JP2001321905A - 連続鋳造方法 - Google Patents
連続鋳造方法Info
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- JP2001321905A JP2001321905A JP2000145083A JP2000145083A JP2001321905A JP 2001321905 A JP2001321905 A JP 2001321905A JP 2000145083 A JP2000145083 A JP 2000145083A JP 2000145083 A JP2000145083 A JP 2000145083A JP 2001321905 A JP2001321905 A JP 2001321905A
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 鋳片の中心部に粒径１mm以下の微細な等軸
晶を生成して中心偏析を防止することによって、耐水素
誘起割れ性や低温靱性に優れた鋳片を製造する連続鋳造
方法を提供する。 【解決手段】 Mgを0.0005〜0.005 質量％含有し、かつ
Ca含有量（質量％）とＯ含有量（質量％）との比Ca／Ｏ
が 0.3〜2.5 の範囲を満足する溶鋼を鋳型に注入し、鋳
型内の溶鋼を水平に旋回させる。
晶を生成して中心偏析を防止することによって、耐水素
誘起割れ性や低温靱性に優れた鋳片を製造する連続鋳造
方法を提供する。 【解決手段】 Mgを0.0005〜0.005 質量％含有し、かつ
Ca含有量（質量％）とＯ含有量（質量％）との比Ca／Ｏ
が 0.3〜2.5 の範囲を満足する溶鋼を鋳型に注入し、鋳
型内の溶鋼を水平に旋回させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳片の中心部に微
細な等軸晶を形成して、中心偏析を防止できる連続鋳造
方法に関する。
細な等軸晶を形成して、中心偏析を防止できる連続鋳造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に連続鋳造によって鋳片を製造する
場合、まず鋳型内に注入された溶鋼が鋳型と接触して冷
却され、薄い凝固層（以下、凝固シェルという）を形成
する。こうして溶鋼を鋳型内に注入しながら凝固シェル
を下方へ引き抜くことによって鋳片を製造する。
場合、まず鋳型内に注入された溶鋼が鋳型と接触して冷
却され、薄い凝固層（以下、凝固シェルという）を形成
する。こうして溶鋼を鋳型内に注入しながら凝固シェル
を下方へ引き抜くことによって鋳片を製造する。
【０００３】連続鋳造において溶鋼の凝固は、鋳片の凝
固シェル側から中心方向へ進行する。そのため鋳片の中
心部にはポロシティの多い最終凝固部が形成され、その
最終凝固部の周囲に粒径１mm以上の粗大な等軸晶と、そ
の粗大な等軸晶を取り囲む柱状晶が形成される。また溶
鋼中のＣ，Mn，Ｐ，Ｓ等の成分が鋳片の中心部に濃化す
る中心偏析が起こる。
固シェル側から中心方向へ進行する。そのため鋳片の中
心部にはポロシティの多い最終凝固部が形成され、その
最終凝固部の周囲に粒径１mm以上の粗大な等軸晶と、そ
の粗大な等軸晶を取り囲む柱状晶が形成される。また溶
鋼中のＣ，Mn，Ｐ，Ｓ等の成分が鋳片の中心部に濃化す
る中心偏析が起こる。
【０００４】このような中心部に形成される粗大な等軸
晶や中心偏析は、耐水素誘起割れ性や低温靱性を低下さ
せる原因になることが知られている。そこで耐水素誘起
割れ性や低温靱性を改善するために、鋳片の中心部に微
細な等軸晶を形成させ、中心偏析を抑制する技術が提案
されている。たとえば特公昭54-24373号公報には、連続
鋳造法が開示されている。この方法は、低温鋳込におい
て鋳型の下方に設けた電磁攪拌装置によって鋳片の未凝
固溶鋼に回転流を付与することにより鋳型外周部の低温
溶鋼と中央部の高温溶鋼を攪拌して均一に低下せしめ介
在物の浮上および鋳片中央部の偏析や柱状晶の発達を防
止しようとするものである。しかしこの方法では、Ｃ＜
0.10質量％，Ｃ＞0.48質量％の範囲では包晶反応が起こ
らないので、等軸晶があまり発達しないという問題があ
った。
晶や中心偏析は、耐水素誘起割れ性や低温靱性を低下さ
せる原因になることが知られている。そこで耐水素誘起
割れ性や低温靱性を改善するために、鋳片の中心部に微
細な等軸晶を形成させ、中心偏析を抑制する技術が提案
されている。たとえば特公昭54-24373号公報には、連続
鋳造法が開示されている。この方法は、低温鋳込におい
て鋳型の下方に設けた電磁攪拌装置によって鋳片の未凝
