JP2008127599A - 凝固組織が微細な鋼鋳片 - Google Patents

Abstract

【課題】凝固初相がδ−Ｆｅである鋼鋳片の偏析やポロシティを微細化して有利に無害化することのできる、凝固組織が微細な鋼鋳片を提供する。
【解決手段】Ｃの含有量が０．５質量％以下であり、凝固初相がδ−Ｆｅとなる鋼鋳片であって、該鋼鋳片中の酸化物の内、Ｃａを必須とし、さらに、Ｚｒ及びＨｆの内の１種又は２種を主成分とし、その表面の全部又は一部が第三物質を介することなく地鉄に直接接触するように存在するとともに、０．１〜１０μｍの最大径を有する酸化物が、単独粒子あるいは複合粒子として、任意断面において面積１ｍｍ^２当たりで１個以上存在する構成とされている。
【選択図】なし

Description

本発明は、凝固組織が微細な鋼鋳片に関するものであり、特に、鋼がδ凝固する際に、等軸晶の生成を促すことで凝固組織を有利に微細化することのできる酸化物を含有する、凝固組織が微細な鋼鋳片に関する。本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片は、主として鉄鋼業の製鋼工程に適用されるものであり、本発明を適用した鋼鋳片は、鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼、線材など各種の鉄鋼製品の素材として使用される。

鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼、鋼線材等の鉄鋼製品は、引張特性や破壊特性等の様々な機械的性質が要求され、ユーザーからの要求レベルは年々高まっている。さらに、鉄鋼製品市場のグローバル化に伴う競争の熾烈化により、機械的性質等の品質のみならず、納期短縮や低価格化等についても、競争力の重要な指標として位置づけられるようになっている。

鉄鋼製品の品質、納期、価格を左右する機械的性質、製造時間、製造コストは、素材であるスラブ、ブルーム、ビレット等の鋼鋳片の品質に大きく影響される。鋼鋳片には、凝固偏析やポロシティ等の組成不均質部や空隙が存在する。これらの鋳造欠陥が鉄鋼製品の品質に与える悪影響を軽減するために、連続鋳造における低温鋳造処理や電磁攪拌処理、軽圧下処理、熱間加工に先立つ鋼鋳片の均質化熱処理、熱間加工における高温強加工処理等の多大な製造負荷が発生し、製造時間が長くなり、製造コストが上昇するという問題がある。さらには、鉄鋼製品の高機能化要求に対して、素材の鋳造欠陥が障害となって機械的性質の向上が阻まれる場合も多く、上記問題を解決するため、鋳造欠陥を抜本的に改善する技術が望まれている。

鋼鋳片の凝固偏析やポロシティを微細化して従来よりも無害化できれば、上述した製造負荷が軽減され、また、高機能化に対する障害も取り除かれるため、鉄鋼製品の品質、納期、価格の競争力が向上する可能性がある。凝固偏析やポロシティを微細化して無害化する手段として、接種技術によって凝固等軸晶の生成を促し、その粒径を微細化する方法があり、このような方法の有効性が以下に説明する特許文献によって知られている。

低炭素鋼やフェライト系ステンレス鋼のように、凝固初相がδ−Ｆｅである場合の接種核として、特許文献１に記載の発明ではＲＥＭ系の酸化物や硫化物や酸硫化物の有効性が、特許文献２に記載の発明ではＢａ系酸化物の有効性が、特許文献３に記載の発明では単独ＴｉＮあるいはＭｇ系酸化物に複合するＴｉＮの有効性が、特許文献４〜６に記載の発明ではＭｇ系酸化物の有効性が、それぞれ開示されている。
一方、高炭素鋼やオーステナイト系ステンレス鋼のように、凝固初相がγ−Ｆｅである場合の接種核として、ＺｒＯ_２、ＭｇＳ、ＣａＯ、ＲＥＭ系窒化物、Ｔｉ_２Ｏ_３などの有効性が知見されている。

