
接着开动供给装置31，经由导管32以2～50米/分钟的速度，使Mg或Mg合金丝30穿过炉渣进入钢水11中，以此方式向钢水中添加Mg和Mg合金。
过去，覆盖钢水表面的炉渣，虽然以CaO、SiO2、Al2O3、FeO、Fe2O3和MnO等为主要成分，但是一旦向被这种炉渣覆盖钢水中添加Mg，在钢水与炉渣界面上炉渣中的氧化物就会与Mg和Mg合金反应，生成的MgO就会进入炉渣中。其结果，不能提高钢水中的Mg浓度，降低了钢水中Mg的回收率。
本发明人对这种现象做了深入研究，结果发现：氧化物的生成自由能应当比MgO的生成自由能大，换句话说，热力学上不稳定的氧化物总重量与钢水中Mg的回收率之间具有重要关系。
也就是说，如图19所示，添加Mg前炉渣中存在的热力学上不稳定的氧化物(FeO、Fe2O3、MnO、SiO2)总量，处于1～30质量％范围内，一旦穿过炉渣向钢水中供给Mg和Mg合金丝，就能使Mg的回收率达到10％以上。
其中这种Mg回收率，是钢水中所含的Mg和含MgO氧化物全部换算成Mg量时得到的回收率。实际上，钢水中Mg的存在形态，几乎全部是MgO本身或者MgO·Al2O3复合氧化物。
据认为，一旦向钢水中添加Mg，上述炉渣中的氧化物就会被Mg按下式(1)～(4)所示的化学反应还原。
FeO+Mg→MgO+Fe           …(1)
Fe2O3+3Mg→3MgO+2Fe        …(2)
MnO+Mg→MgO+Mn             …(3)
SiO2+2Mg→2MgO+Si          …(4)
即添加在钢水中的Mg按照上式(1)～(4)所示化学反应式被消耗，生成的MgO移入炉渣之中。
此时，一旦炉渣中FeO、Fe2O3、MnO、SiO2总量小于1质量％，虽然抑制了添加的Mg和Mg合金中的Mg与炉渣反应，但炉渣以及由钢水热力学上平衡所决定的钢水中的溶解氧的数量也会减少。
其结果，一旦在钢水中添加的Mg本身不形成MgO或MgO·Al2O3等复合氧化物，Mg就会随着时间的推移而蒸发，使回收率降低。
此外，若上述炉渣中氧化物总量超过30重量％，钢水中添加的Mg和Mg合金中的Mg与炉渣的反应就会变得剧烈，添加的Mg中许多按照上式(1)～(4)进行化学反应生成MgO，并转移到炉渣中，所以在钢水中形成起凝固核作用的微细的含MgO氧化物的数量减少，使添加Mg的回收率降低，不能实现扁坯组织的微细化。
为了达到微细化所需的Mg浓度，必须增加添加量，从而导致制造成本上升，添加Mg和Mg合金导致温度降低，而且因炉渣性状的变化而造成操作障碍。
综上所述，为了提高钢水中添加Mg的回收率，使之形成MgO、MgO·Al2O3等高熔点复合氧化物，以及更稳定地生成微细的凝固核，可以使炉渣中的氧化物处于下式所示的范围内，进一步使之处于2～20重量％范围内，可以获得良好的结果。
1质量％≤FeO+Fe2O3+MnO+SiO2≤30质量％
为了将覆盖钢水的炉渣中氧化物浓度调整到上式所示的范围内，添加Mg之前将炉渣吸出，减少炉渣量，这样容易被钢水中的还原成分还原，也可以采用通用方法在炉渣中添加还原剂进行处理。
在钢水中添加的Mg合金，可以使用Si-Mg合金、Fe-Si-Mg合金、Al-Mg合金、Fe-Si-Mn-Mg合金等合金。
(6)本发明的处理方法V，其特征在于向钢水中添加预定量Mg之前，使覆盖钢水的炉渣的CaO活度处于0.3以下。
进而在本发明的处理方法V中，使炉渣的碱度处于10以下。
在附图5所示的处理装置中，将脱碳精炼后又经真空二次精炼(二次精炼)的、含有0.01～0.05质量％碳、0.10～0.50质量％锰和10～20质量％铬的铁素体系不锈钢钢水11注入盛钢桶26中。
将钢水11注入盛钢桶26中时，也会混入来自转炉的或流入二次精炼时添加助熔剂等生成的炉渣33，将盛钢桶26中钢水11的表面覆盖。
这种炉渣33，其厚度为50～100毫米，然后加入助熔剂等调整炉渣33中CaO的活度在0.3以下，而且碱度(CaO/SiO2)达到10以下。
接着，开动供给装置31，经由导管32导引，以2～50米/分钟速度，使Mg或Mg合金丝30穿过炉渣33进入钢水11中，以此方式向钢水中添加Mg和Mg合金。
覆盖钢水表面的炉渣，过去含有CaO或SiO2、Al2O3、FeO等氧化物，由于用转炉和二次精炼的脱硫和脱磷效果良好，所以往往能提高炉渣中的CaO浓度。
这种情况下，如下式所示，钢水中的Ca浓度因炉渣和钢水之间的平衡反应而增高。
CaO→Ca+O
一旦向这种钢水中添加Mg或Mg合金，钢水中就会生成CaO-Al2O3-MgO等低熔点复合氧化物，或者生成与δ铁素体晶格非共格性大的氧化物。
这些氧化物在钢水凝固时不起凝固核作用，而且也没有阻塞效果(凝固后抑制等轴晶的生长作用)，所以凝固组织粗大。其结果，在扁坯及用其加工制成的钢材上，会产生裂纹和鳞片以及中心疏松等表面缺陷和内部缺陷。
因此，为了提高凝固核的作用和阻塞效果，如图20所示，使炉渣中的CaO活度(aCaO)处于0.3以下，所述的的活度(aCaO)可以按照下式由炉渣的碱度求出：
aCaO＝0.027(CaO/SiO2)0.8+0.13
通过使炉渣中的CaO活度(aCaO)处于0.3以下，在Mg和Mg合金中所含的Mg就会变成MgO或含MgO-Al2O3等高熔点的，而且与δ铁素体晶格非共格性小的含MgO氧化物，当钢水凝固时，将作为凝固核充分起作用。此外，还发现这种含MgO氧化物具有充分的阻塞效果，所以能使扁坯的凝固组织微细化，并能够抑制扁坯的表面缺陷和内部缺陷的发生。
当这种CaO活度处于0.2以下时，能够提高生成的含MgO氧化物的熔点，而且还能使凝固核作用更强。
而且用炉渣的碱度代替炉渣中CaO的活度，使碱度处于10以下，也能使之生成MgO或MgO-Al2O3等高熔点的含MgO氧化物。
通过调节覆盖钢水的炉渣厚度，或者利用在炉渣中添加含有Al2O3或MgO的助熔剂，能够调整这种CaO活度和碱度。
碱度超过10的情况下，包含在添加的Mg或Mg合金中的Mg形成CaO-Al2O3-MgO等低熔点复合氧化物，不仅不能起凝固核作用，而且还变成缺陷的产生点，影响扁坯和钢材的质量。
一旦CaO活度小于0.2或者碱度小于6，可以促进含MgO氧化物(起凝固核作用)的生成，同时其阻塞效果也进一步提高，所以能够确实使扁坯的凝固组织微细化。
其中，作为向钢水中添加的合金，可以使用Si-Mg合金、Fe-Si-Mg合金、Al-Mg合金、Fe-Si-Mn-Mg合金、Ni-Mg合金等合金。
于是在铸模中使添加了0.0005～0.010质量％Mg的钢水凝固后，制成扁坯。
4)以下，说明本发明扁坯A～D的制造方法。本发明的扁坯A～D，可以用以下方法制造：将含MgO氧化物的钢水浇铸在铸模中，利用电磁搅拌边搅拌该钢水边连续铸造。
连续铸造本发明的扁坯时，将电磁搅拌装置设置在铸模内弯月面下流侧2.5米处之内。
连续铸造本发明的扁坯时，用电磁搅拌装置使钢水以10厘米/秒以上的搅拌流流速流动。
附图1～4所示的连续铸造装置中，将含有16.5质量％铬的钢水11，自浸渍喷嘴15的排料口14浇铸在铸模13内，通过铸模冷却以及设置在支持段17处冷却水喷嘴喷出的洒水冷却，形成凝固壳18a，继续凝固后形成扁坯18，由拉辊20和21将其牵引出来。
钢水11中含有0.0005～0.010质量％Mg，这些Mg与钢水11中的氧、SiO2、MnO等氧化物反应，生成MgO、MgO·Al2O3等氧化物。
此Mg含量一旦低于0.0005质量％，钢水中的MgO就减少，凝固核的生成量和填塞作用程度就会降低，不能使凝固组织微细化。另一方面，若Mg含量超过0.010质量％，则凝固组织微细化效果饱和，不能发现显著的效果，而且Mg等添加成本也会增加。
而且，将电磁搅拌装置16设置在铸模13内钢水液面(弯月面)下游侧500毫米位置处。
搅拌的方式是，利用电磁线圈16a、16b，使之沿着铸模13长壁13a内侧，从短壁13d向短壁13c方向产生搅拌流，同时利用电磁线圈16c、16d，使之沿着长壁13b内侧，从短壁13c向短壁13d方向产生搅拌流。使钢水11全体如图3中的箭头所示，形成以水平方向旋转的搅拌流。
于是，从排料口14浇铸的钢水11被铸模13冷却，洗出凝固壳18a附近存在的氧化物，能够防止氧化物被凝固壳18a所扑捉，并能形成氧化物少的表层部分。
