JP2002371314A

JP2002371314A - Ｎｉ含有鋼鋳片の製造方法

Info

Publication number: JP2002371314A
Application number: JP2001178624A
Authority: JP
Inventors: Mikio Suzuki; 幹雄鈴木; Makoto Suzuki; 真鈴木; Hiroshi Awajiya; 浩淡路谷; Masayuki Nakada; 正之中田
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2001-06-13
Filing date: 2001-06-13
Publication date: 2002-12-26

Abstract

(57)【要約】【課題】Ｎｉ含有鋼の連続鋳造鋳片を製造する際に、
鋳片表面の割れを防止して、鋳片の表面手入れ作業を省
略することができるような表面性状に優れた鋳片を製造
する。【解決手段】Ｎｉを０．５mass％以上５０mass％未満
の範囲で含有するＮｉ含有鋼の連続鋳造鋳片の製造方法
であって、溶鋼の溶製工程ではＳ濃度を０．００１mass
以下、Ｎ濃度を０．００３mass％以下に調整すると共
に、トータルＣａ濃度が１．２５×Ｓ濃度〜２．５×Ｓ
濃度の範囲で且つＴｉ濃度が３．４×Ｎ濃度〜６．３×
Ｎ濃度の範囲となるようにＣａ及びＴｉを添加し、連続
鋳造工程では鋳片の表面温度を８５０〜９５０℃の範囲
に制御しながら鋳片を矯正する。その際、更に、０．０
３mass％以下の範囲でＰを添加する、又は、０．０００
５〜０．００２mass％の範囲でＢを添加することが好ま
しい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Ｎｉを０．５mass
％（以下単に「％」と記す）以上５０％未満含有するＮ
ｉ含有鋼の連続鋳造鋳片の製造方法に関し、詳しくは、
鋳片表面の割れを防止して、表面性状の良好な鋳片を製
造する方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】Ｎｉを０．５％以上５０％未満含有する
鋼では、凝固直後の結晶構造は面心立方構造（以下「オ
ーステナイト」と呼ぶ）であり、温度が低下すると体心
立方構造（以下「α−フェライト」と呼ぶ）に変態す
る。Ｆｅ−Ｎｉ系平衡状態図に示されるオーステナイト
／α−フェライトの変態開始温度はＮｉ濃度の増加に伴
って９１０℃から室温近くまで低下するが、実際の鋳造
時の冷却過程においては変態開始は遅れ、例えば９％Ｎ
ｉ鋼の場合、平衡状態図での変態開始温度は７２０℃で
あるが、実際の鋳片では温度が３５０℃以下に低下しな
いと変態しない。

【０００３】オーステナイト状態に保持されている間に
結晶粒は成長を続け、数ｍｍから十数ｍｍまでの大きさ
に成長する。このような巨大な結晶粒を有する鋳片で
は、９００℃未満の温度範囲における熱間延性が極めて
小さいことが多数報告されている。又、熱間延性を低下
させる原因は、結晶粒界に析出している微細な硫化物や
窒化物であることも報告されている。

【０００４】ところで、Ｎｉを０．５％以上５０％未満
含有する鋼では、連続鋳造時、鋳片表面にはオーステナ
イト粒界に沿った割れが発生し易く、そのため、この割
れを除去するための鋳片の表面手入れ作業、並びに、こ
の表面手入れによる歩留まり低下、更に、表面手入れ作
業による製造工程の遅滞化等を余儀なくされている。こ
の鋳片表面割れの発生原因は、鋳片の矯正やバルジング
による応力が鋳片に働いた場合に、上述した熱間延性の
低下によって鋳片表面が割れるためであることが分かっ
ており、従って、この割れを防止する手段として熱間延
性の高い領域である９００℃以上の温度範囲に鋳片表面
を保持して連続鋳造することが提案されている。更に、
結晶粒界の析出物を極力低減させるために、脱硫処理に
より溶鋼のＳ濃度を０．００５％以下とし、且つ、大気
と溶鋼との遮断等によりＮ濃度を極力低減することが提
案されている。