上述のように、凝固初相の結晶構造がδ−Ｆｅとγ−Ｆｅの場合とでは、有効な接種核の種類が異なる。これは、非特許文献１に記載されているように、凝固初相との格子不整合度が小さい物質ほど凝固核としての能力が高く、凝固等軸晶の生成を促進すると考えられることから、凝固初相の結晶構造に応じて接種核の有効性が異なるためと判断することができる。
特開２００５−１７７８４８号公報 特開２００４−２７６０４１号公報 特開２００２−０３０３９５号公報 特開２００１−１９２７８２号公報 特開２０００−１９２２００号公報 特開平１１−２５４１０７号公報 大橋徹郎他、「鉄の不均質核生成に及ぼす酸化物の影響」、鉄と鋼、第６２年（１９７６）、第６号、ｐ．６１４〜６２３

しかしながら、凝固初相がδ−Ｆｅである鋼において、溶鋼の脱酸反応、脱硫反応、脱窒反応を利用して上述した既知の接種核を生成させる場合、以下のような問題があり、工業的な適用に限界があることが明らかとなった。即ち、上記特許文献１に記載の発明のように、溶鋼中でＲＥＭ系の酸化物や硫化物、さらにはこれらの複合析出物を生成させるためにＲＥＭを添加すると、粗大なＲＥＭ介在物が生成し、連続鋳造ノズルの閉塞や鉄鋼製品の品質劣化を引き起こす虞がある。

また、上記特許文献２に記載の発明のように、溶鋼中でＢａ系酸化物を生成させるためにＢａを添加する場合や、上記特許文献３〜６に記載の発明のように、溶鋼中でＭｇ系酸化物を生成させるためにＭｇを添加する場合には、これらの元素は蒸発ロスが大きく歩留まりが低いため、添加方法の制約や合金コストの上昇、さらには鋼中含有量が不安定になるという問題が生じる虞がある。

また、上記特許文献３に記載の発明のような、溶鋼中でＴｉＮを生成させるために多量のＮを添加する方法を低Ｃｒ鋼に用いることは困難であり、また、多量のＴｉを添加する方法を用いた場合には、溶接構造用鋼の母材や溶接熱影響部（ＨＡＺ）を過度に硬化させて機械的性質を損なう虞がある。
上述のような問題から、凝固初相がδ−Ｆｅである鋼鋳片の製造において、有害な粗大介在物が生成せず、溶鋼への元素添加が容易で、多量のＴｉやＮを必要としない、新しい接種技術が求められていた。

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、凝固初相がδ−Ｆｅである鋼鋳片の偏析やポロシティを微細化して有利に無害化することのできる、凝固組織が微細な鋼鋳片を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋼鋳片の含有成分に関して鋭意検討した結果、溶鋼の脱酸反応で生ずる酸化物を凝固核として利用して凝固等軸晶の生成を促し、その粒径を微細化することにより、凝固初相がδ−Ｆｅである鋼鋳片の偏析やポロシティを微細化して有利に無害化することができ、凝固組織が微細な鋼鋳片が得られることを知見した。
本発明は上述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。

（１） Ｃの含有量が０．５質量％以下であり、凝固初相がδ−Ｆｅとなる鋼鋳片であって、該鋼鋳片中の酸化物の内、Ｃａを必須とし、さらに、Ｚｒ及びＨｆの内の１種又は２種を主成分とし、その表面の全部又は一部が第三物質を介することなく地鉄に直接接触するように存在するとともに、０．１〜１０μｍの最大径を有する酸化物が、単独粒子あるいは複合粒子として、任意断面において面積１ｍｍ^２当たりで１個以上存在することを特徴とする、凝固組織が微細な鋼鋳片。

（２） 鋼鋳片の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、さらに、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％の内の１種又は２種を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であることを特徴とする、請求項１に記載の凝固組織が微細な鋼鋳片。