这种表层部分由于被铸模13冷却和被设置在支持段17的冷却水喷嘴喷出的洒水迅速冷却，所以容易形成微细的结晶。而且，搅拌流将柱状晶头部折断，或者因所谓的组成过冷(溶质随凝固界面上固液分配而浓化，使局部熔点降低)得到缓和而促进等轴晶化，所以即使氧化物少也能获得微细的凝固组织。
从凝固壳18a附近被洗出的氧化物，一部分上浮后被弯月面表面未图示出的粉末所扑捉，而几乎全部残存在扁坯内部起凝固核作用和填塞作用，所以扁坯内部能够形成微细的凝固组织。
钢水11中的搅拌流，是向电磁线圈16a～16d通入相位不同的三相交流电，按已知的弗莱明定则使钢水11中形成移动磁场，由此移动磁场产生的推力(5～90mmFe)赋予的。
推力的强弱用流入电磁线圈16a～16d的电流值调整，将其流速调整到10～40厘米/秒。
其结果，从扁坯18的表层至内部60％以上都能形成微细的凝固组织，能够抑制裂纹和凹坑等表面缺陷以及凸肚加工和弯曲矫正加工时内部裂纹的发生，确保未凝固钢水的流动性，制造出中心疏松(多孔性)和中心偏析的发生得到抑制的高品质扁坯18。
这种扁坯18经压力加工制成的钢材，由于裂纹和鳞片、中心疏松(多孔性)和中心偏析等表面缺陷及内部缺陷的发生得到抑制，所以收缩加工特性和材质特性优良。
若扁坯18的微细凝固组织低于60％，则晶粒增大，产生表面缺陷和内部缺陷，收缩加工等材质特性恶化。
此外，由于上述理由，通过使扁坯18厚度方向全断面都变成微细的凝固组织，能够使凝固组织的均一性进一步提高，更加确实防止扁坯和钢材的表面和内部缺陷出现，进一步稳定材质。
特别是利用这种方法制造的扁坯，由于表层部分所含的氧化物少，所以能够减少经压力加工的薄板和型钢等表面及其附近存在的氧化物。
表面及表面附近的氧化物一旦减少，与酸和盐水等解除时溶出的氧化物(含MgO氧化物)量就能得到抑制，因而能防止产生以其为起点的钢材腐蚀。因此，用本发明的连续铸造方法制造的扁坯，经加工得到的钢材也具有优良的耐腐蚀性。
(8)本发明的连续铸造方法，能够用于铁素体不锈钢钢水的连续铸造。
特别适于含10～23质量％Cr和0.0005～0.010质量％Mg的铁素体不锈钢钢水的铸造。
在附图1～4所示的连续铸造装置中，将含10～23质量％Cr的钢水11经浸渍喷嘴15的排料口14浇铸到铸模13内，一边用电磁搅拌装置16搅拌，一边靠铸模13冷却以及利用设置在支持段17的冷却水喷嘴喷出的洒水冷却，形成凝固壳18a，不断继续凝固形成的扁坯18，用拉辊20和21将其拉出。
使钢水11含有0.0005～0.010质量％Mg，这些Mg与钢水11中所含的O、SiO2、MnO等氧化物反应，生成MgO或MgO·Al2O3等高熔点氧化物。
这些MgO或MgO·Al2O3等氧化物，将促进起凝固核作用的凝固组织等轴晶化，而且还能发挥抑制凝固后组织生长的所谓填塞作用。此外，通过促进等轴晶生长，能够使全断面60％以上表面变成微细的凝固组织(等轴晶)。
若扁坯的微细凝固组织(等轴晶)低于60％，则全断面的晶粒直径增大，容易产生表面和内部缺陷。
若Mg含量低于0.0005质量％，则钢水中MgO和/或含MgO氧化物减少，凝固壳的生成和填塞作用不足，不能使凝固组织微细化。另一方面，Mg含量超过0.010质量％，凝固组织的微细化效果就会饱和，不能出现显著效果，从而增大Mg的添加成本。
将电磁搅拌装置16事先设置在铸模13内液面(弯月面)25下游侧的500毫米处，使铸模13内的钢水11沿铸模13的内壁旋转形成搅拌流。
这种搅拌流的流速和作用效果，在上述(7)项中已事先做了说明。
得到的扁坯，如图9所示，搅拌流作用的表层部分变成极细的等轴晶，内部是具有微细等轴晶的凝固组织。
而且，微细的等轴晶凝固组织，能提高扁坯内部未凝固部分18b中钢水的流动性，所以可以抑制中心疏松(多孔性)和中心偏析的发生，能够使扁坯以及用扁坯制造的钢管不产生裂纹和鳞片等表面缺陷和内部缺陷。
为了抑制中心疏松现象产生，有时对扁坯实施轻压下处理。也就是说，用压下段19使扁坯18的下面保持在支持辊22上，借助于压下辊24上的凸起部分23轻压，使上部中央产生3～10毫米左右压痕。利用这种轻压下操作，能够确实将扁坯18内部未凝固部分18b和形成的中心疏松压实。
轻压下操作，在扁坯18的固相比(凝固厚度/扁坯厚度)达到0.2～0.7范围内时开始。
其中固相比，是用将楔铁打入扁坯，判断其尖端熔损状态的方法，测定扁坯的凝固(固相)区和未凝固区求出的。
对这种扁坯18，不必进行压下比超过0.90的初轧(大压下)，可以省略用一般初轧工序等以轧机进行的轧钢工序，能够大幅度减小制造成本。
然后，将这样铸造的扁坯剪切成预定长度，由制管工序再加热成形后，用顶头穿孔，制成无缝钢管。
制造这种钢管使用的扁坯，除组织微细之外，由于轻压下操作将中心疏松等确实压实，所以用顶头扩孔穿孔时容易加工变形，能够确实防止内面产生裂纹和鳞片等缺陷，得到品质优良的钢管。
此外，没有必要进行制管后的磨削等修整操作，能够防止缺陷引起的破碎，提高产品的成品率和生产率。
特别在使用于铸模附近进行电磁搅拌后制造的扁坯制管的情况下，由于扁坯表层部分所含的氧化物少，也能减少经制管工序穿孔的钢管表面及其附近存在的氧化物，所以能够抑制表面与酸和盐水等接触时溶出的氧化物(含MgO氧化物)量，并能抑制以其为起点的钢管腐蚀，提高耐腐蚀性。
5)以下说明本发明的实施例。
其中，本发明并不受实施例的限制，在不超出本发明目的和要点的范围内，任何条件的变更和实施方式的改变等，都处于本发明的范围之内。
实施例1-1
本实施例是涉及本发明的扁坯A的实施例。
向中间罐内的钢水中添加0.005质量％Mg后，将其浇铸在尺寸为1200毫米宽和250毫米深的铸模中，经铸模冷却以及支持段洒水冷却，使之凝固成扁坯，用压下段压下3～7毫米后，将其用拉辊牵引出。
将扁坯切断后，观察沿厚度方向断面的凝固组织(等轴晶的状态)以及扁坯表层和内部的缺陷，此外再将该扁坯加热到1250℃后热轧，并考查钢材表层和内部的缺陷和加工特性。表1示出的是其结果。
表1
  项目   实施例1 实施例2     实施例3
扁坯宏观组织   表层：柱状晶内部：等轴晶(60％)   全断面上为等轴晶   全断面上为等轴晶，最大等轴晶直径在平均等轴景直径的3倍以内
  扁坯品质   ○   ○   ○
  钢材品质 表面缺陷 ○ ◎ ◎
内部缺陷 ○ ◎ ◎
  钢材的加工性   ○   ○   ◎
表2
    项目     对照例1     对照例2
扁坯宏观组织  表层：柱状晶(50％)内部：等轴晶(50％)  全断面上虽均为等轴晶，但表层的等轴晶不满足本发明式
  扁坯品质  ×  △
  钢材品质 表面缺陷 × △
内部缺陷 × △
  钢材的加工性  ×  △
表1中的实施例1涉及这样一种扁坯，在其厚度方向全断面上的凝固组织中，有60％是满足下式的等轴晶(1～5.2毫米的等轴晶)，虽然能够看到该扁坯的柱状晶范围内有若干裂纹，但是作为内部缺陷的裂纹以及多孔性和中心偏析等内部缺陷却受到抑制，获得总体良(用符号○表示)的结果。
D＜1.2X1/3+0.75
式中，D是结晶方向相同的组织的等轴晶直径(毫米)。X是距扁坯表面的距离(毫米)。
此外，用这种扁坯轧制的钢材，表层鳞片和裂纹缺陷少，而且裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少，属于良好(用符号○表示)，凝固组织微细且微观偏析小，所以容易在压下方向变形，加工后的韧性也良(用符号○表示)。
实施例2涉及有扁坯厚度方向全断面均满足上式的等轴晶(1.0～4.5毫米的等轴晶)组成的扁坯，这种扁坯表层无柱状晶，表层和内部的缺陷少，品质良(用符号○表示)。
此外，用这种扁坯轧制的钢材，表层上鳞片及裂纹极少发生，裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也极少，因而优良(用符号◎表示)。这种钢材由于凝固组织微细而微观偏析少，所以压下方向容易变形，加工后的韧性等良(用符号○表示)。
实施例3涉及的扁坯，沿其厚度方向全断面中的凝固组织均满足上式的等轴晶(等轴晶直径0.9～2.6毫米)组成的，同时最大等轴晶直径小于平均等轴晶直径的三倍。这种扁坯中，表层部分形成的微观偏析小，而且能够抑制其波动，所以鳞片和裂纹发生得更少，内部也没有多孔性和中心偏析等轴内部缺陷(用符号○表示)。