【０００５】しかしながら、このような条件で鋳造して
も鋳片表面のオーステナイト粒界に沿った割れは未だ完
全には防止することができず、表面手入れ作業により鋳
片表面を研削して割れ疵を除去した後、熱間圧延に供し
ているのが現状である。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に鑑
みなされたもので、その目的とするところは、Ｎｉを
０．５％以上５０％未満含有する鋼の連続鋳造鋳片を製
造する際に、鋳片表面の割れを防止して、鋳片の表面手
入れ作業を省略することができるような表面性状に優れ
た鋳片を製造する方法を提供することである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
は鋳片の高温における脆化を改善することにより解決可
能であるとの前提に基づき、鋳片の高温脆化を改善する
ことについて鋭意研究を実施した。以下に研究結果を説
明する。

【０００８】Ｎｉを０．５％以上５０％未満含有するＮ
ｉ含有鋼の熱間延性の低下は、オーステナイト結晶粒の
粗大化と、硫化物（主としてＭｎＳ）及び窒化物（Ａｌ
Ｎ）の結晶粒界での析出とに起因することを確認した。
結晶粒界の脆化を改善するためには、硫化物及び窒化物
の結晶粒界での析出を減少させることが重要と考え、溶
製工程において溶鋼のＳ濃度を０．００１％以下にする
ことと、溶鋼と大気との遮断や脱ガス処置設備の採用等
により溶鋼のＮ濃度を０．００３％以下にすることとを
前提とした。

【０００９】その上で、溶鋼中のＳを固定するためにＣ
ａを添加すると同時に、溶鋼中のＮを固定するためにＴ
ｉを添加することとした。この方法は従来も知られてい
たが、その添加量は必ずしも明確でなく、今回適正な添
加範囲を限定した。

【００１０】更に、本発明者等は、オーステナイト粒界
での硫化物や窒化物の析出量を低減させることに加えて
新たな方法を試みた。即ち、オーステナイト粒界で析出
し易い元素を微量添加することによってＳやＮの替わり
に粒界に析出させ、結果的にＳ及びＮの粒界偏析を抑制
して、粒界での硫化物及び窒化物の析出を防止する方法
である。

【００１１】Ｎｉ含有鋼としてＮｉ含有量がおよそ９％
である９％Ｎｉ鋼を例として、以下に鋳片表面割れの発
生機構とその防止方法の研究結果を説明する。

【００１２】９％Ｎｉ鋼（主成分はおよそＣ：０．０５
％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．０％、Ｎｉ：８．９
％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．００
３％、Ａｌ：０．０３％）の組成にＣａ、Ｔｉ、Ｐ、及
びＢを種々の濃度で添加した溶鋼を試験溶解炉で溶製
し、鋳型に鋳込み鋼塊を作製し、この鋼塊の表層から５
〜３５ｍｍの部位の位置から高温引張り試験用の引張り
試験片を作製した。この試験片を高純度のＡｒ雰囲気中
で１４００℃まで加熱し、その温度で５分間保持して溶
体化処理を施し、その後、引張り試験温度まで冷却し
て、歪み速度が１×１０^-3／秒の条件で引張り試験を行
った。そして、下記の（１）により定義される、引張り
試験片破断部断面の断面収縮率ＲＡ（％）により熱間延
性を評価した。尚、（１）式におけるＡは試験片破断部
の断面積、Ａ₀ は破断前の試験片の断面積である。

【００１３】

【数１】

【００１４】以下、９％Ｎｉ鋼の化学成分組成毎に高温
引張り試験の結果を説明する。

【００１５】ケース１：ＣａやＴｉ等を添加していな
い、前述した主成分のみの９％Ｎｉ鋼であり、Ｓ濃度＝
０．００１％、Ｎ濃度＝０．０２８％、Ｐ濃度＝０．０
１０％であった。この成分組成での熱間延性を図１に示
す。図１に示すように、この成分組成の９％Ｎｉ鋼で
は、９００℃未満の範囲における断面収縮率は４０％以
下であり、著しい熱間延性の低下を示している。