固溶鋼に回転流を付与することにより鋳型外周部の低温
溶鋼と中央部の高温溶鋼を攪拌して均一に低下せしめ介
在物の浮上および鋳片中央部の偏析や柱状晶の発達を防
止しようとするものである。しかしこの方法では、Ｃ＜
0.10質量％，Ｃ＞0.48質量％の範囲では包晶反応が起こ
らないので、等軸晶があまり発達しないという問題があ
った。
【０００５】また特開昭63-157749 号公報には、連続鋳
造鋳片の中心偏析防止方法が開示されている。この方法
は、複数の電磁攪拌装置を用いて未凝固溶鋼を水平方向
あるいは上下方向に攪拌することによって、粗大なデン
ドライトを微細化して中心偏析を防止しようとするもの
である。しかしこの方法では、凝固シェルがかなり成長
した位置に電磁攪拌装置を配設するため、残溶鋼中に固
相が析出しており、鋳片の中心部に結晶粒径１mm以上の
粗大な等軸晶が形成されるのを回避できないという問題
があった。
造鋳片の中心偏析防止方法が開示されている。この方法
は、複数の電磁攪拌装置を用いて未凝固溶鋼を水平方向
あるいは上下方向に攪拌することによって、粗大なデン
ドライトを微細化して中心偏析を防止しようとするもの
である。しかしこの方法では、凝固シェルがかなり成長
した位置に電磁攪拌装置を配設するため、残溶鋼中に固
相が析出しており、鋳片の中心部に結晶粒径１mm以上の
粗大な等軸晶が形成されるのを回避できないという問題
があった。
【０００６】特公昭59-23902号公報には、連続鋳造にお
ける電磁攪拌方法が開示されている。この方法は、水平
方向の電磁攪拌装置と鋳片引抜方向の電磁攪拌装置を用
いて鋳片内溶鋼を攪拌することによって等軸晶を得よう
とするものである。しかしこの方法においても特開昭63
-157749 号公報に開示された方法と同様に、凝固シェル
がかなり成長した位置に電磁攪拌装置を配設するため、
残溶鋼中に固相が析出しており、鋳片の中心部に結晶粒
径１mm以上の粗大な等軸晶が形成されるのを回避できな
いという問題があった。
ける電磁攪拌方法が開示されている。この方法は、水平
方向の電磁攪拌装置と鋳片引抜方向の電磁攪拌装置を用
いて鋳片内溶鋼を攪拌することによって等軸晶を得よう
とするものである。しかしこの方法においても特開昭63
-157749 号公報に開示された方法と同様に、凝固シェル
がかなり成長した位置に電磁攪拌装置を配設するため、
残溶鋼中に固相が析出しており、鋳片の中心部に結晶粒
径１mm以上の粗大な等軸晶が形成されるのを回避できな
いという問題があった。
【０００７】特開平11-320050 号公報には、連続鋳造方
法が開示されている。この方法は、取鍋，タンディッシ
ュあるいは鋳型でMgを 0.002〜0.01％となるように含有
せしめた溶鋼に、鋳型内メニスカスから鋳型下10ｍの間
に配設された誘導電磁攪拌を用いて水平面内の旋回流を
発生させることによって、微細な等軸晶を形成させよう
とするものである。しかしこの方法では、AlあるいはSi
で脱酸処理を行なった溶鋼にMgを単独で添加しても、溶
鋼中に存在する Al2Ｏ3 系酸化物やSi−Mn系酸化物の還
元にMgが費やされるため、凝固末期における等軸晶の結
晶核となるMgＯ等の微細な酸化物が十分に形成されない
ので、鋳片の中心部に結晶粒径１mm以上の粗大な等軸晶
が形成されるのを回避できないという問題があった。
法が開示されている。この方法は、取鍋，タンディッシ
ュあるいは鋳型でMgを 0.002〜0.01％となるように含有
せしめた溶鋼に、鋳型内メニスカスから鋳型下10ｍの間
に配設された誘導電磁攪拌を用いて水平面内の旋回流を
発生させることによって、微細な等軸晶を形成させよう
とするものである。しかしこの方法では、AlあるいはSi
で脱酸処理を行なった溶鋼にMgを単独で添加しても、溶
鋼中に存在する Al2Ｏ3 系酸化物やSi−Mn系酸化物の還
元にMgが費やされるため、凝固末期における等軸晶の結
晶核となるMgＯ等の微細な酸化物が十分に形成されない
ので、鋳片の中心部に結晶粒径１mm以上の粗大な等軸晶
が形成されるのを回避できないという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
問題を解消し、鋳片の中心部に粒径１mm以下の微細な等
軸晶を形成して、中心偏析を防止することによって、耐
水素誘起割れ性や低温靱性に優れた鋳片を製造する連続
鋳造方法を提供することを目的とする。
問題を解消し、鋳片の中心部に粒径１mm以下の微細な等
軸晶を形成して、中心偏析を防止することによって、耐
水素誘起割れ性や低温靱性に優れた鋳片を製造する連続
鋳造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、Mgを0.0005〜