此外，用这种扁坯轧制的钢材，表层上鳞片及裂纹等表层缺陷，以及裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷更少，极为优(用符号◎表示)，压下方向容易变形，加工后的韧性等也优(用符号◎表示)。
与此相比，如表2所示，对照例1涉及的扁坯，等轴晶在扁坯厚度方向占断面的50％，表层存在柱状晶50％。这种扁坯中，在表层柱状晶部分产生裂纹，内部缺陷也发生，被评为差(用符号×表示)。
此外，用这种扁坯轧制的钢材，表层上鳞片及裂纹，以及裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷均产生(用符号×表示)，加工性能和加工后的韧性等也评为差(用符号×表示)。
对照例2涉及的扁坯，沿扁坯厚度方向的全断面虽然均为等轴晶，但是其表层(占全体的40％)的等轴晶不满足上式要求。这种扁坯表层中的鳞片和裂纹等表面缺陷以及中心疏松和中心偏析等内部缺陷均被评为稍差(用符号△表示)。用这种扁坯轧制的钢材，表层鳞片及裂纹稍有发生，多孔性和中心偏析等内部缺陷也稍有发生(用符号△表示)，加工性能和加工后的韧性等也稍差(用符号△表示)。
实施例1-2
本实施例说明，本发明的扁坯A中，等轴晶直径D(毫米)，满足D＜0.08X0.78+0.5(式中，X是距扁坯表面的距离(毫米)，D表示处于表面X距离处的等轴晶直径(毫米))的情况。
向中间罐内的钢水中添加0.1质量％Mg后，将其浇铸在宽1200毫米和深250毫米尺寸的铸模中，利用铸模冷却和来自支持段的洒水冷却使扁坯凝固，利用压下段压下3～7毫米后，用拉辊将其牵引出来。
接着切断扁坯，调查厚度方向断面的凝固组织(等轴晶直径的情况)以及扁坯表层和内部的缺陷。然后将该扁坯加热到1250℃后轧钢，研究了钢材的表层和内部存在的缺陷和加工特性。结果示于表3之中。
表3
    项目   实施例1   实施例2   实施例3   对照例1   对照例2
  扁坯品质   表面缺陷内部缺陷     △○     ○○     ○◎     ××     △×
钢材品质   表面缺陷内部缺陷加工特性     △○○     ○○○     ○◎◎     ×××     △××
表3中符号表示品质等级：◎优，○良，△稍好，×差。
表3中实施例1涉及一种扁坯以及用它制成的钢材，该扁坯全断面中的凝固组织60％以上是满足上式的等轴晶(等轴晶径1.5～3.2毫米)。扁坯的品质是，产生的裂纹较少，裂纹、多孔性及中线偏析等内部缺陷也少，因而是良好的。
此外，用这种扁坯轧制的钢材品质是，表层上鳞片及裂纹较少发生，裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少，因而良好，加工后的韧性等也良好。
实施例2涉及一种扁坯以及用它制成的钢材，该扁坯全断面均为满足上式的等轴晶(等轴晶直径0.3～2.9毫米)。这种扁坯中裂纹产生的较少，也没有裂纹、多孔性及中线偏析等内部缺陷，品质良好。
此外，用这种扁坯轧制钢材的品质，表层上鳞片及裂纹发生少，裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少，因而良好，加工后的韧性等也优良。
实施例3涉及一种扁坯以及用它制成的钢材，该扁坯全断面上的等轴晶直径为0.5～1.4毫米，最大等轴晶直径小于平均等轴晶直径的三倍。这种扁坯中裂纹产生得更少，裂纹、多孔性及中线偏析等内部缺陷也极少，品质优良。
此外，用这种扁坯轧制的钢材，表层上鳞片及裂纹等表面缺陷，以及裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷的产生得到极大抑制，加工后的韧性等也优良。
与此相比，对照例1涉及这样一种扁坯以及由其制成的钢材，该扁坯厚度方向断面上的凝固组织自表层起40％以上范围内均存在柱状晶，内部凝固组织中的等轴晶直径为2.0～3.1毫米。在这种扁坯和钢材中，表层中的微观偏析大，产生源于铸造过程和铸模冷却过程的裂纹，裂纹、多孔性和中心偏析等轴内部缺陷也产生。
此外，用这种扁坯轧成的钢材，鳞片和裂纹等表面缺陷以及裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷均出现，加工性及加工后的韧性也差。
对照例2涉及这样一种扁坯及由其轧成的钢材，该扁坯厚度方向断面的凝固组织有40％以上是满足上式的等轴晶(等轴晶直径2.8～5.7毫米)。这种扁坯和钢材表层中的裂纹等得到相当抑制，但是却出现裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷。
此外，用这种扁坯轧成的钢材，鳞片和裂纹有所发生，裂纹、多孔性和中心偏析等轴内部缺陷也出现，加工性及加工后的韧性也差。
实施例2
本实施例涉及本发明的扁坯B。
向中间罐内的钢水中添加0.005质量％Mg后，用宽1200毫米和深250毫米尺寸的铸模进行连续浇铸，利用铸模冷却和来自支持段的洒水冷却使扁坯凝固，用压下段压下3～7毫米后，用拉辊将其牵引出。
接着切断扁坯，查看厚度方向断面组织的等轴晶，从扁坯表面各磨削2毫米后测定同一厚度位置表面上的晶粒直径，并调查了扁坯表层及内部的缺陷。进而将该扁坯加热到1250℃后轧钢，研究了这种钢材的表面瑕疵和皱纹及其加工特性。其结果示于表34之中。
表4
项目            扁坯                 钢材
    表面裂纹     内部裂纹     表面瑕疵     皱纹瑕疵     加工特性
  实施例1实施例2     ○◎     ○◎     ○◎     ○◎     ○◎
  对照例     ×     ×     ×     ×     ×
表4中实施例1涉及一种扁坯，在该扁坯全断面中30％形成等轴晶，于相同厚度位置的表面上，最大晶粒直径/平均晶粒直径比处于2～2.7。这种扁坯表面裂纹和内部裂纹均无(用符号○表示)。由这种扁坯轧钢制成的钢材，表面瑕疵和裂纹瑕疵产生得轻微(用符号○表示)，加工特性也良(用符号○表示)。
实施例2是附图14的实线所示的扁坯，其内部60％以上形成等轴晶，在相同厚度位置的表面处最大晶粒直径/平均晶粒直径比为1.7～2.5。这种扁坯表面裂纹和内部裂纹均无(用符号◎表示)。由这种扁坯轧钢制成的钢材，也不产生表面瑕疵和裂纹瑕疵(用符号◎表示)，加工特性极好(用符号◎表示)。
与此相比，对照例1是附图15的实线所示的扁坯，该扁坯内部的等轴晶率低至20％左右，中心部分是粗大等轴晶，在相同厚度位置的晶粒直径内，最大晶粒直径/平均晶粒直径之比一部分超过三倍(2.5～4.7)。可以发现这种扁坯具有表面裂纹和内部裂纹(用符号×表示)。在这种扁坯轧钢制成的钢材中产生表面裂纹等表面瑕疵以及皱纹瑕疵(用符号×表示)，加工特性也差(用符号×表示)。
实施例3
本实施例涉及本发明的扁坯C。
向盛在中间罐内的钢水中添加0.005质量％Mg后，用宽1200毫米和深250毫米尺寸的铸模进行连续浇铸，依靠铸模冷却和来自支持段的洒水冷却使扁坯凝固，用压下段压下3～7毫米后，用拉辊将其牵引出。
接着切断扁坯，调查了厚度方向断面凝固组织的等轴晶率、平均等轴晶粒直径(毫米)以及表层和内部的缺陷。而且将该扁坯加热到1250℃后轧钢，研究了在这种钢材表面和内部存在的缺陷及加工特性。其结果示于表5之中。
表5
项目   夹杂物个数(个/cm2  ) 夹杂物的尺寸(微米)   等轴晶率(％)   平均等轴晶直径(毫米)  扁坯及钢材的表面缺陷  扁坯及钢材的内部缺陷    钢材的r值   钢材焊接部位的韧性
实施例1 104 10以上 62 1.8 ○ ○ ○ ○
实施例2 141 10以下 81 1.3 ◎ ◎ ◎ ○
对照例1 70 10以下 27 2.5 × × × ×
对照例2 45 10以下 15 4.7 × × × ×
表5中的实施例1涉及的扁坯是，铁素体钢扁坯中所含的与δ铁素体晶格的非共格性小于6％的夹杂物个数为104个/厘米2，该夹杂物尺寸为10微米以上，等轴晶率为62％，平均等轴晶粒直径为1.8毫米。这种扁坯中，裂纹和凹坑等表面缺陷产生得少(用符号○表示)，作为内部缺陷的裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少(用符号○表示)。
此外，用这种扁坯轧成的钢材，表层上单向皱纹和边缘裂纹少(用符号○表示)，裂纹、多孔性及中心偏析等内部缺陷也少(用符号○表示)，作为加工性能指标的r值等也良(用符号○表示)。