（３） 溶鋼中における脱酸力がＡｌよりも小さな成分である、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂの内の１種又は２種以上を含有するとともに、これらの成分の含有量が、下記（１）式で計算されるＣｒ当量が３０質量％以下となり、且つ、下記（２）式で計算されるＮｉ当量が１５質量％以下となる含有量とされていることを特徴とする、請求項２に記載の凝固組織が微細な鋼鋳片。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ＋８．２９Ｖ ・・・（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋０．１６Ｃｕ ・・・（２）

本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片によれば、凝固組織の微細化を通じて偏析やポロシティが微細化され、従来よりも無害化される効果を有しており、延いては、鋳造欠陥の悪影響を軽減する目的で行われる負荷工程を軽減することができ、また、高機能化要求に対する鋳片起因の障害を取り除くことができる。このような、本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片を用いることにより、品質、納期、価格面等における競争力の高い鉄鋼製品を有利に提供することができることから、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片の実施の形態について説明する。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片（以下、鋼鋳片と略称することがある）は、Ｃの含有量が０．５質量％以下であり、凝固初相がδ−Ｆｅとなる鋼鋳片であって、該鋼鋳片中の酸化物の内、Ｃａを必須とし、さらに、Ｚｒ及びＨｆの内の１種又は２種を主成分とし、その表面の全部又は一部が第三物質を介することなく地鉄に直接接触するように存在するとともに、０．１〜１０μｍの最大径を有する酸化物が、単独粒子あるいは複合粒子として、任意断面において面積１ｍｍ^２当たりで１個以上存在し、概略構成されている。

また、本実施形態の凝固組織が微細な鋼鋳片は、鋼鋳片の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、さらに、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％の内の１種又は２種を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物とされている。

本発明者らは、凝固初相がδ−Ｆｅである鋳片の製造において、有害な粗大介在物が生成せず、溶鋼への元素添加が容易で、多量のＴｉやＮを必要としない、新しい接種技術について鋭意検討した。その結果、従来知られていない新しい種類の接種核を見出し、本発明を完成するに至った。この新しい接種核は、ＣａとＸ（Ｘ：ＺｒおよびＨｆのうちの１種または２種。以下、単にＸと略称することがある。）を主成分とする酸化物（以下、ＣａＸ系酸化物と略称することがある。）であった。
即ち、酸化物が溶鋼の脱酸反応によって生成する場合に、鋳片のδ凝固組織において等軸晶の面積率が増えて柱状晶の面積率が減少し、同時に、等軸晶の粒径が微細化するような接種効果が認められた鋳片、あるいは、これを加工した製品の任意断面において酸化物を解析した結果、波長分散型Ｘ線分析法（ＷＤＳ）で測定された酸化物組成は、ＣａとＸを同時に含有しているという特徴が確認された。また、電子線回折で同定された酸化物の結晶構造は、個々の酸化物粒子の全体あるいは一部がペロブスカイト構造（ＣａＴｉＯ_３構造）を有するという特徴が確認された。さらに、酸化物を構成するＸが主にＺｒの場合には、斜方ペロブスカイト構造（格子定数：ａ＝０．５７６ｎｍ、ｂ＝０．８０２ｎｍ、ｃ＝０．５５９ｎｍ）を有するＣａＺｒＯ_３と同定される酸化物が多く確認された。

ここで、ＣａＺｒＯ_３の（０１０）面にδ−Ｆｅの{１００}面が核生成する場合を仮定すると、前記非特許文献１において定義される格子不整合度は３．１％と見積もることができる。従来より、δ−Ｆｅ接種能が高いことで知られるＴｉＮの格子不整合度は３．９％、Ｃｅ_２Ｏ_３のそれは５．０％であるので、当該酸化物ＣａＺｒＯ_３は、これら既知の接種核よりもδ−Ｆｅに対する格子不整合度が小さく、接種能が高いものと考えられる。当該酸化物ＣａＺｒＯ_３の表面には、Ｘ系窒化物やＣａ系硫化物が部分的に複合析出している場合（本発明では、ＣａＸ系酸化物の単独粒子に対して、このような場合の析出物の粒子を複合粒子ともいう）があったが、酸化物ＣａＺｒＯ_３の表面がこれらの窒化物や硫化物で全て覆われることはなく、酸化物表面の全部あるいは一部がＸ系窒化物やＣａ系硫化物等の第三物質を介することなく地鉄に直接接する形態で観察された。

