JP2011088184A - 合金鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Crを５mass%以上含有する合金鋼の連続鋳造時に発生し易い引け巣欠陥を防止する。
【解決手段】Crを５mass%以上含有する合金鋼を連続鋳造する方法である。横断面が円形、或いは円形に近い楕円形又は長円形の鋳型を用い、この鋳型に供給する前記合金鋼の液相線温度T_Lに対して５０℃〜３００℃低い結晶化温度T_Cのモールドフラックスを使用する。２次冷却比水量を０．１〜１．２リットル／kg−steelとする条件で鋳片表面を冷却しつつ、０．５m／min以上の速度で鋳造した鋳片が中心部まで凝固した後に、連続鋳造機内のロールを用いて前記鋳片を圧下して扁平な鋳片を得る第１の圧下を行い、その後、扁平な鋳片を横断面を円形に矯正する第２の圧下を行うまでの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わない。
【効果】鋳片中心部の引け巣欠陥を防止して内部品質が良好な鋳片を安価に鋳造できる。
【選択図】なし

Description

本発明は、合金鋼の連続鋳造において、鋳片中心部の引け巣欠陥を防止して内部品質が良好な鋳片を得ることができる方法に関するものである。

Crを含有する合金鋼を製造する場合、鋳片中心部に引け巣欠陥を生じ易いことが知られている。この引け巣欠陥を防止するために、鋳片を圧下して引け巣を潰す多くの方法が開示されている。

横断面が円形の鋳片を対象とした技術として、特許文献１には鋳片表面を冷却によって収縮させて鋳片中心部を圧下する方法が開示されている。また、特許文献２には中心部が未凝固な状態の鋳片を圧下する方法が開示されている。さらに、特許文献３には中心部まで完全に凝固した鋳片を多くのロールスタンドで圧下する方法が開示されている。

しかしながら、特許文献１に開示された方法は、冷却によって鋳片が曲がって搬送が難しくなるという問題がある。また、特許文献２に開示された方法は、未凝固な鋳片中心部から排出されるCr等の濃化した溶鋼が鋳片内に取り込まれることや、Cr等の濃化した溶鋼が排出された後にCr濃度が低い部分が生じることによって、鋳片中心近傍の成分が安定しないという問題がある。さらに、特許文献３に開示された方法は、多くのロールスタンドが必要なことから設備費が高くなるという問題がある。

特許第３４０１７８５号公報 特許第３２１４３７７号公報 特許第３５３３８３４号公報

本発明が解決しようとする問題点は、Crを含有する合金鋼を製造する際に発生し易い引け巣欠陥を防止する従来の方法は、冷却によって鋳片が曲がって搬送が難しくなったり、鋳片中心近傍の成分が安定しなかったり、設備費が高くなるという点である。

本発明の高合金鋼の連続鋳造方法は、
Crを含有する合金鋼を連続鋳造する時に発生し易い引け巣欠陥を防止し、内部品質が良好な鋳片を得るために、
Crを５mass%以上含有する合金鋼を連続鋳造する方法であって、
横断面が円形、或いは円形に近い楕円形又は長円形の鋳型を用い、
この鋳型に供給する前記合金鋼の液相線温度T_Lに対して５０℃〜３００℃低い結晶化温度T_Cのモールドフラックスを使用し、
２次冷却比水量を０．１〜１．２リットル／kg−steelとする条件で鋳片表面を冷却しつつ、０．５m／min以上の速度で鋳造した鋳片が中心部まで凝固した後に、
連続鋳造機内のロールを用いて前記鋳片を圧下して扁平な鋳片を得る第１の圧下を行い、その後、扁平な鋳片を横断面を円形に矯正する第２の圧下を行うまでの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わないことを最も主要な特徴としている。

本発明によれば、Crを５mass%以上含有する合金鋼の連続鋳造において、鋳片中心部に発生しやすい引け巣欠陥を防止して内部品質が良好な鋳片を安価に鋳造することができる。