实施例2中涉及的扁坯是，铁素体钢扁坯中所含的与δ铁素体晶格的非共格性小于6％的夹杂物个数为141个/厘米2，该夹杂物尺寸为10微米以下，等轴晶率为81％，平均等轴晶粒直径为1.3毫米。这种扁坯中，裂纹和凹坑等表面缺陷产生少(用符号◎表示)，作为内部缺陷的裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少(用符号◎表示)。
此外，用这种扁坯轧成的钢材，表层上单向皱纹和边缘裂纹少(用符号◎表示)，裂纹、多孔性及中心偏析等内部缺陷也少(用符号◎表示)，作为加工性能指标的r值等也优(用符号◎表示)。
与此相对，对照例1涉及的扁坯是，扁坯中所含的夹杂物个数为70个/厘米2，该夹杂物尺寸为10微米以下，等轴晶率为27％，平均等轴晶粒直径为2.5毫米。这种扁坯中，裂纹和凹坑等表面缺陷均产生(用符号×表示)，扁坯内部产生裂纹以及中心疏松和中心偏析等内部缺陷(用符号×表示)。
此外，用这种扁坯轧成的钢材，表层上鳞片、单向皱纹和边缘裂纹均产生(用符号×表示)，裂纹、孔洞及中心偏析等内部缺陷不佳(用符号×表示)，作为加工性能指标的r值等也差(用符号×表示)。
对照例2涉及的扁坯是，在扁坯单位面积内存在的金属化合物中，10微米以下的金属化合物数目：表层45个/厘米2，内部45个/厘米2，表层部分的最大等轴晶粒直径和内部的最大等轴晶粒直径均变大。这种扁坯中，裂纹和凹坑等表面缺陷，以及裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷均产生(用符号×表示)。
此外，用这种扁坯轧成的钢材，鳞片和裂纹的表面缺陷，以及裂纹、多孔性及中心偏析等内部缺陷均产生(用符号×表示)，作为加工性能指标的r值等也差(用符号×表示)。
实施例4
本实施例涉及本发明的扁坯D。
向盛在中间罐内的钢水中添加0.005质量％Mg后，用宽1200毫米和深250毫米尺寸的铸模进行连续浇铸，依靠铸模冷却和来自支持段的洒水冷却使扁坯凝固，用压下段压下3～7毫米后，由拉辊牵引出。
接着切断扁坯，调查了厚度方向断面凝固组织的等轴晶大小以及表层和内部存在的缺陷。进而将该扁坯加热到1250℃后轧钢，研究了在这种钢材表层和内部存在的缺陷及加工特性。其结果示于表6之中。
表6
  金属化合物数(个/cm2) 最大等轴晶粒直径(mm)   扁坯或钢材内部缺陷和表面缺陷   钢材的r值
 (a)表层部分   (b)内部   (b)/(a)     表层部分     内部
实施例1  50   66   1.32     1.7     4.9   ○   ○
实施例2  95   130   1.37     1.1     3.1   ○   ○
对照例1  45   46   1.02     1.8     5.5   ×   ×
对照例2  97   116   1.19     1.2     4.2   ○   ×
表6中，实施例1涉及的扁坯特点：扁坯所含的金属化合物中，10微米以下的金属化合物个数：表层50个/厘米2，内部66个/厘米2，形成了良好的等轴晶。这种扁坯中，裂纹和凹坑，以及单向皱纹和边缘裂纹等表面缺陷少，裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少。用这种扁坯轧成的钢材，表层的单向皱纹和边缘裂纹等瑕疵等，以及裂纹、多孔性及中心偏析等内部缺陷也少(用符号○表示)，作为加工性能指标的r值等也良好(用符号○表示)。
实施例2涉及的扁坯特点：在扁坯单位面积上存在的金属化合物中，10微米以下的金属化合物个数：表层部分95个/厘米2，内部130个/厘米2，形成了良好的等轴晶。这种扁坯中，裂纹和凹坑的产生，以及单向皱纹和边缘裂纹等表面缺陷少，裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷也少。用这种扁坯轧成的钢材，表层的单向皱纹和边缘裂纹等瑕疵等，以及裂纹、多孔性及中心偏析等内部缺陷也少(用符号○表示)，作为加工性能指标的r值等也良好(用符号○表示)。
与此相比，对照例1涉及的扁坯是，在扁坯单位面积上存在的金属化合物中，10微米以下的金属化合物数：表层45个/厘米2，内部46个/厘米2；表层部分的最大晶粒直径和内部的最大晶粒直径均变大。这种扁坯中，裂纹和凹坑等表面缺陷，以及裂纹、多孔性和中心偏析等内部缺陷均产生。这种扁坯轧成的钢材，鳞片和裂纹等表面缺陷，以及裂纹、多孔性及中心偏析等内部缺陷均产生(用符号×表示)，r值等也差(用符号×表示)。
对照例2涉及的扁坯是，在扁坯单位面积上存在的金属化合物中，10微米以下的金属化合物数：表层97个/厘米2，内部116个/厘米2；表层部分和内部的等轴晶粒直径均减小。这种扁坯及这种扁坯轧成的钢材，表面缺陷和内部缺陷良，(用符号○表示)，但是r值差(用符号×表示)。
其中，对于10微米以下金属化合物个数比与实施例1和实施例2相同，作为金属化合物添加了0.06质量％的MgO、MgAl2O4、TiN、TiC的扁坯，以及用这种扁坯轧成的钢材，也调查了凝固组织的等轴晶尺寸以及表层和内部存在的缺陷，并且对该扁坯加热到1250℃，轧钢，调查了钢材表层和内部存在的缺陷和加工特性，也获得了良好的结果。
实施例5
本实施例涉及本发明的处理方法I。
在钢水不含Ca，以及钢水含有总Ca 0.0002质量％、0.0005质量％、0.0006质量％和0.0010质量％等几种情况下，分别向盛在中间罐内的钢水中添加0.005质量％Mg，然后用宽1200毫米和深250毫米尺寸的铸模进行连续浇铸，依靠铸模冷却和来自支持段的洒水冷却使扁坯凝固，用压下段压下3～7毫米后，经拉辊引出。
进而调查了添加Mg前钢水中氧化物主要成分，添加Mg后钢水中氧化物主要成分，以及扁坯组织的微细化状况。其结果示于表7之中。
表7
    Mg添加前钢水中Ca的总质量％   Mg添加前钢水中的夹杂物   Mg添加后钢水中的夹杂物   扁坯凝固组织的微细化状况 综合评价
实施例 1 0.0000％ Al2O3 Al2O3·MgO，MgO   极微细(粒径＜1毫米) ◎
2 0.0002％ Al2O3 Al2O3·MgO，MgO   极微细(粒径＜1毫米) ◎
3 0.0005％ Al2O3 Al2O3·MgO，MgO   极微细(粒径＜1毫米) ◎
4 0.0006％ Al2O3·CaO(CaO在几％以下)   Al2O3·MgO·CaO，MgO·CaO(CaO在几％以下) 微细(粒径＜3毫米) ○
5 0.0010％ Al2O3·CaO(CaO在几％以下)   Al2O3·MgO·CaO，MgO·CaO(CaO在几％以下) 微细(粒径＜3毫米) ○
对照例   1     0.0012％   Al2O3·CaO   Al2O3·MgO·CaO   粗大     ×
  2     0.0015％   Al2O3·CaO   Al2O3·MgO·CaO   粗大     ×
  3     0.0023％   Al2O3·CaO   Al2O3·MgO·CaO   粗大     ×
表7中，实施例1涉及钢水不含Ca的情况，即添加Mg前钢水中的夹杂物是以Al2O3为主要成分的氧化物，添加Mg后钢水中的夹杂物是Al2O3·MgO和MgO为主要成分的氧化物的情况。这种钢水浇铸得到的扁坯，其凝固组织被极度微细化，综合评价极好(用符号◎表示)。
实施例2涉及钢水含有0.0002质量％Ca的情况，即添加Mg前钢水中的夹杂物是以Al2O3为主要成分的氧化物，添加Mg后钢水中的夹杂物是Al2O3·MgO和MgO为主要成分的氧化物的情况。这种钢水中未生成铝酸钙，这种钢水浇铸得到的扁坯，其凝固组织被极度微细化，综合评价极好(用符号◎表示)。
实施例3涉及钢水含有0.0005质量％Ca的情况，即添加Mg前钢水中的夹杂物是以Al2O3为主要成分的氧化物，添加Mg后钢水中的夹杂物是Al2O3·MgO和MgO为主要成分的氧化物的情况。这种钢水中未生成铝酸钙，这种钢水浇铸得到的扁坯，其凝固组织被极度微细化，综合评价极好(用符号◎表示)。
实施例4涉及钢水含有0.0006质量％Ca的情况，即添加Mg前钢水中作为夹杂物的氧化物，除了主要成分Al2O3之外，还含有几个百分点以下的CaO，而且添加Mg后钢水中的夹杂物是含有几个百分点以下CaO的Al2O3·MgO·CaO和MgO·CaO为主要成分的氧化物的情况。