0.005 質量％含有し、かつCaとＯとをその含有量の比Ca
（質量％）／Ｏ（質量％）が 0.3〜2.5 の範囲を満足す
るように含有した溶鋼を鋳型に注入し、鋳型内の溶鋼を
水平に旋回させる連続鋳造方法である。前記した発明に
おいては、第１の好適態様として、溶鋼が REMまたは／
およびZrを含有し、 REMまたはZrを 0.001〜0.01質量
％、あるいは REMおよびZrを合計0.001〜0.01質量％含
有することが好ましい。
0.005 質量％含有し、かつCaとＯとをその含有量の比Ca
（質量％）／Ｏ（質量％）が 0.3〜2.5 の範囲を満足す
るように含有した溶鋼を鋳型に注入し、鋳型内の溶鋼を
水平に旋回させる連続鋳造方法である。前記した発明に
おいては、第１の好適態様として、溶鋼が REMまたは／
およびZrを含有し、 REMまたはZrを 0.001〜0.01質量
％、あるいは REMおよびZrを合計0.001〜0.01質量％含
有することが好ましい。
【００１０】また第２の好適態様として、鋳型内の溶鋼
を速度20〜40cm／秒で旋回させることが好ましい。また
第３の好適態様として、鋳片の厚さの80％〜 100％未満
が凝固シェルとなる位置で凝固シェル内の溶鋼を旋回さ
せることが好ましい。たは３に記載の連続鋳造方法。
を速度20〜40cm／秒で旋回させることが好ましい。また
第３の好適態様として、鋳片の厚さの80％〜 100％未満
が凝固シェルとなる位置で凝固シェル内の溶鋼を旋回さ
せることが好ましい。たは３に記載の連続鋳造方法。
【００１１】また第４の好適態様として、凝固シェル内
の前記溶鋼を速度５〜60cm／秒で旋回させることが好ま
しい。
の前記溶鋼を速度５〜60cm／秒で旋回させることが好ま
しい。
【００１２】
【発明の実施の形態】図１は、本発明に用いる連続鋳造
設備の例を示す配置図である。図中の矢印は鋳片の引き
抜き方向を示す。本発明の連続鋳造方法では、Mgを0.00
05〜0.005 質量％含有し、かつCaとＯとをその含有量の
比Ca（質量％）／Ｏ（質量％）が 0.3〜2.5 の範囲を満
足するように含有する溶鋼７を鋳型４に注入する。
設備の例を示す配置図である。図中の矢印は鋳片の引き
抜き方向を示す。本発明の連続鋳造方法では、Mgを0.00
05〜0.005 質量％含有し、かつCaとＯとをその含有量の
比Ca（質量％）／Ｏ（質量％）が 0.3〜2.5 の範囲を満
足するように含有する溶鋼７を鋳型４に注入する。
【００１３】溶鋼７の凝固初期、すなわち鋳型４に注入
された溶鋼７が冷却される際には、鋳片の外周部から中
心方向へ柱状晶が成長して、凝固シェル６を形成する。
溶鋼７中のMgは、溶鋼７中のＯと反応してMgＯを形成
し、このMgＯが溶鋼７中を沈降し、凝固末期すなわちク
レーターエンド10近傍で鋳片の中心部に形成される等軸
晶の結晶核となる。Mgの含有量が0.0005質量％未満の場
合は、結晶核となるMgＯが十分に形成されないので、鋳
片が完全に凝固したときに、中心部には粗大な等軸晶が
形成される。
された溶鋼７が冷却される際には、鋳片の外周部から中
心方向へ柱状晶が成長して、凝固シェル６を形成する。
溶鋼７中のMgは、溶鋼７中のＯと反応してMgＯを形成
し、このMgＯが溶鋼７中を沈降し、凝固末期すなわちク
レーターエンド10近傍で鋳片の中心部に形成される等軸
晶の結晶核となる。Mgの含有量が0.0005質量％未満の場
合は、結晶核となるMgＯが十分に形成されないので、鋳
片が完全に凝固したときに、中心部には粗大な等軸晶が
形成される。
【００１４】一方、AlあるいはSiで脱酸処理を行なった
溶鋼７に 0.005質量％を超える量のMgを単独で添加して
も、溶鋼７中に存在する Al2Ｏ3 系酸化物やSi−Mn系酸
化物の還元にMgが費やされる。そのため凝固末期、すな
わちクレーターエンド10近傍における等軸晶の結晶核と
なるMgＯが十分に形成されないので、鋳片が完全に凝固
したときに、中心部には粗大な等軸晶が生成される。よ
って溶鋼７のMg含有量の上限は 0.005質量％とする。
溶鋼７に 0.005質量％を超える量のMgを単独で添加して
も、溶鋼７中に存在する Al2Ｏ3 系酸化物やSi−Mn系酸
化物の還元にMgが費やされる。そのため凝固末期、すな
わちクレーターエンド10近傍における等軸晶の結晶核と
なるMgＯが十分に形成されないので、鋳片が完全に凝固
したときに、中心部には粗大な等軸晶が生成される。よ
って溶鋼７のMg含有量の上限は 0.005質量％とする。
【００１５】したがって溶鋼７のMg含有量は0.0005〜0.