【００１６】ケース２：９％Ｎｉ鋼にＣａを添加して、
熱間延性に及ぼすＣａ添加の影響を調査した。Ｓ濃度は
０．００１％となるよう調整し、且つ、ＳをＣａＳの形
態で固定するために必要なＣａ量を基準として、Ｃａ添
加量を種々変更した。ＳをＣａＳの形態で固定するため
に必要なＣａ量は下記の（２）式で求めることができ
る。尚、（２）式におけるＣａ* はＳをＣａＳの形態で
固定するために必要なＣａ量、ｍ_CaはＣａの原子量、ｍ
_S はＳの原子量、［％Ｓ］は質量％表示の鋼中のＳ濃度
である。

【００１７】

【数２】

【００１８】９％Ｎｉ鋼中のトータルＣａ濃度が０．０
０２５％の場合の熱間延性を図２に示す。図中の破線は
図１に示すＣａ無添加のデータである。図２に示すよう
に、Ｃａを添加することにより、９００℃以上の温度範
囲では熱間延性にほとんど影響しないが、９００℃未満
の温度範囲では熱間延性が改善され、８５０℃の熱間延
性は５３％まで回復する。しかし、８００℃以下の温度
範囲では熱間延性は３０％前後であり、熱間延性の改善
は不十分である。このように、Ｃａ添加により脆化温度
範囲は「９００℃未満」から「８５０℃未満」に５０℃
だけ狭くなることが分かった。尚、Ｃａは強力な脱酸剤
であり、ＣａＳとしてＳを固定すると同時にＣａＯとな
ってＯを固定するため、本発明ではトータルＣａ濃度で
データを整理した。

【００１９】図３に、９％Ｎｉ鋼の８５０℃における断
面収縮率に及ぼすトータルＣａ濃度の影響を示す。図３
に示すようにトータルＣａ濃度が０．００１６％では５
０％の断面収縮率が得られ、一方トータルＣａ濃度が
０．００２５％を越えると断面収縮率は５２〜５３％と
なって改善効果は飽和する傾向にある。又、Ｃａを過剰
に添加すると鋼中の介在物がＣａＯ系となり介在物個数
が増加すると云う問題も発生する。

【００２０】ここで、Ｓを固定する観点から鋼中に必要
なトータルＣａ濃度を検討すると、ＳをＣａＳとして固
定するために必要なＣａ量は上記の（２）式で表され、
トータルＣａ濃度は、少なくとも（２）式によるＣａ*
と同等以上である必要があり且つ０．００２５％を越え
る必要はないことから、適正なトータルＣａ濃度の範囲
は下記の（３）式で表すことができる。尚、（３）式に
おける［％Ｔ．Ｃａ］は質量％表示の鋼中のトータルＣ
ａ濃度である。

【００２１】

【数３】

【００２２】ケース３：トータルＣａ濃度を０．００２
０〜０．００２５％に調整した９％Ｎｉ鋼に、更にＴｉ
を添加して高温引張り試験を実施した。図４に鋼中のＴ
ｉ濃度が０．０２３％の場合の熱間延性を示す。図４に
はケース１及びケース２の結果を併せて示している。図
４から明らかなように、Ｃａ及びＴｉを同時に添加した
場合には、９００℃未満の範囲の熱間延性が全般的に上
昇して、脆化の改善が見られた。図には示していない
が、８００℃でも断面収縮率が５０％以上にまで改善さ
れる場合があることも分かった。

【００２３】図５に、トータルＣａ濃度が０．００２０
〜０．００２５％の９％Ｎｉ鋼の８５０℃における断面
収縮率に及ぼすＴｉ濃度の影響を示す。図５に示すよう
にＴｉ濃度が０．０１％以上の範囲で断面収縮率は５０
％以上となる。ここで、前述したトータルＣａ濃度の決
定手法と同様の手法により最適Ｔｉ濃度範囲を検討す
る。