本発明では、Crを５mass%以上含有する合金鋼の連続鋳造時に発生し易い鋳片中心部の引け巣欠陥を防止するという目的を、鋳片温度を高めて所定の条件で２次冷却した後に第１の圧下を行い、その後２次冷却を行わずに第２の圧下を行うことによって実現した。

以下、本発明について説明する。
鋳片中心部に発生した引け巣欠陥を圧下により圧着する際の圧下効率を向上するには、鋳片中心部の温度が高く、かつ鋳片表面の温度が低下していることが望ましい。このような温度分布の時、鋳片中心部が効率良く圧下される。また、前記圧下によって扁平となった鋳片断面形状を矯正する圧下では、表面を含めて鋳片の温度が高いほど矯正が容易である。

このような温度条件を満たすには、鋳造速度の無用な低下を防止するとともに鋳型内を緩冷却化して鋳片全体の温度を高め、かつ鋳片表面を２次冷却スプレーによって適正に冷やした状態で前記扁平とする圧下を行うことが望ましい。そして、その後は２次冷却スプレーによる冷却を行わずに鋳片内部の熱量によって鋳片表面を復熱させた状態で、前記圧下によって扁平となった鋳片断面形状を矯正する圧下を行うのが良い。

上記の事柄に着目した発明者らは、さらに、鋳造速度の無用な低下を防止し、高い鋳造速度を維持することができるモールドフラックスの結晶化条件を見出して、以下の本発明を成立させた。

本発明の合金鋼の連続鋳造方法は、Crを５mass%以上含有する合金鋼を連続鋳造する時に、鋳片中心部の引け巣欠陥を防止して内部品質が良好な鋳片を鋳造するために、例えば横断面が円形の鋳型を用い、この鋳型に供給する前記合金鋼の液相線温度T_Lに対して５０℃〜３００℃低い結晶化温度T_Cのモールドフラックスを使用し、２次冷却比水量を０．１〜１．２リットル／kg−steelとする条件で鋳片表面を冷却しつつ、０．５m／min以上の速度で鋳造した鋳片が中心部まで凝固した後に、連続鋳造機内のロールを用いて前記鋳片を圧下して扁平な鋳片を得る第１の圧下を行い、その後、扁平な鋳片を横断面を円形に矯正する第２の圧下を行うまでの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わないことを最も主要な特徴としている。

本発明において、Crを５mass%以上含有する合金鋼を対象とするのは、Cr濃度が５mass%以上の場合に鋳片中心部に引け巣欠陥が発生し易く、本発明の技術が必要とされるからである。Cr濃度の上限値は特に規定しないが、実用鋼の組成範囲から、３０mass%が実質的な上限値となる。

本発明において、横断面が円形の鋳型を使用するのは、以下の３つの理由による。
１．本鋳型で形成する円環状の凝固シェルは、凝固に際して密度変化に伴う収縮が生じても円管形状が保たれるので、凝固シェルの一部が鋳型から離れる変形を生じ難く、このような変形が生じ易い合金鋼の場合には鋳型内凝固の均一化に有利である。

２．横断面が円形の鋳片は圧下が容易である。
３．鋳片をシームレスパイプの素材とする場合に、得られた横断面が円形の鋳片をそのままシームレスパイプの製管に供することができる。横断面が円形の鋳片を得るには、横断面が円形の鋳片を圧下した後に断面を矯正する方が、横断面が矩形の鋳片を圧下した後に断面矯正するよりも、はるかに容易である。

本発明において、鋳型に供給する前記合金鋼の液相線温度T_Lに対して５０℃〜３００℃低い結晶化温度T_Cのモールドフラックスを使用するのは、以下の理由による。

通常、使用するモールドフラックスの結晶化温度T_Cは、鋳造する鋼の液相線温度T_Lよりも３１０℃から４８０℃程度低く設定される。これよりもモールドフラックスの結晶化温度T_Cが高くなると、フラックスフィルム中の液相の厚みが薄くなり過ぎて潤滑性が悪化するからである。