005 質量％とし、かつ以下に述べる理由によってCaを添
加する。AlあるいはSiで脱酸処理を行なった溶鋼７にCa
を添加すると、CaＯ− Al2Ｏ3系酸化物やCaＯ−SiＯ2
系酸化物となる。これらの酸化物は、MgＯとともに溶鋼
７中を沈降し、凝固末期すなわちクレーターエンド10近
傍で鋳片の中心部に形成される等軸晶の結晶核となる。
したがって鋳片が完全に凝固したときに、中心部に微細
な等軸晶が形成される。
005 質量％とし、かつ以下に述べる理由によってCaを添
加する。AlあるいはSiで脱酸処理を行なった溶鋼７にCa
を添加すると、CaＯ− Al2Ｏ3系酸化物やCaＯ−SiＯ2
系酸化物となる。これらの酸化物は、MgＯとともに溶鋼
７中を沈降し、凝固末期すなわちクレーターエンド10近
傍で鋳片の中心部に形成される等軸晶の結晶核となる。
したがって鋳片が完全に凝固したときに、中心部に微細
な等軸晶が形成される。
【００１６】溶鋼７のCa含有量は、Ｏ含有量（すなわち
溶鋼７中のトータル酸素量）に対する比Ca（質量％）／
Ｏ（質量％）に換算して 0.3〜2.5 の範囲とする必要が
ある。Ca（質量％）／Ｏ（質量％）が 0.3未満の場合は
等軸晶の結晶核となる酸化物が十分に形成されず、 2.5
を超える場合はCaＳが多量に生成されるため鋳片の品質
が劣化するからである。
溶鋼７中のトータル酸素量）に対する比Ca（質量％）／
Ｏ（質量％）に換算して 0.3〜2.5 の範囲とする必要が
ある。Ca（質量％）／Ｏ（質量％）が 0.3未満の場合は
等軸晶の結晶核となる酸化物が十分に形成されず、 2.5
を超える場合はCaＳが多量に生成されるため鋳片の品質
が劣化するからである。
【００１７】鋳型４には電磁攪拌装置（以下、鋳型電磁
攪拌装置５という）が配設されており、凝固シェル６内
の溶鋼７を水平に旋回させる。溶鋼７を旋回させること
によって、凝固シェル６を形成する柱状晶のデンドライ
トが分断されて微細な粒子として溶鋼７中を沈降し、ク
レーターエンド10近傍で等軸晶の結晶核となる。Ｃ含有
量が0.17〜0.48質量％の溶鋼７の連続鋳造においては包
晶反応が起きるため比較的容易に等軸晶が形成される
が、Ｃ含有量がこの範囲を外れる溶鋼７の場合は包晶反
応が起きないので等軸晶は形成されにくい。そこで包晶
反応が起きない成分の溶鋼７を連続鋳造する際に、鋳型
電磁攪拌装置５で鋳型４内の溶鋼７を旋回させて、等軸
晶の形成を促進する。
攪拌装置５という）が配設されており、凝固シェル６内
の溶鋼７を水平に旋回させる。溶鋼７を旋回させること
によって、凝固シェル６を形成する柱状晶のデンドライ
トが分断されて微細な粒子として溶鋼７中を沈降し、ク
レーターエンド10近傍で等軸晶の結晶核となる。Ｃ含有
量が0.17〜0.48質量％の溶鋼７の連続鋳造においては包
晶反応が起きるため比較的容易に等軸晶が形成される
が、Ｃ含有量がこの範囲を外れる溶鋼７の場合は包晶反
応が起きないので等軸晶は形成されにくい。そこで包晶
反応が起きない成分の溶鋼７を連続鋳造する際に、鋳型
電磁攪拌装置５で鋳型４内の溶鋼７を旋回させて、等軸
晶の形成を促進する。
【００１８】溶鋼７は、Ce等の希土類金属（以下、REM
という）または／およびZrを含有することが望ましい。
通常の連続鋳造では凝固シェル６中のデンドライト２次
アームの間隔は 400μｍ程度であるのに対して、 REMま
たは／およびZrを添加するとデンドライト２次アームの
間隔が 100μｍ程度に減少し、微細な柱状晶が得られる
からである。したがって鋳型４内の溶鋼７の旋回によっ
て分断されるデンドライトの大きさも微細化され、その
微細な粒子が溶鋼７中を沈降してクレーターエンド10近
傍で等軸晶の結晶核となる。こうして鋳片の中心部に微
細な等軸晶が形成される。
という）または／およびZrを含有することが望ましい。
通常の連続鋳造では凝固シェル６中のデンドライト２次
アームの間隔は 400μｍ程度であるのに対して、 REMま
たは／およびZrを添加するとデンドライト２次アームの
間隔が 100μｍ程度に減少し、微細な柱状晶が得られる
からである。したがって鋳型４内の溶鋼７の旋回によっ
て分断されるデンドライトの大きさも微細化され、その
微細な粒子が溶鋼７中を沈降してクレーターエンド10近
傍で等軸晶の結晶核となる。こうして鋳片の中心部に微
細な等軸晶が形成される。
【００１９】REMやZrの含有量は、 REMまたはZrを 0.00
1〜0.01質量％、あるいは REMおよびZrを合計 0.001〜
0.01質量％であることが望ましい。含有量が 0.001質量
％未満では柱状晶の微細化の効果が現われず、0.01質量
％を超えると溶鋼７中の他の酸化物と反応してクラスタ
ーを形成するからである。鋳型４内の溶鋼７の旋回速度
は、20〜40cm／秒であることが望ましい。旋回速度が20
cm／秒未満ではデンドライトが分断されず、40cm／秒を