【００２４】ＴｉはＮと反応してＴｉＮの形態でＮを固
定する。ＮをＴｉＮの形態で固定するために必要なＴｉ
量は下記の（４）式で求めることができる。尚、（４）
式においてＴｉ* はＮをＴｉＮの形態で固定するために
必要なＴｉ量、ｍ_TiはＴｉの原子量、ｍ_N はＮの原子
量、［％Ｎ］は質量％表示の鋼中のＮ濃度である。

【００２５】

【数４】

【００２６】引張り試験片のＮ濃度は０．００３２％で
あったので、この場合のＮを固定するために必要なＴｉ
量を（４）式から求めるとＴｉ* ＝０．０１０９％とな
り、図５における熱間延性の改善されるＴｉ濃度と一致
する。このように、Ｔｉの下限値はＴｉ* と同等以上に
する必要があることが分かる。一方、Ｔｉを過剰に添加
するとＴｉＯ₂ が生成し、Ｃａの場合と同様に介在物個
数が増加して介在物性問題が顕在化すると同時に熱間延
性の改善効果も飽和する。この観点からみた図５におけ
るＴｉの上限値は０．０２％であった。この下限値及び
上限値のＴｉ濃度をＮ濃度との関係で表すと下記の
（５）式が得られる。尚、（５）式における［％Ｔｉ］
は質量％表示の鋼中のＴｉ濃度である。

【００２７】

【数５】

【００２８】ケース４：通常の９％Ｎｉ鋼のＰ濃度は
０．０１０％程度である。Ｐは偏析成分であり嫌われて
いるが、高温では粒界に偏析し易いことが知られてい
る。ＳやＮの替わりにＰをオーステナイト粒界に偏析さ
せ、ＳとＮの偏析を抑えることにより粒界脆化の改善が
可能かを調査した。尚、前述したケース１〜３では何れ
も９％Ｎｉ鋼中のＰ濃度は０．０１０％に調整した。

【００２９】ケース３の中で熱間延性が最も良好であっ
た、Ｃａを０．００２０〜０．００２５％、Ｔｉを０．
０１５〜０．０２０％含有する成分系の９％Ｎｉ鋼にＰ
を添加する若しくは脱燐剤を添加し、Ｐ濃度が異なる引
張り試験片を作製した。図６に、トータルＣａ濃度が
０．００２２％、Ｔｉ濃度が０．０１７％、Ｐ濃度が
０．０２４％の場合の９％Ｎｉ鋼の熱間延性を示す。図
６にはケース１及びケース２の結果を併せて示してい
る。図６と前述した図４との対比により明らかなよう
に、鋼中のＰ濃度を０．０１０％から０．０２４％に増
加することにより、９００℃未満の熱間延性が大幅に改
善されることが分かる。

【００３０】図７に、トータルＣａ濃度が０．００２０
〜０．００２５％、Ｔｉ濃度が０．０１５〜０．０２０
％である９％Ｎｉ鋼の８５０℃における断面収縮率に及
ぼすＰ濃度の影響を示す。図７に示すようにＰ濃度が
０．０３％まではＰ濃度の増加と共に断面収縮率は増加
するが、それ以上のＰ濃度では逆に断面収縮率が低下す
る現象が見られた。又、Ｐ濃度を０．００５％に脱燐し
た９％Ｎｉ鋼の断面収縮率は、Ｐ濃度が０．０１％の場
合とほぼ同等であった。この結果から、Ｐは添加するこ
とを前提として０．０３％までの範囲に調整することが
好ましい。

【００３１】ケース５：通常、９％Ｎｉ鋼にはＢは添加
されていない。Ｂもオーステナイト粒界に析出し易い元
素として知られており、Ｂをオーステナイト粒界に偏析
させ、ＳとＮの偏析を抑えることにより粒界脆化の改善
が可能かを調査した。