しかしながら、本発明が対象とするCr濃度が高い合金鋼は、凝固シェルの強度が高いことから鋳型内の摩擦抵抗が多少高まっても凝固シェルの破断は生じ難く、潤滑性に対する要求は通常の炭素鋼のように高くはない。

さらに、横断面が円形の鋳型を使用する場合は、凝固シェルのバルジング変形に伴うフラックスフィルム厚さの減少が生じ難いことも相まって、通常の炭素鋼の連続鋳造ほどは潤滑不良が問題とはならない。従って、モールドフラックスの結晶化温度T_Cを高めることができる。

具体的には、鋳造する合金鋼の液相線温度T_Lよりもモールドフラックスの結晶化温度T_Cが−５０℃よりも高い場合には、潤滑性が悪化して鋳型内における焼き付きが生じ易くなる。また、鋳造する合金鋼の液相線温度T_Lよりもモールドフラックスの結晶化温度T_Cが−３００℃よりも低い場合には、必要な鋳型内緩冷却作用が得られず、鋳型内における凝固シェルの収縮変形が大きくなって凝固が不均一になり易い。加えて、鋳型内緩冷却作用が損なわれて鋳片温度を高く保てなくなる。鋳造する合金鋼の液相線温度T_Lとモールドフラックスの結晶化温度T_Cとの差のより好ましい範囲は、８０℃〜２６０℃である。

なお、鋳型の横断面形状は、円形に近い楕円あるいは長円形状であっても同等の効果が得られることは言うまでもない。

本発明において、２次冷却比水量を０．１〜１．２リットル／kg−steelとする条件で鋳片表面を冷却しつつ、０．５m／min以上の速度で鋳造するのは、以下の理由による。
鋳造速度が０．５m／min未満であると、第１の圧下によって扁平になった鋳片を矯正する第２以降の圧下時の鋳片温度が低くなりすぎて矯正が困難になるからである。また、鋳片温度が低くなりすぎると、鋳片を再加熱する際に多くのエネルギーが必要となる。

鋳造速度の上限値は本発明では特に規定しないが、鋳造技術上３．５m／minが実質的な上限値となり、それ以上の高速鋳造は鋳型内における凝固シェルの焼き付きや鋳片の縦割れが生じ易くなるので難しい。なお、０．５m／min以上の鋳造速度を安定して保つことができるのは、上述のようにモールドフラックスの結晶化温度T_Cを適正化することによる。

鋳造速度を０．５m／min以上とした上で２次冷却比水量が０．１〜１．２リットル／kg−steelの条件で鋳片表面を冷却することによって、鋳片中心部の温度が高く鋳片表面の温度は低いという第１の圧下に適した温度分布が得られる。これとともに、第２の圧下までに鋳片表面が復熱して断面形状の矯正を容易に行うことができる。

この比水量が０．１リットル／kg−steel未満であると、第１の圧下に際して鋳片の表面温度が高すぎて鋳片中心部の圧下効率が低下する。また、この比水量が１．２リットル／kg−steelを超えると、鋳片全体の温度が下がりすぎて第２の圧下までの復熱が不十分となる。

鋳造速度と２次冷却比水量のより好ましい範囲は、鋳造速度が０．５m／min以上、１．０m／min未満の場合は、２次冷却比水量は０．１〜０．８リットル／kg−steelである。また、鋳造速度が１．０m／min以上、３．５m／min未満の場合は、２次冷却比水量は０．４〜１．２リットル／kg−steelである。

なお、第１の圧下時の鋳片中心部の温度と鋳片表面の温度との差は、４００℃〜７００℃の範囲であると好適である。また、上記の鋳片表面温度を得るためには、２次冷却の終了から第１の圧下までは２５m以内の距離にあり、第１の圧下から第２の圧下までの距離が１０m以内、かつ２次冷却の終了から第２の圧下までは５m以上の距離を保つことが好ましい。