超えるとモールドパウダーを巻き込んで鋳片の品質が低
下するからである。
1〜0.01質量％、あるいは REMおよびZrを合計 0.001〜
0.01質量％であることが望ましい。含有量が 0.001質量
％未満では柱状晶の微細化の効果が現われず、0.01質量
％を超えると溶鋼７中の他の酸化物と反応してクラスタ
ーを形成するからである。鋳型４内の溶鋼７の旋回速度
は、20〜40cm／秒であることが望ましい。旋回速度が20
cm／秒未満ではデンドライトが分断されず、40cm／秒を
超えるとモールドパウダーを巻き込んで鋳片の品質が低
下するからである。
【００２０】鋳型４内の溶鋼７の旋回によって分断され
た微細なデンドライト，あるいはMgやCaの酸化物が、ク
レーターエンド10近傍へ沈降して等軸晶の結晶核とな
る。しかしこれらの粒子が沈降の途中で凝集すると、結
晶核が減少するので形成される等軸晶は粗大になる。そ
のため結晶核となる粒子の凝集を抑制し、微細な等軸晶
を生成させるために、クレーターエンド10近傍に電磁攪
拌装置（以下、凝固末期電磁攪拌装置９という）を配設
して、凝固シェル６内の溶鋼７を旋回させることが望ま
しい。
た微細なデンドライト，あるいはMgやCaの酸化物が、ク
レーターエンド10近傍へ沈降して等軸晶の結晶核とな
る。しかしこれらの粒子が沈降の途中で凝集すると、結
晶核が減少するので形成される等軸晶は粗大になる。そ
のため結晶核となる粒子の凝集を抑制し、微細な等軸晶
を生成させるために、クレーターエンド10近傍に電磁攪
拌装置（以下、凝固末期電磁攪拌装置９という）を配設
して、凝固シェル６内の溶鋼７を旋回させることが望ま
しい。
【００２１】凝固末期電磁攪拌装置９による凝固シェル
６内の溶鋼７の旋回は、水平に旋回させても良いが、凝
固末期電磁攪拌装置９を小型化するために、鋳片の横断
面方向に旋回させるのが望ましい。凝固末期電磁攪拌装
置９を配設する位置が、鋳片の厚さに対して凝固シェル
６の厚さが80％未満の位置である場合は、凝固シェル６
内の溶鋼７を旋回した後で粒子が凝集するため、鋳片の
中心部に粗大な等軸晶が形成される。また凝固シェル６
の厚さが鋳片の厚さの 100％となる位置では凝固が完了
している。したがって凝固末期電磁攪拌装置９を配設す
る位置は、鋳片の厚さの80％〜 100％未満が凝固シェル
６となる位置であることが望ましい。
６内の溶鋼７の旋回は、水平に旋回させても良いが、凝
固末期電磁攪拌装置９を小型化するために、鋳片の横断
面方向に旋回させるのが望ましい。凝固末期電磁攪拌装
置９を配設する位置が、鋳片の厚さに対して凝固シェル
６の厚さが80％未満の位置である場合は、凝固シェル６
内の溶鋼７を旋回した後で粒子が凝集するため、鋳片の
中心部に粗大な等軸晶が形成される。また凝固シェル６
の厚さが鋳片の厚さの 100％となる位置では凝固が完了
している。したがって凝固末期電磁攪拌装置９を配設す
る位置は、鋳片の厚さの80％〜 100％未満が凝固シェル
６となる位置であることが望ましい。
【００２２】なお、凝固シェル６の厚さが鋳片の厚さの
80％〜 100％未満となる領域全体で凝固シェル６内の溶
鋼７を旋回しても良いし、その領域の一部で凝固シェル
６内の溶鋼７を旋回しても良い。凝固末期電磁攪拌装置
９による凝固シェル６内の溶鋼７の旋回速度は、５〜60
cm／秒であることが望ましい。旋回流の速度が５cm／秒
未満では結晶核となる粒子が凝集し、60cm／秒を超える
速度を付与するためには大規模な設備が必要となるから
である。
80％〜 100％未満となる領域全体で凝固シェル６内の溶
鋼７を旋回しても良いし、その領域の一部で凝固シェル
６内の溶鋼７を旋回しても良い。凝固末期電磁攪拌装置
９による凝固シェル６内の溶鋼７の旋回速度は、５〜60
cm／秒であることが望ましい。旋回流の速度が５cm／秒
未満では結晶核となる粒子が凝集し、60cm／秒を超える
速度を付与するためには大規模な設備が必要となるから
である。
【００２３】なお本発明で製造する鋳片は、特定の形状
や寸法に限定されない。すなわち本発明をスラブ，ブル
ームあるいはビレット等の連続鋳造に適用すれば、微細
な等軸晶が中心部に形成され、中心偏析のない耐水素誘
起割れ性や低温靱性に優れた鋳片を製造できる。
や寸法に限定されない。すなわち本発明をスラブ，ブル
ームあるいはビレット等の連続鋳造に適用すれば、微細
な等軸晶が中心部に形成され、中心偏析のない耐水素誘
起割れ性や低温靱性に優れた鋳片を製造できる。
【００２４】
【実施例】Ar雰囲気に調整した30kg高周波溶解炉を用い
て、Ｃ含有量が0.08〜0.10質量％の溶鋼を溶製し、さら
にFeを被覆したFe−Mg合金ワイヤーおよびFe−Ca合金ワ
イヤーを添加して、Mg含有量およびCa含有量を種々の組
合せに変化させた。得られた溶鋼のＯ含有量は0.0020質
量％、温度は1600℃とした。
て、Ｃ含有量が0.08〜0.10質量％の溶鋼を溶製し、さら