【００３２】ケース３の中で熱間延性が最も良好であっ
た、Ｃａを０．００２０〜０．００２５％、Ｔｉを０．
０１５〜０．０２０％含有する成分系の９％Ｎｉ鋼にＢ
を添加してＢ濃度を変化させ、Ｂ濃度が異なる引張り試
験片を作製した。図８に、トータルＣａ濃度が０．００
２１％、Ｔｉ濃度が０．０１８％、Ｂ濃度が０．０００
８％の９％Ｎｉ鋼の熱間延性を示す。図８にはケース１
及びケース４の結果を併せて示している。図８から明ら
かなように、Ｂを添加することにより９００℃未満の熱
間延性が大幅に改善されることが分かる。

【００３３】図９に、トータルＣａ濃度が０．００２０
〜０．００２５％、Ｔｉ濃度が０．０１５〜０．０２０
％、Ｐ濃度が０．０１０〜０．０１５％である９％Ｎｉ
鋼の８５０℃における断面収縮率に及ぼすＢ濃度の影響
を示す。図９に示すようにＢ濃度が増加すると熱間延性
が上昇していくが、Ｂ濃度が０．００２％を越えると熱
間延性の改善効果が飽和する。これはＢが占有できる粒
界サイトに全てＢが配置されたためと考えられる。この
結果から、Ｂは添加することを前提として０．０００５
〜０．００２％の範囲に調整することが好ましい。

【００３４】ケース６：前述したように、Ｐ及びＢはオ
ーステナイト粒界を占有する効果を有している。工業的
に鋼を溶製する上でＰをゼロにすることは極めて困難で
あり、Ｐは不可避不純物として必ず含有される。そこ
で、ＰとＢが共存する９％Ｎｉ鋼を考えて、それぞれの
濃度をどのように調整すべきかを検討した。

【００３５】これは、オーステナイト粒界にＰとＢとが
どれだけ占有しているかを調査することによって調べる
ことができる。そこで、オージェ表面分析装置によって
オーステナイト粒界の濃度を分析し、粒界面に存在する
Ｐ原子とＢ原子の個数を比較した。その結果、Ｂ原子は
Ｐ原子に比較して約１０倍存在していることが判明し
た。従って、ＰとＢとが同時に粒界サイトを占有する際
には、ＢはＰに対して１０倍の効果があることになる。

【００３６】この知見に基づき種々実験を重ねた。Ｂ原
子はＰ原子よりも１０倍結晶粒界を占有する効果がある
ことを考慮して、「粒界を占有するＰ原子の個数とＢ原
子の個数の合計数は、下記の（６）式により算出される
値（Ｑ）と相関関係がある」と仮定し、連続鋳造機で鋳
造した鋳片の表面割れ個数及び内部割れ個数と（６）式
による算出値（Ｑ）との関係を調査した。尚、（６）式
におけるｍ_P はＰの原子量、ｍ_B はＢの原子量、［％
Ｐ］は質量％表示の鋼中のＰ濃度、［％Ｂ］は質量％表
示の鋼中のＢ濃度である。

【００３７】

【数６】

【００３８】（６）式による算出値（Ｑ）を１００００
倍した数値と、鋳片の表面割れ個数及び内部割れ個数と
の関係を調査した結果を図１０に示す。図１０に示すよ
うに、表面割れは算出値（Ｑ）を１００００倍した数値
が５〜２０の範囲で発生せず、又、この数値が２０以下
であれば内部割れが発生しないことが分かった。即ち、
鋳片の表面割れと内部割れとを同時に防止できる条件は
下記の（７）式で表されることが分かった。尚、上限の
２０以上になると鋼材の強度が規格よりも大きくなり過
ぎると云う材質上の問題点も発生した。