一方、ＳやＮを多量に添加し、さらに、ＣａやＸを多量に添加した鋼では、接種効果は小さかった。このような接種効果が小さい鋳片には、上述した同様のＣａＸ系酸化物が存在するものの、ＣａＸ系酸化物の表面がＸ系窒化物やＣａ系硫化物でほぼ全て覆われており、ＣａＸ系酸化物表面が地鉄に直接接する部分は皆無であった。ＣａＸ系酸化物表面を全て覆い隠す粗大な窒化物や硫化物は主に溶鋼中で生成しており、このような場合のＣａＸ系酸化物は溶鋼に直接接触していないため、格子不整合度の観点から期待される接種効果が発揮できていないものと推察される。
以上により、本発明者等によって新たに見出された接種核の組成と形態の特徴は、ＣａとＸを主成分とする酸化物であり、地鉄（溶鋼）に対して酸化物表面の全部あるいは一部が第三物質を介することなく直接接触していることである。

接種核としての能力が高く、また、その個数が多いほど、凝固組織における接種効果は高まることになるが、その接種核の能力は、上述した接種核の組成や形態の他、その寸法が影響する。さらには、接種核の寸法が大きいほど接種核の能力は高まるが、その反面、接種核の個数が減少してしまうという不利益が考えられる。従って、接種効果を安定的に発現するためには、接種核の組成と形態に加えて、その寸法と個数を適正に制御することが重要である。
本発明で新たに見出されたＣａＸ系酸化物の接種核について、適正な粒子径と個数を検討した結果、酸化物の最大径が０．１〜１０μｍであり、任意断面の面積１ｍｍ^２当たりで１個以上存在させた場合に、接種効果が安定的に発現することが明らかとなった。酸化物の最大径が０．１μｍ未満の場合には接種能力が低く、また、酸化物の最大径が１０μｍを超える場合には個数が１ｍｍ^２当たり１個未満となって接種能力が低下するため、上記粒子径及び個数が必要である。

＜鋼鋳片の化学成分組成＞
上述のような組成、形態、寸法および個数を有するＣａＸ系酸化物を鋼中に生成させるためには、凝固初相がδ−Ｆｅとなる鋼の化学成分を適正に調整するのが好ましい。
以下に、本発明で規定する化学成分組成の限定理由を説明する。

［Ｃ（炭素）：０．５％以下］
Ｃの含有量は、０．５％以下とする必要がある。Ｃが０．５％を超えると、凝固初相がδ−Ｆｅからγ−Ｆｅに変化するため、ＣａＸ系酸化物の格子不整合度に期待する接種効果が得られない。

［Ｓ（硫黄）：０．０１％以下］
Ｓの含有量は、０．０１％以下とするのが好ましい。Ｓが０．０１％を超えると、溶鋼中で粗大なＣａＳが生成し、脱酸のためのＣａが不足してＣａＸ酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。また、Ｃａが多い場合にＳを過剰添加すると、溶鋼中に生成した粗大なＣａＳがＣａＸ系酸化物の表面を覆い隠し、接種核の能力を低下させる虞があるからである。

［Ｎ（窒素）：０．０５％以下］
Ｎの含有量は、０．０５％以下とするのが好ましい。Ｎが０．０５％を超えると、溶鋼中で粗大なＸＮが生成し、脱酸のためのＸが不足してＣａＸ酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。また、Ｘが多い場合にＮを過剰添加すると、溶鋼中に生成した粗大なＸＮがＣａＸ系酸化物の表面を覆い隠し、接種核の能力を低下させる虞があるからである。

［Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０１％］
Ｏの含有量は、０．００１〜０．０１％にするのが好ましい。Ｏが０．００１％未満では、ＣａＸ系酸化物の粒子径と個数が不足する虞がある。また、Ｏが０．０１％を超えると、ＣａＸ系酸化物の粒子径が粗大化し、その個数が不足すると同時に、鉄鋼製品の品質に有害性をもたらす虞があるからである。

［Ａｌ（アルミニウム）：０．００１〜０．１％］
Ａｌの含有量は、０．００１〜０．１％とするのが好ましい。Ａｌが０．００１％未満では、Ｏ量を安定的に０．０１％以下に低減することができなくなる虞がある。また、Ａｌが０．１％を超えると、酸化物中のＡｌ含有量が増加してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。さらに、Ｏが多い場合にＡｌを過剰添加すると、粗大なアルミナクラスターが生成し、鋳造ノズルが閉塞したり、鉄鋼製品の品質が劣化する虞があるからである。

［Ｃａ（カルシウム）：０．０００５〜０．００５％］
Ｃａの含有量は、０．０００５〜０．００５％とするのが好ましい。Ｃａが０．０００５％未満では、酸化物中のＣａ含有量が減少してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。また、Ｃａが０．００５％を超えると、酸化物中のＣａ含有量が増加してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。さらに、Ｓが多い場合にＣａを過剰添加すると、溶鋼中で粗大なＣａＳが生成してＣａＸ系酸化物の表面を覆い隠し、接種核の能力を低下させる虞があるからである。

［Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０００５〜０．０５％］
Ｚｒの含有量は、０．０００５〜０．０５％とするのが好ましい。Ｚｒが０．０００５％未満では、酸化物中のＺｒ含有量が減少してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。また、Ｚｒが０．０５％を超えると、酸化物中のＺｒ含有量が増加してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。さらに、Ｎが多い場合にＺｒを過剰添加すると、溶鋼中で粗大なＺｒＮが生成してＣａＸ系酸化物の表面を覆い隠し、接種核の能力を低下させる虞がある。また、さらに、過剰なＺｒ添加は合金コストの上昇を招くため好ましくないからである。

［Ｈｆ（ハフニウム）：０．００１〜０．１％］
Ｈｆの含有量は、０．００１〜０．１％とするのが好ましい。Ｈｆが０．００１％未満では、酸化物中のＨｆ含有量が減少してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。また、Ｈｆが０．１％を超えると、酸化物中のＨｆ含有量が増加してＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができなくなる虞がある。さらに、Ｎが多い場合にＨｆを過剰添加すると、溶鋼中で粗大なＨｆＮが生成してＣａＸ系酸化物の表面を覆い隠し、接種核の能力を低下させる虞がある。また、さらに、過剰なＨｆ添加は合金コストの上昇を招くため好ましくないからである。

［その他の化学成分］
本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片では、さらに必要に応じて、溶鋼中における脱酸力がＡｌよりも小さい他の元素を添加してもよい。
即ち、Ａｌよりも脱酸力の強いＲＥＭやＢａ、Ｍｇなどを添加すると、脱酸反応においてＣａやＸと競合するため、本発明のＣａＸ系酸化物を安定的に生成させることができない。
一方、Ａｌよりも脱酸力の小さな成分であるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの内の１種又は２種以上の元素を、凝固初相がδ−Ｆｅとなる範囲内で添加した場合にも本発明の効果が得られる。但し、この際、下記（１）式で計算されるＣｒ当量は３０％以下とする必要がある。Ｃｒ当量が３０％を超えると、耐食性や耐熱性などの冶金効果は飽和し、合金コストの上昇を招くため好ましくないからである。
さらに、本発明の鋼鋳片では、下記（２）式で計算されるＮｉ当量を１５％以下とする必要がある。Ｎｉ当量が１５％を超えると、凝固初相がδ−Ｆｅからγ−Ｆｅに変化するため、ＣａＸ系酸化物の格子不整合度に期待した接種効果が得られないからである。
なお、（１）式と（２）式に含まれない化学成分であるＰとＷについては、特に上限を設ける必要はない。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ＋８．２９Ｖ ・・・（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋０．１６Ｃｕ ・・・（２）