にFeを被覆したFe−Mg合金ワイヤーおよびFe−Ca合金ワ
イヤーを添加して、Mg含有量およびCa含有量を種々の組
合せに変化させた。得られた溶鋼のＯ含有量は0.0020質
量％、温度は1600℃とした。
【００２５】この溶鋼を水冷鋳型（ 150×50×200 mm）
内に注入し、鋳型内の溶鋼が旋回速度30cm／秒で水平に
旋回するように磁場を印加した。凝固シェルが厚さ 2.5
mmに成長したときに溶鋼７の旋回を停止し、さらに鋳型
内で冷却して鋳片を製造した。各鋳片の中心部に形成さ
れる等軸晶の粒径を調査した。なおCa含有量は、Ｏ含有
量に対する比Ca（質量％）／Ｏ（質量％）に換算して評
価した。
内に注入し、鋳型内の溶鋼が旋回速度30cm／秒で水平に
旋回するように磁場を印加した。凝固シェルが厚さ 2.5
mmに成長したときに溶鋼７の旋回を停止し、さらに鋳型
内で冷却して鋳片を製造した。各鋳片の中心部に形成さ
れる等軸晶の粒径を調査した。なおCa含有量は、Ｏ含有
量に対する比Ca（質量％）／Ｏ（質量％）に換算して評
価した。
【００２６】その結果を表１に示す。表１中のMg含有量
が０と記載されているのはFe−Mg合金ワイヤーを添加し
なかった例であり、Ca／Ｏが０と記載されているのはFe
−Ca合金ワイヤーを添加しなかった例である。
が０と記載されているのはFe−Mg合金ワイヤーを添加し
なかった例であり、Ca／Ｏが０と記載されているのはFe
−Ca合金ワイヤーを添加しなかった例である。
【００２７】
【表１】
【００２８】表１から明らかなように、Mg含有量が0.00
05〜0.005 質量％で、かつCa（質量％）／Ｏ（質量％）
が 0.3〜2.5 を満足する鋳片の中心部に、粒径１mm以下
の微細な等軸晶が形成された。次に、同様にAr雰囲気に
調整した30kg高周波溶解炉を用いて、Ｃ含有量が0.08〜
0.10質量％の溶鋼を溶製し、さらにZrおよび REMとして
Ceを添加して、ZrおよびCeの合計含有量を０〜0.014 の
範囲で種々に変更した。この溶鋼を水冷鋳型（150×50
×200mm ）内に注入し、鋳型内の溶鋼が旋回速度30cm／
秒で水平に旋回するように磁場を印加した。凝固シェル
が厚さ 2.5mmに成長したときに溶鋼７の旋回を停止し、
さらに鋳型内で冷却して鋳片を製造した。
05〜0.005 質量％で、かつCa（質量％）／Ｏ（質量％）
が 0.3〜2.5 を満足する鋳片の中心部に、粒径１mm以下
の微細な等軸晶が形成された。次に、同様にAr雰囲気に
調整した30kg高周波溶解炉を用いて、Ｃ含有量が0.08〜
0.10質量％の溶鋼を溶製し、さらにZrおよび REMとして
Ceを添加して、ZrおよびCeの合計含有量を０〜0.014 の
範囲で種々に変更した。この溶鋼を水冷鋳型（150×50
×200mm ）内に注入し、鋳型内の溶鋼が旋回速度30cm／
秒で水平に旋回するように磁場を印加した。凝固シェル
が厚さ 2.5mmに成長したときに溶鋼７の旋回を停止し、
さらに鋳型内で冷却して鋳片を製造した。
【００２９】各鋳片の断面をピクリン酸を用いてエッチ
ングして、鋳片表面から厚さ 2.5mmまでのデンドライト
２次アームの間隔を調査した。ZrおよびCeの合計含有量
（質量％）とデンドライト２次アーム間隔の平均値（μ
ｍ）との関係を図２に示す。図２から明らかなように、
ZrおよびCeの合計含有量が 0.001〜0.01質量％の範囲
で、デンドライト２次アームの間隔が 100μｍ程度の微
細な柱状晶が形成された。
ングして、鋳片表面から厚さ 2.5mmまでのデンドライト
２次アームの間隔を調査した。ZrおよびCeの合計含有量
（質量％）とデンドライト２次アーム間隔の平均値（μ
ｍ）との関係を図２に示す。図２から明らかなように、
ZrおよびCeの合計含有量が 0.001〜0.01質量％の範囲
で、デンドライト２次アームの間隔が 100μｍ程度の微
細な柱状晶が形成された。
【００３０】次に、同様にAr雰囲気に調整した30kg高周
波溶解炉を用いて、Ｃ含有量が0.10質量％、Mg含有量が
0.0020質量％、Ca含有量が0.0015質量％、Ｏ含有量が0.
0020質量％（すなわちCa／Ｏ：0.75）、ZrおよびCeの合
計含有量が 0.005質量％の溶鋼を溶製して、水冷鋳型
（ 150×50×200mm ）内に注入した。凝固シェルの厚さ
が片側 2.5mm，10mm，17.5mm，20mmまたは22.5mmに成長
したときに、鋳型内の溶鋼が旋回速度30cm／秒で水平に
旋回するように磁場を印加して、そのまま鋳型内で冷却
して鋳片を製造した。この鋳片の厚さは50mmであるか
ら、鋳片の厚さに対する凝固シェルの厚さ（片側 2.5m
m，10mm，17.5mm，20mm，22.5mm）の割合は、各々10
％，40％，70％，80％，90％である。
波溶解炉を用いて、Ｃ含有量が0.10質量％、Mg含有量が
0.0020質量％、Ca含有量が0.0015質量％、Ｏ含有量が0.