【００３９】

【数７】

【００４０】本発明は上記研究結果に基づきなされたも
ので、第１の発明によるＮｉ含有鋼鋳片の製造方法は、
Ｎｉを０．５％以上５０％未満の範囲で含有するＮｉ含
有鋼の連続鋳造鋳片の製造方法であって、溶鋼の溶製工
程ではＳ濃度を０．００１％以下、Ｎ濃度を０．００３
％以下に調整すると共に、トータルＣａ濃度が１．２５
×Ｓ濃度〜２．５×Ｓ濃度の範囲で且つＴｉ濃度が３．
４×Ｎ濃度〜６．３×Ｎ濃度の範囲となるようにＣａ及
びＴｉを添加し、連続鋳造工程では鋳片の表面温度を８
５０〜９５０℃の範囲に制御しながら鋳片を矯正するこ
とを特徴とし、第２の発明によるＮｉ含有鋼鋳片の製造
方法は、第１の発明において、前記溶製工程では、更
に、０．０３％以下の範囲でＰを添加する、又は、０．
０００５〜０．００２％の範囲でＢを添加することを特
徴とし、第３の発明によるＮｉ含有鋼鋳片の製造方法
は、第２の発明において、溶鋼のＰ濃度に３２３を乗算
した値と、溶鋼のＢ濃度に９２５０を乗算した値との和
が５〜２０の範囲となるように、Ｐ濃度及びＢ濃度を調
整することを特徴とするものである。

【００４１】ここで、鋳片表面温度を８５０〜９５０℃
の範囲に制御して鋳片を矯正する理由は、本発明により
Ｎｉ含有鋼の熱間延性が改善されると云えども８５０℃
未満では断面収縮率は低く、矯正歪みによる鋳片の表面
割れを完全には防止できない場合があり、一方、鋳片表
面温度が９５０℃を越える範囲では、ロール間の鋳片バ
ルジングが大きくなり、これを矯正すると内部割れが発
生したり、矯正時には矯正歪みにより鋳片に内部割れが
発生する虞があるためである。

【００４２】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。溶銑やスクラップ及び合金鉄等を用い、転炉や電
気炉等の精錬炉にて精錬し、更に、必要に応じてＲＨ真
空脱ガス装置や取鍋精錬炉等の二次精錬炉にて精錬し、
およそ、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜０．
５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：０．００１％以
下、Ｎ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下を含
有し、Ｎｉを０．５％以上５０％未満含有する溶鋼を溶
製する。

【００４３】そして、この溶製時に溶鋼中のＳ濃度に応
じて、トータルＣａ濃度が前述した（３）式の範囲を満
足するように溶鋼中にＣａを添加すると共に、溶鋼中の
Ｎ濃度に応じて、Ｔｉ濃度が前述した（５）式の範囲を
満足するように溶鋼中にＴｉを添加する。Ｃａ源は金属
ＣａやＣａ−Ｓｉ合金等を用いれば良く、Ｔｉ源はＦｅ
−Ｔｉ合金を用いれば良い。（３）式及び（５）式を満
足させるために、Ｃａ及びＴｉの添加前に溶鋼中のＳ濃
度及びＮ濃度を化学分析等により予め把握しておくこと
が好ましい。

【００４４】更に、溶鋼の溶製時にＰ濃度が０．０３％
以下の範囲内でＰを添加する、又は、Ｂ濃度が０．００
０５〜０．００２％の範囲内でＢを添加することが好ま
しい。この場合、Ｐ濃度とＢ濃度とが前述した（７）式
を満足する範囲内で添加することがより一層好ましい。
Ｐ源はＦｅ−Ｐ合金、又、Ｂ源はＦｅ−Ｂ合金を用いる
ことができる。

【００４５】このようにして溶製した溶鋼を連続鋳造機
にて鋳造する。鋳造中に溶鋼と大気とが接触すると溶鋼
中のＮ濃度が上昇して、溶鋼中のＴｉ濃度とＮ濃度とが
前述した（５）式を満足しなくなる場合も発生するの
で、取鍋からタンディッシュへの注入過程及びタンディ
ッシュから鋳型への注入過程では耐火物製のノズル等を
用いて溶鋼と大気との接触を遮断することが望ましい。
尚、ＣａやＴｉ及びＢ等をタンディッシュ内で添加する
ことも可能であるが、鋳片の鋳造方向での成分にバラツ
キが生じることがあり、従って、これらは連続鋳造工程
前までに添加することが好ましい。