这种钢水中虽然在Mg添加前后都可以检出夹杂物中的CaO，但是其含量在几个百分点以下，所以钢水凝固时，能发现种晶效果。因此，用这种钢水浇铸得到的扁坯，其凝固组织变得微细化，综合评价为良(用符号○表示)。
实施例5涉及钢水含有0.0010质量％Ca的情况，即添加Mg前钢水中作为夹杂物的氧化物，除了主要成分Al2O3之外，还含有几个百分点以下的CaO，而且添加Mg后钢水中的夹杂物是以含几个百分点以下CaO的Al2O3·MgO·CaO和MgO·CaO作为主要成分的氧化物的情况。
这种钢水中虽然在Mg添加前后都可以检出夹杂物中的CaO，但是其含量在几个百分点以下，所以钢水凝固时，能发现种晶效果。因此，用这种钢水浇铸得到的扁坯，其凝固组织变得微细化，综合评价为良(用符号○表示)。
与此相比，对照例1涉及在钢水中的Ca达到0.0012质量％的情况下，添加Mg前钢水中的夹杂物是以Al2O3-CaO(铝酸钙)作为主要成分的氧化物，添加Mg后钢水中的夹杂物是以CaO-Al2O3-MgO作为主要成分的氧化物的情况。这种钢水经铸造得到的扁坯，其凝固组织粗大化，综合评价为差(用符号×表示)。
对照例2涉及在钢水中的Ca为0.015质量％的情况下，添加Mg前钢水中的夹杂物是以下CaO·Al2O3(铝酸钙)作为主要成分的氧化物，添加Mg后钢水中的夹杂物是以CaO-Al2O3-MgO作为主要成分的氧化物的情况。这种钢水经铸造得到的扁坯，其凝固组织粗大化，综合评价为差(用符号×表示)。
对照例3涉及在钢水中的Ca为0.023质量％的情况下，添加Mg前钢水中的夹杂物是以Al2O3-CaO(铝酸钙)作为主要成分的氧化物，添加Mg后钢水中的夹杂物是以CaO-Al2O3-MgO作为主要成分的氧化物的情况。这种钢水经铸造得到的扁坯，其凝固组织粗大化，综合评价为差(用符号×表示)。
实施例6
本实施例涉及本发明的处理方法II。
将脱碳精炼和成分调整后的150吨钢水注入盛钢桶中，改变添加条件，向这种钢水中添加Al和Ti，同时在经盛钢桶上设置的多孔塞供入氩气的搅拌下进行脱氧处理，然后向钢水中供入0.75～15千克Mg。接着调查了用这种钢水连续铸造的扁坯表层和内部缺陷的有无，以及凝固组织微细化的优劣。其结果示于表8之中。
表8
项目                      实施例           对照例
1 2 3 1 2
钢水量(吨)   150   150   150   150   150
脱氧条件 脱氧剂的量(千克)   金属Al50   金属Al75Fe-Ti50   Fe-Ti50金属Al75   金属Al75和金属Mg0.75同时添加   Fe-Ti50金属Mg15同时添加后，添加金属Al75
后加的金属Mg的量(千克) 金属Mg0.75 金属Mg15 金属Mg15
扁坯表层及内部有无缺陷 无 无 无 有 有
凝固组织是否良好   良   良   良   否   否
综合评价   ○   ○   ○   ×   ×
表8中，实施例1涉及添加50千克Al脱氧后，再添加0.75千克Mg的试验情况。扁坯的表层和内部均无缺陷，凝固组织被充分微细化，综合评价良(用符号○表示)。
实施例2涉及添加75千克Al后再添加50千克Fe-Ti合金脱氧后，添加15千克Mg的试验情况。扁坯的表层和内部均无缺陷，凝固组织被充分微细化，综合评价良(用符号○表示)。
实施例3涉及添加50千克Fe-Ti合金后，添加75千克Al进行脱氧，然后添加15千克Mg的试验情况。扁坯的表层和内部均无缺陷，凝固组织被充分微细化，综合评价良(用符号○表示)。
其中，实施例1～3任何一种情况下，如图9所示，扁坯的凝固组织都在内部形成等轴晶，而且都微细化。
与此相比，对照例1是同时向钢水中添加75千克Al和0.75千克Mg后进行脱氧的试验。钢水中虽然形成了MgO与Al2O3的复合氧化物，但是含MgO氧化物的表面组织中，MgO的比例都在10％以下，与δ铁素体晶格的共格性差，不适于作为凝固核。结果，在扁坯表层和内部都有缺陷产生，如图7所示，凝固组织也变得粗大，综合评价为差(用符号×表示)。
对照例2是向钢水中添加50千克Fe-Ti合金后添加15千克Mg，然后再添加75千克Al进行脱氧的试验。钢水中的氧化物，中心部分虽然是MgO，但是由于在表面形成了Al2O3，所以不起凝固核作用。结果，在扁坯表层和内部都有缺陷产生，凝固组织也变得粗大，综合评价为差(用符号×表示)。
实施例7
本实施例涉及的处理方法是，在本发明处理方法I和II中，向钢水中添加预定量Mg，使钢水中所含的炉渣以及脱氧生成物等氧化物和向钢水中添加Mg时生成的氧化物，满足下式(1)和(2)：
α＝17.4(kAl2O3)+3.9(kMgO)+0.3(kMgAl2O4)
+18.7(kCaO)≤500                    …(1)
β＝(kAl2O3)+(kMgO)+(kMgAl2O4)+(kCaO)
≥95                                …(2)
使用顶底吹转炉，将含铬10～23质量％的150吨钢水注入盛钢桶中，一边经多孔塞喷吹氩气，一边从料斗中添加100千克Al，在钢水搅拌下均匀混合，进行脱氧。
然后，从钢水中取样，用EPMA测定氧化物组成，调整添加的Mg量，使之满足上式(1)和(2)的要求下形成复合氧化物。接着连续铸造钢水制成扁坯。
于是考查了扁坯的内部裂纹和中心偏析、中心疏松等内部缺陷的有无，凝固组织是否优良，以及加工后钢材的表面性状和加工性能。结果示于表9之中。
表9
项目   Mg添加量(kg)   氧化物组成(摩尔％)   氧化物的α值   扁坯内部缺陷   扁坯的凝固组织   钢材表面性状   钢材的加工性   综合评价
Al2O3 MgO MgAl2O4 CaO 其它
实施例1   125   5.1   37.2   52.4   4.1   1.2   326   无   良   良   良   ○
实施例2 30 7.4 22.3 51.2 14.2 4.9 497 无 良 良 良 ○
对照例1   85   3.3   46.8   29.3   16.8   3.8   563   有   差   差   差   ×
对照例2   30   15.9   30.8   37.2   12.3   11.2   638   有   差   差   差   ×
表9中，实施例1是向钢水中添加125千克Mg后搅拌钢水，使钢水中所含复合氧化物的α值(上式(1)中等号左边的，是氧化物与δ铁素体的晶格非共格性的指标)为326时的试验情况，在扁坯内部未产生内部缺陷，凝固组织也被微细化，钢材的表面性状和加工性能也良好，综合评价良(用符号○表示)。
实施例2是向钢水中添加30千克Mg后搅拌钢水，使钢水中所含复合氧化物的α值为497时的试验情况，在扁坯的表面和内部未产生内部缺陷，如图9所示，凝固组织微细化，钢材的表面性状和加工性能良，综合评价良(用符号○表示)。
与此相比，对照例1和对照例2是对添加Mg前的钢水所含氧化物的组成未加考虑的情况下，分别添加85千克和30千克Mg后搅拌钢水时的试验情况。结果，钢水中所含复合氧化物的α值超过500，扁坯内部产生缺陷，如图7所示，两例中的凝固组织均因粗大化而恶化，综合评价为差(用符号×表示)。
实施例8
本实施例涉及本发明处理方法III的试验情况。
使用顶底吹转炉，将150吨脱碳和除去磷、硫等杂质的含铬0～23质量％的钢水注入盛钢桶中，一边经多孔塞喷吹氩气，一边添加Fe-Ti合金和N-Mn合金，使钢水中的Ti浓度达到0.013～0.125质量％，N浓度达到0.0012～0.024质量％后，接着添加Mg进行连续铸造，制得扁坯。然后调查了铸造时操作是否稳定，扁坯组织是否良好，以及扁坯的内部缺陷以及钢材的表面缺陷的有无。结果示于表10之中。
表10
项目  钢水量(吨) Cr浓度(质量％)   Ti浓度(质量％)   N浓度(质量％)   Mg浓度(质量％) 操作稳定与否 凝固组织微细化与否 扁坯内部有无缺陷 钢材表面有无缺陷 综合评价
实施例 1 150 0 0.013 0.012 0.0035 良 良 无 无 ○
  2   150   10   0.020   0.024   0.0015   良   良   无   无  ○