本発明において、鋳片が中心部まで凝固し、圧下による溶鋼の流動が生じなくなった後に、連続鋳造機内のロールを用いて鋳片を圧下し、扁平な鋳片を得る第１の圧下を行うのは、以下の理由による。

鋳片の中心部が未凝固で、圧下によって未凝固溶鋼の流動が生じると、鋳片中心部が負偏析となったり、絞り出された溶質濃化溶鋼が凝固する鋳片に取り込まれたりして、鋳片中心近傍の成分が不安定になるためである。

なお、圧下効率の観点からは、鋳片中心部が凝固してから速やかに第１の圧下を行うことが引け巣欠陥を防止する上で望ましい。第１の圧下は、圧下量を少なくとも１０mm以上とすることによって引け巣欠陥を圧着することができる。圧下量は圧下前の鋳片の直径の４０%、さらに好ましくは３０%までにとどめることが、第２の圧下による鋳片断面形状矯正を容易にする観点から望まれる。

本発明において、第１の圧下から第２の圧下までの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わずに、扁平な鋳片を横断面を円形に矯正する第２の圧下を行うのは、鋳片表面を冷却してしまうと、第２の圧下による矯正が困難になるからである。

第２の圧下は、鋳片を再加熱しない場合には、第１の圧下の後、鋳片の表面温度が大きく低下する前に速やかに行うことが求められる。具体的には、鋳片の表面温度が７００℃以上である。

以上の本発明において、
前記第２の圧下の後にさらに鋳片の横断面を真円に近づけるための第３の圧下を行い、第２の圧下から第３の圧下までの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わないのが請求項２に係る発明である。

請求項２に係る発明において、第３の圧下を行うのは、鋳片の表面温度のバラツキによって第２の圧下では十分に真円な鋳片断面にまで矯正できない場合があるからである。そのような場合に備えて第３の圧下を行えるようにしておくことが望ましい。

第２の圧下から第３の圧下までの間、鋳片表面を冷却する２次冷却を行わないのは、鋳片の表面温度が低下すると圧下による断面形状の矯正が難しくなるからである。

第３の圧下は、鋳片を再加熱しない場合には、第２の圧下と同様に、鋳片表面温度が大きく低下する前に速やかに行うことが求められる。具体的には、鋳片表面温度が６００℃以上である。

以上の本発明において、
第２の圧下もしくは第３の圧下の前に鋳片表面を加熱するのが請求項３に係る発明である。

以上の本発明では、モールドフラックスの結晶化温度T_Cを、鋳造する合金鋼の液相線温度T_Lに対して適正化することによって、規定の鋳造速度を安定に保つことが可能になる。さらに、適正な範囲の２次冷却比水量で鋳造することによって、鋳片表面温度の低下が抑制され、第２あるいは第３の圧下による鋳片断面形状の矯正が可能となる。

しかしながら、実操業においては、ある程度の鋳造条件の変動は免れないので、請求項３に係る発明のように、第２もしくは第３の圧下の上流側で鋳片表面を加熱できるようにすることがより好ましいのである。請求項３に係る発明を実施するに際し、鋳片の加熱を鋳片切断前に行う場合には、鋳造ストランド数と同じ基数の鋳片加熱装置が必要である。

請求項３に係る発明において、
横断面が円形の鋳型を２つ以上有する複数ストランドの連続鋳造機を用いた高合金鋼の連続鋳造に際し、
鋳片表面を加熱する装置を１つとし、第１の圧下は鋳片切断前に、鋳片表面の加熱および加熱後の第２もしくは第３の圧下は鋳片切断後に行うのが請求項４に係る発明である。