【００４６】連続鋳造機では、鋳片の表面温度を８５０
〜９５０℃の範囲に制御しながら鋳片を矯正して鋳造す
る。垂直曲げ型の連続鋳造機の場合には上部矯正帯と下
部矯正帯の２箇所で鋳片を矯正するが、この場合、双方
の矯正帯とも鋳片の表面温度を８５０〜９５０℃の範囲
に制御する。垂直型の連続鋳造機には矯正帯がないの
で、特に鋳片表面温度を制御する必要はない。

【００４７】但し、鋳片の表面割れ及び内部割れは、主
として鋳片を矯正する際の矯正歪みに起因して発生する
が、未凝固鋳片の凝固殻のロール間バルジングの矯正歪
みにより生ずる場合もある。凝固殻のロール間バルジン
グは鋳片表面温度が高くなるほど大きくなり、それに伴
いバルジング矯正歪みも大きくなる。従って、鋳片の表
面割れ及び内部割れを防止する観点から考慮した場合、
鋳片の矯正帯のみならず、鋳片が未凝固相を有している
期間は鋳片の表面温度を８５０〜９５０℃の範囲に制御
することが好ましい。

【００４８】そして、連続鋳造機出口では、鋳片と同期
して移動する切断機により引き抜き中の鋳片を切断して
所定長さのＮｉ含有鋼の連続鋳造鋳片とし、この鋳片を
次工程の熱間圧延工程に供する。

【００４９】このようにしてＮｉ含有鋼の連続鋳造鋳片
を製造することにより、鋳片の表面割れ及び内部割れを
防止することができ、その結果、鋳片の表面手入れ作業
を省略すること、表面手入れに伴う歩留まり低下、及
び、表面手入れ作業による製造工程の遅滞をなくするこ
とができる。

【００５０】

【実施例】転炉、ＲＨ真空脱ガス装置、及び垂直曲げ型
スラブ連続鋳造機を用いて９％Ｎｉ鋼の連続鋳造鋳片を
製造する試験（試験Ｎo.１〜６）を実施した。

【００５１】用いた転炉は容量が２５０トンであり、高
炉溶銑、金属Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ合金、及び各種合金鉄等
を用いて９％Ｎｉ鋼の溶鋼を溶製した。ＲＨ真空脱ガス
装置では、溶鋼中のＳ濃度に応じて上記（３）式の範囲
を満足するようにＣａ−Ｓｉ合金を添加すると共に、溶
鋼中のＮ濃度に応じて上記（５）式を満足するようにＦ
ｅ−Ｔｉ合金を添加した。この場合、Ｓ濃度は０．００
１％を目標とし、Ｎ濃度は０．００３％を目標とした。
Ｐ濃度は０．０１％を基準とし、０．０４％となるよう
Ｆｅ−Ｐ合金を添加した試験（試験Ｎo.６）も実施し
た。又、全ての試験で０．００１％を目標としてＦｅ−
Ｂ合金を添加した。Ｆｅ−Ｐ合金及びＦｅ−Ｂ合金はＲ
Ｈ真空脱ガス装置で添加した。

【００５２】用いたスラブ連続鋳造機は、鋳型を含めた
垂直部長さが２．８ｍ、湾曲半径が１０ｍ、下部矯正帯
位置が鋳型内湯面位置から１８〜２２ｍで、鋳片厚みが
２５０ｍｍ、鋳片幅は２１００ｍｍである。鋳片引き抜
き速度は全ての試験で１．０ｍ／ｍｉｎの一定とし、矯
正時の鋳片表面温度を８００〜１０５０℃の範囲内で５
０℃間隔となるように二次冷却強度を変更した。

【００５３】鋳造後、鋳片表面の浸透探傷試験により鋳
片の横割れ発生状況を調査し、又、鋳片断面のマクロ組
織試験により鋳片の内部割れ発生状況を調査した。試験
条件及び調査結果を表１に示す。