  3   150   23   0.125   0.022   0.0025   良   良   无   无  ○
对照例   1   150   10   0.021   0.023   未添加   否   否   有   有  ×
  2   150   23   0.198   0.038   未添加   否   良   无   有  △(喷嘴堵塞)
表10中，实施例1涉及使Cr浓度为0％的钢水中Ti浓度达到0.013质量％，N浓度达到0.012质量％后，添加0.0035质量％Mg的试验。铸造时操作稳定，扁坯的凝固组织被微细化，扁坯和钢材均无缺陷，综合评价良(用符号○表示)。
实施例2涉及使Cr浓度为10质量％的钢水中Ti浓度达到0.020质量％，N浓度达到0.024质量％后，添加0.0015质量％Mg的试验。铸造时操作稳定，扁坯的凝固组织被微细化，扁坯和钢材均无缺陷，综合评价良(用符号○表示)。
实施例3涉及使Cr浓度为23质量％钢水中Ti浓度达到0.125质量％，N浓度达到0.022质量％后，添加0.0025质量％Mg的试验。铸造时操作稳定，扁坯的凝固组织被微细化，扁坯和钢材均无缺陷，综合评价良(用符号○表示)。
与此相对，对照例1涉及使钢水Cr浓度为10质量％，Ti浓度为0.021质量％，N浓度达到0.023质量％后，不添加Mg的试验。铸造时产生喷嘴堵塞等操作不稳定，扁坯的凝固组织，如图7所示粗大化，扁坯和钢材均有缺陷产生，综合评价差(用符号×表示)。
对照例2涉及使钢水Cr浓度为23质量％，Ti浓度为0.198质量％，N浓度达到0.038质量％，并使两元素的溶度积([％Ti]×[％N])处于TiN不析出的范围内，以及不添加Mg的试验。在对照例2的场合下，凝固组织虽然微细化，但是铸造时喷嘴堵塞使操作变得不稳定，因粗大TiN造成的缺陷在钢材表面上产生，所以综合大致评价为差(用符号△表示)。
实施例9
本实施例涉及本发明的处理方法IV的情况。
将150吨钢水注入盛钢桶中，使覆盖此钢水的炉渣厚度为100毫米，将FeO、Fe2O3、MnO、SiO2的总质量调整到预定范围内，贯穿此炉渣层供给Mg合金丝，使钢水中纯Mg成分达到50千克(0.0333质量％)。
此后，使用铸模内尺寸宽1200毫米和深250毫米的连续铸造装置，以0.6米/分钟的速度铸造这种钢水。
然后考查了Mg处理后钢水中的Mg质量％、扁坯中Mg质量％，以及扁坯凝固组织的微细化状况。其结果示于表11之中。
表11
项目   Mg添加前炉渣中FeO+Fe2O3+MnO+SiO2的总质量％   Mg处理后钢水中的Mg质量％   扁坯中的Mg质量％   凝固组织微细化状况
实施例   1   2.5     0.0041   0.0015   微细
  2   11.3     0.0061   0.0020   微细
  3   16.1     0.0065   0.0035   微细
  4   22.4     0.0063   0.0031   微细
  5   28.5     0.0036   0.0019   微细
对照例 1 0.5 0.0025 0.0009 一部分粗大
  2   36.3     0.0028   0.0008   一部分粗大
表11中，实施例1涉及添加Mg前，将炉渣中FeO、Fe2O3、MnO、SiO2的总量调整到的2.5质量％的试验情况。可以将钢水中和扁坯中的Mg调节到0.0041质量％和0.0015质量％，扁坯的凝固组织实现微细化。
实施例2、3和4涉及添加Mg前，分别将炉渣中FeO、Fe2O3、MnO、SiO2总量调整到的11.3质量％、16.1质量％、22.4质量％的试验情况。当钢水中Mg分别为0.0061质量％、0.0065质量％和0.0063质量％，以及扁坯中Mg分别为0.0020质量％、0.0035质量％和0.0031质量％时，成品率高而稳定，扁坯的凝固组织也被微细化。
实施例5涉及添加Mg前，炉渣中FeO、Fe2O3、MnO及SiO2总量被调整到28.5质量％时的试验情况。钢水中和扁坯中的Mg可以分别达到0.0036质量％和0.0019质量％，扁坯的凝固组织微细化。
与此相比，对照例1涉及添加Mg前，炉渣中FeO、Fe2O3、MnO及SiO2总量被调整到0.5质量％时的试验情况。钢水中Mg虽然为0.0025质量％，但是扁坯中的Mg却变成0.0009质量％，Mg的回收率低，扁坯的凝固组织中一部分粗大化。
对照例2涉及添加Mg前炉渣中FeO、Fe2O3、MnO及SiO2总量被调整到的36.6质量％时的试验情况。钢水中Mg虽然为0.0028质量％，但是扁坯中的Mg却变成0.0008质量％，Mg的回收率低，扁坯的凝固组织中一部分粗大化。
实施例10
本实施例涉及本发明的处理方法V的情况。
将150吨钢水注入盛钢桶中，使覆盖此钢水的炉渣厚度为100毫米，调整炉渣中Ca活度和炉渣的碱度，贯穿此炉渣层向钢水中供给Mg合金丝使之熔化在钢水中，以纯Mg成分计添加的Mg量为50千克。
此后，使用铸模内尺寸深250毫米和宽1200毫米的连续铸造装置，以0.6米/分钟的速度对这种钢水进行铸造。
然后调查了Mg处理后钢水中Mg质量％、和扁坯凝固组织的微细化状态。其结果示于表12之中。
表12
项目   炉渣中的CaO活度   炉渣的碱度(CaO/SiO2)   钢水中的Mg浓度(质量％)   扁坯的凝固组织   综合评价
实施例   1   0.20   3   0.0010   ◎   ◎
  2   0.25   7   0.0020   ◎   ◎
  3   0.30   10   0.0020   ◎   ◎
对照例   1   0.36   15   0.0050   ×   ×
  2   0.42   20   0.0100   ×   ×
实施例1涉及将炉渣中CaO活度调为0.2、碱度调为3后添加Mg合金丝的试验情况。Mg处理后钢水中Mg浓度为0.0010质量％，能使扁坯的凝固组织微细化(用符号◎表示)，综合评价优(用符号◎表示)。
实施例2和3涉及将炉渣中CaO活度分别调为0.25和0.30，炉渣碱度分别调为7和10的试验情况。Mg处理后钢水中Mg浓度也高，扁坯的凝固组织也被微细化(用符号◎表示)，综合评价优(用符号◎表示)。
此相比，对照例1涉及将炉渣中CaO活度调为0.36、碱度调为15后添加Mg合金丝，使Mg处理后钢水中的Mg为0.0050质量％时的试验情况。扁坯的凝固组织变得粗大(用符号×表示)，综合评价差(用符号×表示)。
对照例2涉及将炉渣中CaO活度调为0.42、碱度调为20后添加Mg合金丝，使Mg处理后钢水中的Mg为0.0100质量％时的试验情况。扁坯的凝固组织变得粗大(用符号×表示)，综合评价差(用符号×表示)。
实施例11
本实施例涉及制造本发明扁坯A～D的连续铸造方法。
向含Cr16.5质量％的钢水中，添加0.005质量％Mg，然后用宽1200毫米和深250毫米的振动铸模进行连续浇铸，依靠铸模冷却和支持段的洒水冷却使扁坯凝固，用拉辊将其拉出。
然后调查了扁坯表层和内部的缺陷数和夹杂物数目，以及凝固组织。接着调查了将此扁坯加热到1250℃后轧钢制成钢材表面耐腐蚀性和皱纹产生的情况。其结果示于表13之中。
表13
 项目     实施例     对照例1     对照例2
 Mg添加     有     有     无
 电磁搅拌     有     无     有
 扁坯   表层   夹杂物     少     多     无
  凝固组织     微细     微细     微细
  表面裂纹     无     无     无
  内部   夹杂物     多     多     无
  凝固组织     微细     微细     粗大
  内部裂纹     无     无     有
  中心偏析     轻微     轻微     显著
 钢材   表面耐腐蚀性     良好     不良     良好
  轧钢时皱纹瑕疵     良好     良好     不良
表13中的实施例，涉及一边用设置在铸模弯月面下游侧500毫米处电磁搅拌装置搅拌使型芯旋转，一边进行连续铸造的试验。在此实施例中，能够使扁坯表层的含MgO氧化物(夹杂物)个数减少，表层凝固组织微细化，防止表面裂纹等缺陷产生。而且在扁坯内部，含MgO氧化物(夹杂物)个数增加，可以得到微细的等轴晶，其结果能够减少内部裂纹，使中心偏析轻微。