0020質量％（すなわちCa／Ｏ：0.75）、ZrおよびCeの合
計含有量が 0.005質量％の溶鋼を溶製して、水冷鋳型
（ 150×50×200mm ）内に注入した。凝固シェルの厚さ
が片側 2.5mm，10mm，17.5mm，20mmまたは22.5mmに成長
したときに、鋳型内の溶鋼が旋回速度30cm／秒で水平に
旋回するように磁場を印加して、そのまま鋳型内で冷却
して鋳片を製造した。この鋳片の厚さは50mmであるか
ら、鋳片の厚さに対する凝固シェルの厚さ（片側 2.5m
m，10mm，17.5mm，20mm，22.5mm）の割合は、各々10
％，40％，70％，80％，90％である。
【００３１】各鋳片の断面をピクリン酸を用いてエッチ
ングして、等軸晶が形成された領域の面積を調査し、等
軸晶率を算出した。鋳片の厚さに対する凝固シェルの厚
さの割合（％）と等軸晶率（％）との関係を図３に示
す。なお等軸晶率は、下記の式で算出される値である。 等軸晶率（％）＝ 100×等軸晶が形成された領域の面積
／鋼塊の断面積 図３から明らかなように、鋳片の厚さに対する凝固シェ
ルの厚さの割合が80％以上の範囲で等軸晶率が向上し
た。
ングして、等軸晶が形成された領域の面積を調査し、等
軸晶率を算出した。鋳片の厚さに対する凝固シェルの厚
さの割合（％）と等軸晶率（％）との関係を図３に示
す。なお等軸晶率は、下記の式で算出される値である。 等軸晶率（％）＝ 100×等軸晶が形成された領域の面積
／鋼塊の断面積 図３から明らかなように、鋳片の厚さに対する凝固シェ
ルの厚さの割合が80％以上の範囲で等軸晶率が向上し
た。
【００３２】次いで、図１に示すような連続鋳造設備を
用いて、Ｃ含有量が0.08〜0.10質量％の溶鋼７の連続鋳
造を行なった。鋳型４の断面サイズは 260×2000mm，鋳
造速度は0.60ｍ／分とした。その連続鋳造において、C
a，Mg，CeおよびZrの添加の有無、凝固初期の鋳型４内
あるいは凝固末期の凝固シェル６内の溶鋼７の旋回の有
無を種々の組合せで実施し、鋳片の中心部に形成される
等軸晶の粒径を調査した。その結果を表２に示す。
用いて、Ｃ含有量が0.08〜0.10質量％の溶鋼７の連続鋳
造を行なった。鋳型４の断面サイズは 260×2000mm，鋳
造速度は0.60ｍ／分とした。その連続鋳造において、C
a，Mg，CeおよびZrの添加の有無、凝固初期の鋳型４内
あるいは凝固末期の凝固シェル６内の溶鋼７の旋回の有
無を種々の組合せで実施し、鋳片の中心部に形成される
等軸晶の粒径を調査した。その結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】なおCa，Mg，CeおよびZrの添加は、Feを被
覆した合金ワイヤーを添加して行なった。ただし本発明
においては、Ca，Mg，CeおよびZrの添加方法は特定の方
法に限定せず、粉末や塊状の合金をインジェクションす
る方法を用いても良い。また凝固初期の鋳型４内の溶鋼
７の旋回は、鋳型電磁攪拌装置５に 750Ａの電流（周波
数３Ｈｚ）を流して、速度30cm／秒で旋回させた。凝固
末期の凝固シェル６内の溶鋼７の旋回は、凝固末期電磁
攪拌装置９に1000Ａの電流（周波数 0.5Ｈｚ）を流し
て、速度15cm／秒で旋回させた。凝固末期電磁攪拌装置
９は、鋳片の厚さの80％が凝固シェルとなるメニスカス
下方15ｍの位置に配設した。
覆した合金ワイヤーを添加して行なった。ただし本発明
においては、Ca，Mg，CeおよびZrの添加方法は特定の方
法に限定せず、粉末や塊状の合金をインジェクションす
る方法を用いても良い。また凝固初期の鋳型４内の溶鋼
７の旋回は、鋳型電磁攪拌装置５に 750Ａの電流（周波
数３Ｈｚ）を流して、速度30cm／秒で旋回させた。凝固
末期の凝固シェル６内の溶鋼７の旋回は、凝固末期電磁
攪拌装置９に1000Ａの電流（周波数 0.5Ｈｚ）を流し
て、速度15cm／秒で旋回させた。凝固末期電磁攪拌装置
９は、鋳片の厚さの80％が凝固シェルとなるメニスカス
下方15ｍの位置に配設した。
【００３５】比較例１は、Ca，Mg，CeおよびZrを添加せ
ず、しかも凝固初期の鋳型４内，凝固末期の凝固シェル
６内の溶鋼７を旋回しない例であり、等軸晶率が最も低
く、等軸晶の粒径が最も大きい。発明例１と比較例２を
比べると、鋳型４内の溶鋼７を水平に旋回した発明例１
の方が、等軸晶率が高くなり、中心偏析は軽減された。
しかも等軸晶の粒径は、比較例２が２mmであったのに対
して、発明例１は１mmであった。
ず、しかも凝固初期の鋳型４内，凝固末期の凝固シェル
６内の溶鋼７を旋回しない例であり、等軸晶率が最も低
く、等軸晶の粒径が最も大きい。発明例１と比較例２を
比べると、鋳型４内の溶鋼７を水平に旋回した発明例１
の方が、等軸晶率が高くなり、中心偏析は軽減された。
しかも等軸晶の粒径は、比較例２が２mmであったのに対
して、発明例１は１mmであった。
【００３６】発明例２は、さらにCeおよびZrを添加した
例であり、等軸晶率が発明例１よりさらに高く、しかも
等軸晶の粒径は 0.5mmであった。発明例３は、さらに凝
固末期で溶鋼７を旋回した例であり、等軸晶率が発明例
２よりさらに高く、しかも等軸晶の粒径がさらに小さく
なった。
例であり、等軸晶率が発明例１よりさらに高く、しかも
等軸晶の粒径は 0.5mmであった。発明例３は、さらに凝
固末期で溶鋼７を旋回した例であり、等軸晶率が発明例
２よりさらに高く、しかも等軸晶の粒径がさらに小さく
なった。
【００３７】
【発明の効果】本発明によれば、連続鋳造の鋳片の中心
部に粒径１mm以下の微細な等軸晶を形成させ、中心偏析
を防止することができる。
部に粒径１mm以下の微細な等軸晶を形成させ、中心偏析
を防止することができる。
【図１】本発明を適用する連続鋳造設備の例を示す配置