以上説明したように、本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片は、上記構成により、凝固組織の微細化を通じて偏析やポロシティが微細化され、従来よりも無害化される効果を有しており、延いては、鋳造欠陥の悪影響を軽減する目的で行われる負荷工程を軽減することができ、また、高機能化要求に対する鋳片起因の障害を取り除くことができる。また、本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片を用いることにより、品質、納期、価格面等における競争力の高い鉄鋼製品を有利に提供することができることから、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明に係る凝固組織が微細な鋼鋳片の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

［サンプル作製］
下記表１に示す化学成分組成を有する１０ｋｇ鋼鋳片を、実験室内に設置した真空溶解炉を用いて作製した。下記表１中、鋼Ｂと鋼２８のみがγ−Ｆｅ凝固であり、その他の鋼は全てδ−Ｆｅ凝固である。また、鋳造の際は、溶鋼過熱度が６０〜７０℃になるように溶鋼温度を調整し、同一の鋳型（鋳型底面：約８０ｍｍ四角、鋳型高さ：約２００ｍｍ）を用いて鋳片を作製した。

［評価試験］
上記方法によって作製された鋳片の１／２高さ断面において、下記表１に示すＣａＸ系酸化物の個数、等軸晶率、等軸晶粒径を測定し、結果を下記表２に示した。

（ＣａＸ系酸化物の個数）
ＣａＸ系酸化物個数は、鋳片断面の中央部において次のような手順で測定した。まず、酸化物組成においてＣａとＸを同時に含有し、酸化物表面の全部あるいは一部が地鉄に直接接触しており、さらに、酸化物単独としての最大径が０．１〜１０μｍであることを満たす酸化物の個数を４ｍｍ^２の面積にわたって測定し、１ｍｍ^２あたりの個数に換算した。なお、この際、鋳片断面を研磨まで腐食することなく、ＷＤＳと走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて上記の測定を行った。

酸化物組成のＷＤＳ測定では、検出されたＦｅを差し引き、さらにＳが検出される場合にはこれと等量のＣａを差し引き、Ｎが検出される場合にはこれと等量のＸを差し引き、地鉄の影響や酸化物上のＣａＳやＸＮの影響を差し引くことで、可能な限り正確に酸化物組成を求めた。酸化物にＣａＳやＸＮが複合する場合には、ＳＥＭ像や組成像を用いて酸化物、ＣａＳ、ＸＮの存在形態を分離し、酸化物表面と地鉄の接触状況を判断すると同時に、酸化物の最大径を測定した。

なお、上述のような測定を４ｍｍ^２の広い面積にわたって実行することが困難な場合、以下に説明するような簡便な測定方法に代替して測定を行った。
まず、任意に１０個以上の酸化物粒子をＳＥＭ−ＷＤＳ装置で解析し、酸化物組成、酸化物表面と地鉄との接触状況、酸化物の最大径を測定し、本発明で規定するＣａＸ系酸化物の存在割合を求める。次に、ＷＤＳによるＯのマッピング処理によって、４ｍｍ^２の面積における酸化物個数を測定する。そして、面積１ｍｍ^２当たりの酸化物個数にＣａＸ系酸化物の存在割合をかけ合わせ、１ｍｍ^２当たりのＣａＸ系酸化物個数を求める。なお、このような酸化物分散状態の測定は、鋼鋳片とそれを加工した製品においてほぼ同じであるから、製品の任意断面で実行しても構わない。