此外，用这种扁坯轧制的钢材，表面的耐腐蚀性良好，因凝固组织粗大化而引起的皱纹瑕疵也没有产生。
与此相比，对照例1涉及用电磁搅拌装置搅拌钢水的试验情况。在扁坯的表层和内部，含MgO氧化物(夹杂物)个数增加，表层和内部的凝固组织虽然能够微细化，但是在轧成钢材的表面上可以发现以含MgO氧化物为起点的腐蚀斑。这种钢材实用不良。
对照例2涉及不添加Mg，而用电磁搅拌装置搅拌钢水的试验情况。扁坯内部的凝固组织变得粗大，内部裂纹和中心偏析均有发生，加工这种扁坯制造的钢材中，产生了因凝固组织粗大化而引起的皱纹瑕疵等。
实施例12
本实施例涉及用本发明的上述连续铸造法铸造铁素体系不锈钢钢水，以及用铸造的扁坯制造无缝钢管的试验情况。
向含铬13.0质量％的钢水中，添加0.0010质量％Mg，然后用宽600毫米和深250毫米尺寸的振动铸模进行连续铸造，依靠铸模冷却和支持段的洒水冷却使扁坯凝固，用拉辊将其牵引出来。
然后调查了扁坯的凝固组织和经穿孔的无缝钢管表面及内部缺陷的产生情况。其结果示于表14之中。
表14
项目   钢水中Mg添加量(质量％) 电磁搅拌条件   轻压下条件   扁坯的凝固组织 钢管内部·表面缺陷   综合评价
  有·无   搅拌位置   开始固相率 压下量(毫米)
实施例   1   0.0010   无   -   - -   ○   ○   ○
2 0.0010 有   弯月面下游500mm 0.5 6 ◎ ◎ ◎
  3   0.0010   无   -   0.4 7   ○   ◎   ◎
对照例 1 未添加 有   弯月面下游500mm - - × × ×
  2   未添加   无   -   0.4 7   ×   ×   ×
表14中，实施例1涉及向钢水中添加0.0010质量％Mg后铸造，制造无缝钢管的试验情况。扁坯的凝固组织微细化(用符号○表示)，穿孔时钢管的表面和内部没有裂纹和鳞片(用符号○表示)，综合评价良(用符号○表示)。
实施例2涉及一边用设置在铸模弯月面下游侧500毫米处的电磁搅拌装置搅拌得使型芯旋转，一边进行连续铸造，由固相率为0.5的位置处开始轻压下的试验情况。扁坯表层上含MgO氧化物的个数减少，扁坯全体的凝固组织均能微细化，(用符号◎表示)，穿孔时钢管的表面和内部完全没有裂纹和鳞片(用符号◎表示)，综合评价优(用符号◎表示)。
实施例3涉及向钢水中添加0.0010质量％Mg后铸造，由固相率为0.4的位置处开始到凝固为止的范围内全部轻压下深度7毫米时的试验情况。扁坯的凝固组织微细化(用符号○表示)，穿孔时钢管的表面和内部没有裂纹和鳞片(用符号◎表示)，综合评价优(用符号◎表示)。
与此相比，对照例1涉及钢水中不添加Mg的情况下铸造，从弯月面下游侧500毫米位置处进行电磁搅拌，穿孔后的试验情况。扁坯的凝固组织变得粗大(用符号×表示)，穿孔后钢管的表面和内部产生裂纹和鳞片瑕疵(用符号×表示)，综合评价差(用符号×表示)。
对照例2涉及钢水中不添加Mg的情况下铸造，从固相率为0.4的位置到凝固为止的范围内全部轻压下深度7毫米时的试验情况。扁坯的凝固组织变得粗大(用符号×表示)，穿孔后钢管的表面和内部产生裂纹和鳞片瑕疵(用符号×表示)，综合评价差(用符号×表示)。产业上利用的可能性
本发明的扁坯，因凝固过程的变形和应力使扁坯产生的裂纹和凹坑等表面缺陷，以及夹杂物引起的表面缺陷和内部裂纹及中心疏松(多孔性)、中心偏析等内部缺陷的发生均能得到抑制。
因此，本发明的扁坯加工特性和品质特性优良，不需要研磨等扁坯的修整处理操作而且破碎现象也极少，所以成品率高。
本发明的处理方法，通过在钢水凝固时调整钢水特性和钢水中夹杂物的形态，实现凝固组织微细化，能够获得本发明的扁坯，是极为有用的钢水处理方法。
此外，制造本发明扁坯的连续铸造方法，连续铸造时能够进一步提高本发明处理方法赋予钢水的作用效果。
而且加工本发明的扁坯制造的钢板、钢管等钢材，与扁坯同样能够抑制表面缺陷和内部缺陷的产生，加工特性和品质特性也优良。

Claims (5)

1、一种加工特性优良的扁坯，其特征在于扁坯全部断面的60％以上是满足下式的等轴晶，并且含有100个/厘米2以上的、在钢水凝固时生成的与δ铁素体的晶格非共格性在6％以下的夹杂物，
D＜0.08X0.78+0.5
式中X是距扁坯表面之间的距离，单位毫米，D是距扁坯表面距离为X位置的等轴晶直径，单位毫米。
2、按照权利要求1所述的扁坯，其特征在于，所述的夹杂物内含有100个/厘米2以上的10微米以下大小的夹杂物。
3、一种加工特性优良的扁坯，其特征在于与扁坯表面等深度的晶粒直径最大值为处于该深度的平均晶粒直径的三倍以内，并且含有100个/厘米2以上的、在钢水凝固时生成的与δ铁素体的晶格非共格性在6％以下的夹杂物。
4、按照权利要求3所述的加工特性优良的扁坯，其特征在于所述的扁坯厚度方向断面的60％以上是等轴晶。
5、按照权利要求3所述的扁坯，其特征在于，所述的夹杂物内含有100个/厘米2以上的10微米以下大小的夹杂物。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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US7842434B2 (en) * 2005-06-15 2010-11-30 Ati Properties, Inc. Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells
US8158057B2 (en) * 2005-06-15 2012-04-17 Ati Properties, Inc. Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells
US7981561B2 (en) * 2005-06-15 2011-07-19 Ati Properties, Inc. Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells
JP2004050220A (ja) * 2002-07-18 2004-02-19 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd 帯板製造設備
DE60319197T2 (de) * 2002-11-19 2009-02-12 Hitachi Metals, Ltd. Maraging-Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
JP4692282B2 (ja) * 2003-10-08 2011-06-01 日立金属株式会社 鋼塊の製造方法
US20060067976A1 (en) 2004-09-28 2006-03-30 Atrium Medical Corporation Formation of barrier layer
KR100729934B1 (ko) * 2005-12-28 2007-06-18 주식회사 포스코 응고조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강 제조방법 및이로써 제조된 페라이트계 스테인리스강
US7451804B2 (en) * 2006-11-22 2008-11-18 Peterson Oren V Method and apparatus for horizontal continuous metal casting in a sealed table caster
US8245760B2 (en) * 2007-11-19 2012-08-21 Posco Continuous cast slab and method for manufacturing the same
KR100903962B1 (ko) * 2008-11-21 2009-06-25 주식회사 센트랄 볼 시트의 제조방법
TWI464271B (zh) * 2011-12-20 2014-12-11 Univ Nat Cheng Kung 以鎂鋁改質介在物細化鋼晶粒之冶煉方法