図である。
図である。
【図２】ZrおよびCeの合計含有量とデンドライト２次ア
ーム間隔の平均値との関係を示すグラフである。
ーム間隔の平均値との関係を示すグラフである。
【図３】鋳片の厚さに対する凝固シェルの厚さの割合と
等軸晶率との関係を示すグラフである。
等軸晶率との関係を示すグラフである。
１ 取鍋 ２ タンディッシュ ３ 浸漬ノズル ４ 鋳型 ５ 鋳型電磁攪拌装置 ６ 凝固シェル ７ 溶鋼 ８ ガイドロール ９ 凝固末期電磁攪拌装置 10 クレーターエンド 11 駆動ロール
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２２Ｄ 11/04 ３１１ Ｂ２２Ｄ 11/04 ３１１Ｊ 11/108 11/108 Ｃ Ｐ 11/11 11/11 Ｄ 27/02 27/02 Ｗ (72)発明者 竹内 秀次 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4E004 AA09 GA05 GA06 GB03 MB12 MB13 MB14
Claims (5)
- 【請求項１】 Mgを0.0005〜0.005 質量％含有し、かつ
CaとＯとをその含有量の比Ca（質量％）／Ｏ（質量％）
が 0.3〜2.5 の範囲を満足するように含有する溶鋼を鋳
型に注入し、前記鋳型内の前記溶鋼を水平に旋回させる
ことを特徴とする連続鋳造方法。 - 【請求項２】 前記溶鋼が REMまたは／およびZrを含有
し、 REMまたはZrを0.001〜0.01質量％あるいは REMお
よびZrを合計 0.001〜0.01質量％含有することを特徴と
する請求項１に記載の連続鋳造方法。 - 【請求項３】 前記鋳型内の前記溶鋼を速度20〜40cm／
秒で旋回させることを特徴とする請求項１または２に記
載の連続鋳造方法。 - 【請求項４】 鋳片の厚さの80％〜 100％未満が凝固シ
ェルとなる位置で前記凝固シェル内の前記溶鋼を旋回さ
せることを特徴とする請求項１、２または３に記載の連
続鋳造方法。 - 【請求項５】 前記凝固シェル内の前記溶鋼を速度５〜
60cm／秒で旋回させることを特徴とする請求項４に記載
の連続鋳造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2000145083A JP4501223B2 (ja) | 2000-05-17 | 2000-05-17 | 連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000145083A JP4501223B2 (ja) | 2000-05-17 | 2000-05-17 | 連続鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001321905A true JP2001321905A (ja) | 2001-11-20 |
| JP4501223B2 JP4501223B2 (ja) | 2010-07-14 |
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ID=18651644
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000145083A Expired - Fee Related JP4501223B2 (ja) | 2000-05-17 | 2000-05-17 | 連続鋳造方法 |
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Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01260048A (ja) * | 1988-04-11 | 1989-10-17 | Daiwabo Co Ltd | 初期吸水性の優れたビスコースレーヨン不織布 |
| JPH11320050A (ja) * | 1998-05-15 | 1999-11-24 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造方法 |
| JP2000061598A (ja) * | 1998-08-21 | 2000-02-29 | Nippon Steel Corp | 溶鋼の連続鋳造方法 |
| JP2000126856A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-05-09 | Nippon Steel Corp | 幅圧下による表面欠陥が生じない鋼片の製造方法 |
-
2000
- 2000-05-17 JP JP2000145083A patent/JP4501223B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01260048A (ja) * | 1988-04-11 | 1989-10-17 | Daiwabo Co Ltd | 初期吸水性の優れたビスコースレーヨン不織布 |
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| JP2000126856A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-05-09 | Nippon Steel Corp | 幅圧下による表面欠陥が生じない鋼片の製造方法 |
| JP2000061598A (ja) * | 1998-08-21 | 2000-02-29 | Nippon Steel Corp | 溶鋼の連続鋳造方法 |
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