鋳片断面形状の矯正を確実に行うには、請求項３に係る発明のように、第２もしくは第３の圧下の前に鋳片表面を加熱することが好ましい。しかしながら、鋳片の加熱装置は高価であるから、横断面が円形の鋳型を２つ以上有する複数ストランド連続鋳造機においては鋳片切断後に１つ設けるにとどめ、切断後の鋳片全てを１つの加熱装置で加熱できることが好ましい。

請求項４に係る発明の実施に際し、鋳造条件の変動に最も柔軟に対応できる設備構成は、鋳片切断前に第１の圧下を行い、扁平な鋳片を切断した後に加熱して第２および第３圧下を行う方法である。

但し、鋳片の強度が比較的低く第２の圧下によって鋳片の横断面形状を真円に矯正することが容易な場合は、鋳片切断前に第１および第２の圧下を行えばよい。その際、第２の圧下では十分に鋳片の横断面形状が真円に矯正できなかった場合に、断面矯正状況を検知した結果に基づいて鋳片切断後に鋳片の加熱および第３の圧下を行う方法も、加熱炉の能力を高める必要がない点で好適な方法である。第２の圧下による鋳片断面形状の矯正状況は、例えば第２の圧下ロールの間隔から検知することができる。また、第２の圧下直前の鋳片表面温度から推定することも可能である。

以上の本発明において、
前記モールドフラックスとして、
その組成は、CaO／SiO₂が０．９〜１．７、（MgO＋Al₂O₃）が７〜２８mass%、（K₂O＋Na₂O＋Li₂O）で表される濃度和が８mass％未満、F濃度が７mass％未満であり、
主な結晶としてメリライトを晶出もしくは析出（以下、晶／析出という。）し、
結晶化温度が１１５０℃〜１３５０℃、
１３００℃における粘度が０．２〜１．２Pa・sであるものを使用するのが請求項５に係る発明である。

請求項５に係る発明において、CaOのSiO₂に対する濃度比（mass％）を０．９〜１．７としたのは、CaO／SiO₂が０．９未満では、溶鋼中のCr等元素によるSiO₂の還元が顕著に生じてモールドフラックスの物性が変化してしまうおそれがあるからである。また、CaO／SiO₂が１．７を超えると、モールドフラックスの結晶化温度T_Cが高くなりすぎるからである。

ここで、CaO濃度は、全てのCa含有組成の濃度をCaOに換算した濃度とする。具体的には、全ての原料中のCaO濃度に加えてCaF₂として添加された場合も、そのCa分をCaO濃度に換算して加える。

請求項５に係る発明において、MgOとAl₂O₃との濃度和を７〜２８mass％としたのは、これら濃度和が７mass％未満ではフラックスフィルムの結晶化、すなわちメリライトの晶／析出が不十分となるからである。また、これら濃度和が２８mass％を超えると、モールドフラックスの結晶化温度T_Cが高くなりすぎるからである。

請求項５に係る発明において、（K₂O＋Na₂O＋Li₂O）で表される濃度和を８mass％未満としたのは、これらアルカリ金属酸化物の濃度和が８mass％を超えると、鋳型内のモールドフラックスが焼結しやすくなり不均一溶融を招くからである。

この濃度和のより好ましい範囲は５mass％未満である。この濃度和の下限値は特に規定しないが、原料に含まれる不純分である０．３〜１．５mass％程度が実質的な下限値となる。

請求項５に係る発明において、F濃度を７mass％未満としたのは、F濃度が大きくなると環境汚染程度が悪化するし、７mass％以上になると結晶としてカスピダインが析出しやすくなり、メリライトの晶／析出が不安定となるからである。

F濃度の下限値は特に定めないが、結晶化温度T_Cを調整する上で通常は０．５mass％以上添加するので、０．５mass％が実質的な下限値である。F濃度のより好ましい範囲は、１〜５mass％である。

モールドフラックスを上記の組成に調整することによって、溶融時に焼結が生じ難く、フラックスフィルム中に主たる結晶相としてメリライトが晶／析出するモールドフラックスが得られる。