（等軸晶率及び等軸晶粒径）
等軸晶率及び等軸晶粒径は、鋼鋳片の１／２高さ断面をエッチプリント法で観察し、次の手順で測定した。
即ち、等軸晶率は、鋼鋳片の全断面における等軸晶部分の面積割合を測定した。
また、等軸晶粒径は、等軸晶部分のデンドライト方向が不連続に変化する境界を結晶粒界とみなし、最大径の大きい順に２０個を測定して平均化した。

本実施例の各鋼片の化学成分組成の一覧を表１に示し、また、各測定結果の一覧を表２に示す。

［評価結果］
表１に示す鋼Ａ及び鋼１〜１５は本発明鋼であり、鋼成分とＣａＸ系酸化物の分散状態が適正であるため、表２に示すように、本鋳造条件において等軸晶率が７０％以上と高く、等軸晶粒径が１〜３ｍｍと小さいことが確認された。

表１の鋼ＡＡ、鋼Ｂ及び鋼１６〜３２は比較鋼であり、この内、鋼ＡＡ、鋼Ｂ及び鋼１６〜２９はＣａとＸを添加したものであるが、化学成分やＣａＸ系酸化物の分散状態が適正でないため、表２に示すように、本鋳造条件において等軸晶率が４０％以下と本発明鋼よりも低く、等軸晶粒径が５〜８ｍｍと本発明鋼よりも大きいことが確認された。
また、鋼２９〜３２は、ＣａとＸを添加せずにＲＥＭ、Ｂａ、Ｍｇを添加した比較鋼であり、等軸晶率が５０〜６０％と本発明鋼よりも低く、等軸晶粒径が４ｍｍと本発明鋼よりも大きいことが確認された。

なお、鋼３０〜３２と同様の化学成分を有する鋳片を製鋼工場（量産工場）で連続鋳造したところ、ノズル閉塞や元素低歩留などの問題が発生した。一方、本発明鋼を製鋼工場で連続鋳造した際には、ノズルの閉塞は発生せず、ＺｒやＨｆの歩留はＣａのそれよりも高く、特段の問題は認められなかった。

以上説明した実施例の結果より、本発明の凝固組織が微細な鋼鋳片が、凝固組織の微細化を通じて偏析やポロシティが微細化され、従来よりも無害化される効果を有しており、延いては、鋳造欠陥の悪影響を軽減する目的で行われる負荷工程を軽減することができ、また、高機能化要求に対する鋳片起因の障害を取り除くことができることが明らかである。

Claims (3)

1. Ｃの含有量が０．５質量％以下であり、凝固初相がδ−Ｆｅとなる鋼鋳片であって、
   該鋼鋳片中の酸化物の内、Ｃａを必須とし、さらに、Ｚｒ及びＨｆの内の１種又は２種を主成分とし、その表面の全部又は一部が第三物質を介することなく地鉄に直接接触するように存在するとともに、０．１〜１０μｍの最大径を有する酸化物が、単独粒子あるいは複合粒子として、任意断面において面積１ｍｍ^２当たりで１個以上存在することを特徴とする、凝固組織が微細な鋼鋳片。
2. 鋼鋳片の成分組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．５％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｎ ：０．０５％以下、
   Ｏ ：０．００１〜０．０１％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
   を含有し、さらに、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
   Ｈｆ：０．００１〜０．１％
   の内の１種又は２種を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であることを特徴とする、請求項１に記載の凝固組織が微細な鋼鋳片。
3. 溶鋼中における脱酸力がＡｌよりも小さな成分である、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂの内の１種又は２種以上を含有するとともに、これらの成分の含有量が、下記（１）式で計算されるＣｒ当量が３０質量％以下となり、且つ、下記（２）式で計算されるＮｉ当量が１５質量％以下となる含有量とされていることを特徴とする、請求項２に記載の凝固組織が微細な鋼鋳片。
   Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ＋８．２９Ｖ ・・・（１）
   Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋０．１６Ｃｕ ・・・（２）