US10082032B2 (en) 2012-11-06 2018-09-25 Howmet Corporation Casting method, apparatus, and product
KR101499943B1 (ko) * 2013-11-04 2015-03-06 동국제강주식회사 저탄소강 주편의 주조조직 예측방법
WO2019189858A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼
CN109465413B (zh) * 2018-11-12 2020-08-07 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种单点非平衡浇铸异型坯结晶器保护渣布料方法
CN112903955B (zh) * 2021-01-21 2023-03-31 柳州钢铁股份有限公司 一种连铸过程异钢种混浇的物理模拟试验方法及装置
CN115232914B (zh) * 2022-05-16 2023-05-16 上海大学 一种提升船板钢镁改质效果的方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5690753A (en) * 1993-08-16 1997-11-25 Nippon Steel Corporation Steel containing super-finely dispersed oxide system inclusions

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3754893A (en) * 1971-03-08 1973-08-28 Gen Electric Purification of steel
JPS4952725A (zh) 1972-09-25 1974-05-22
JPS5016616A (zh) 1973-06-18 1975-02-21
JPS5247522A (en) 1975-10-15 1977-04-15 Nippon Steel Corp Process for continuous casting of ferriteesystem stainless steel
JPS5260231A (en) 1975-11-13 1977-05-18 Nippon Steel Corp Method of continuous casting of austenite system stainless steel slab for thick plate
JPS5390129A (en) 1977-01-21 1978-08-08 Nippon Steel Corp Continuous casting method of steel
JPS5762804A (en) 1980-09-30 1982-04-16 Nippon Kokan Kk <Nkk> Continuous casting method for cast steel ingot having excellent sour resisting characteristic
US4515644A (en) * 1980-10-21 1985-05-07 Nippon Steel Corporation Method for producing ferritic stainless steel sheets or strips containing aluminum
JPS63140061A (ja) 1986-11-29 1988-06-11 Nippon Steel Corp 微細粒子分散高靭性鋼材の製造法
JP2727205B2 (ja) 1988-12-02 1998-03-11 新日本製鐵株式会社 連続鋳造鋳片の偏析改善方法
JPH0784617B2 (ja) 1989-03-24 1995-09-13 住友金属工業株式会社 フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3230070B2 (ja) 1993-08-04 2001-11-19 新日本製鐵株式会社 溶鋼へのＭｇ添加方法
JP3563121B2 (ja) 1994-10-04 2004-09-08 日本冶金工業株式会社 連続鋳造性に優れるフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH08155613A (ja) * 1994-12-07 1996-06-18 Nippon Steel Corp 溶融金属の連続鋳造方法
JP3256118B2 (ja) * 1995-12-06 2002-02-12 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
JP3647969B2 (ja) * 1996-04-22 2005-05-18 新日本製鐵株式会社 鋼中有害介在物の微細化方法
JP3322806B2 (ja) 1996-09-25 2002-09-09 新日本製鐵株式会社 鋼中の酸化物の微細分散法
FR2759709B1 (fr) * 1997-02-18 1999-03-19 Ugine Savoie Sa Acier inoxydable pour l'elaboration de fil trefile notamment de fil de renfort de pneumatique et procede de realisation dudit fil
JP3288626B2 (ja) * 1997-03-21 2002-06-04 新日本製鐵株式会社 リジング特性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
JPH10296409A (ja) 1997-04-28 1998-11-10 Nippon Steel Corp 連続鋳造鋳片の製造方法
US5868875A (en) * 1997-12-19 1999-02-09 Armco Inc Non-ridging ferritic chromium alloyed steel and method of making
JPH11254107A (ja) * 1998-03-06 1999-09-21 Nippon Steel Corp フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法
JP3732006B2 (ja) * 1998-04-02 2006-01-05 新日本製鐵株式会社 フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法
JPH11320033A (ja) * 1998-05-06 1999-11-24 Nippon Steel Corp フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法
JPH11320050A (ja) * 1998-05-15 1999-11-24 Nippon Steel Corp 連続鋳造方法
JP3488093B2 (ja) * 1998-08-21 2004-01-19 新日本製鐵株式会社 溶鋼の連続鋳造方法
JP3448498B2 (ja) * 1998-12-25 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 リジング特性及び溶接部の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5690753A (en) * 1993-08-16 1997-11-25 Nippon Steel Corporation Steel containing super-finely dispersed oxide system inclusions

Also Published As

Publication number Publication date
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