【００５４】

【表１】

【００５５】上部曲げ矯正帯及び下部矯正帯における鋳
片表面温度を９５０℃以上に維持した試験Ｎo.１及びＮ
o.２では、表面割れは発生しなかったが、内部割れが発
生した。逆に、上部曲げ矯正帯及び下部矯正帯における
鋳片表面温度を８００〜８５０℃に維持した試験Ｎo.５
では、内部割れは発生しなかったが、表面割れが発生し
た。これに対して上部曲げ矯正帯及び下部矯正帯におけ
る鋳片表面温度を８５０〜９５０℃の範囲に維持した試
験Ｎo.３及びＮo.４では表面割れ及び内部割れともに発
生しなかった。Ｐ濃度を０．０４％まで上昇させた試験
Ｎo.６では、僅かではあるが、表面割れ及び内部割れと
もに発生した。尚、表１の備考欄には本発明の範囲内の
試験には本発明例と表示し、それ以外には比較例と表示
した。

【００５６】

【発明の効果】本発明によれば、Ｎｉを０．５％以上５
０％未満含有するＮｉ含有鋼の連続鋳造鋳片を製造する
際に、鋳片の表面割れ及び内部割れを防止することがで
き、その結果、鋳片の表面手入れ作業を省略することや
表面手入れに伴う歩留まり低下を防止し、且つ、表面手
入れ作業による製造工程の遅滞をなくすることができ、
工業上有益な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】９％Ｎｉ鋼の熱間延性を示す図である。

【図２】Ｃａを添加した９％Ｎｉ鋼の熱間延性を示す図
である。

【図３】８５０℃における熱間延性に及ぼすＣａ濃度の
影響を示す図である。

【図４】Ｃａ及びＴｉを添加した９％Ｎｉ鋼の熱間延性
を示す図である。

【図５】８５０℃における熱間延性に及ぼすＴｉ濃度の
影響を示す図である。

【図６】Ｃａ、Ｔｉ及びＰを添加した９％Ｎｉ鋼の熱間
延性を示す図である。

【図７】８５０℃における熱間延性に及ぼすＰ濃度の影
響を示す図である。

【図８】Ｃａ、Ｔｉ及びＢを添加した９％Ｎｉ鋼の熱間
延性を示す図である。

【図９】８５０℃における熱間延性に及ぼすＢ濃度の影
響を示す図である。

【図１０】ＰとＢとを同時に含有した場合のＰ濃度及び
Ｂ濃度と鋳片の表面割れ及び内部割れとの関係を示す図
である。

───────────────────────────────────────────────────── 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）Ｃ２１Ｃ 7/00 Ｃ２１Ｃ 7/00 ＡＨ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ３０２３０２Ｚ 38/14 38/14 (72)発明者淡路谷浩東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者中田正之東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内Ｆターム(参考） 4E004 MC02 MC24 NC04 4K013 AA01 AA09 BA00 BA14 EA18 EA25 EA29 EA31 FA02

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｎｉを０．５mass％以上５０mass％未満
の範囲で含有するＮｉ含有鋼の連続鋳造鋳片の製造方法
であって、溶鋼の溶製工程ではＳ濃度を０．００１mass
％以下、Ｎ濃度を０．００３mass％以下に調整すると共
に、トータルＣａ濃度が１．２５×Ｓ濃度〜２．５×Ｓ
濃度の範囲で且つＴｉ濃度が３．４×Ｎ濃度〜６．３×
Ｎ濃度の範囲となるようにＣａ及びＴｉを添加し、連続
鋳造工程では鋳片の表面温度を８５０〜９５０℃の範囲
に制御しながら鋳片を矯正することを特徴とするＮｉ含
有鋼鋳片の製造方法。
【請求項２】前記溶製工程では、更に、０．０３mass
％以下の範囲でＰを添加する、又は、０．０００５〜
０．００２mass％の範囲でＢを添加することを特徴とす
る請求項１に記載のＮｉ含有鋼鋳片の製造方法。
【請求項３】溶鋼のＰ濃度に３２３を乗算した値と、
溶鋼のＢ濃度に９２５０を乗算した値との和が５〜２０
の範囲となるように、Ｐ濃度及びＢ濃度を調整すること
を特徴とする請求項２に記載のＮｉ含有鋼鋳片の製造方
法。