請求項５に係る発明において、結晶化温度T_Cを１１５０〜１３５０℃としたのは、結晶化温度T_Cが１１５０℃未満ではフラックスフィルム中におけるメリライトの結晶化が不十分となるからである。また、１３５０℃を超える場合には高融点の原料ばかりを配合することになって鋳型内において溶融不良が生じやすくなるからである。

請求項５に係る発明において、１３００℃における粘度を０．２〜１．２Pa・sとしたのは、０．２Pa・s未満では鋳型と凝固シェルとの間隙への流入が不均一になり易いからである。また、１．２Pa・sを超えると鋳型と凝固シェルとの間隙への流入量が減少して潤滑不良が生じやすくなるからである。

粘度が上記範囲になるようなモールドフラックス組成を設計する際に、最も結晶化が安定するのは、主な結晶としてメリライトを晶／析出させることである。

また、請求項５に係る発明において、
前記モールドフラックスとして、TiO₂を５〜１５mass％含有し、
溶融したモールドフラックスが冷却されながら結晶化する際に、初めに晶／析出したペロブスカイトを核にしてメリライトが晶／析出するものを使用するのが請求項６に係る発明である。

請求項６に係る発明のように、TiO₂を５〜１５mass％含有することによって、単体ではメリライトに比べて高融点で安定したペロブスカイトを最初に晶／析出させることが可能となる。

ペロブスカイトとメリライトとは結晶格子の整合性が高いので、先に晶／析出するペロブスカイトが有効な核となってメリライト結晶の成長が起こり、フラックスフィルム全体においては結晶化速度を高めることができる。結晶化速度の向上は、幅広い冷却速度条件下におかれるフラックスフィルムの結晶化を安定化する効果をもたらす。

なお、ペロブスカイトを核にしてメリライトが晶／析出するとは、必ずしもメリライトの全てがペロブスカイトを核にしてメリライトが晶／析出することを指すのではない。メリライトの一部であってもペロブスカイトを核にして晶／析出すれば該当するものとする。

これは、ペロブスカイトの晶／析出量が少なく、全てのメリライトがペロブスカイトを核にして晶／析出し得ない場合もあるからである。また、結晶の観察によって全てのメリライトがペロブスカイトを核にして晶／析出したことを確定するのは困難だからである。

ここで、モールドフラックスの結晶化温度T_Cについて説明する。
従来、モールドフラックスの結晶化温度T_C（原子が結晶格子を形成するよう配列する温度）は、冷却に伴って粘度が急上昇する温度である凝固温度（流動性が失われた温度）を用いて評価する方法が広く採用されている。この方法は、１３００℃における粘度が０．１Pa・s程度の低粘性モールドフラックスの場合、凝固温度と結晶化温度T_Cとは比較的良く一致する。

しかしながら、発明者らによる検証の結果、１３００℃における粘度が本発明のような０．２Pa・sもしくは０．３Pa・s以上の高粘性モールドフラックスの場合、凝固温度に対して結晶化温度T_Cが最大数１０℃のオーダーで低下することが分かった。従って、凝固温度は結晶化温度T_Cの指標としては精度が不十分である。

従来、結晶化温度T_Cの測定には上記の熱分析法が用いられてきたが、発熱ピークが不明瞭で結晶化速度の確定が難しいことが多かった。これが、モールドフラックスの結晶化温度T_Cを、凝固温度を用いて間接的に評価することが広く行われていた理由であると考えられる。

発明者らは、結晶化に伴う発熱がピークとなる温度を結晶化温度とする熱分析法と、結晶化に伴って原子配列の電気的対称性が変化することを利用して電気容量変化から求める方法（材料とプロセスVol.19(2006)No.1,p162）により求めた結晶化速度を比較測定した。その結果、両者による測定値は良く一致した。なお、モールドフラックスの電気容量は、電気容量計に繋いだ１対の金属電極をモールドフラックス中に１０〜２０mm程度浸漬させることによって測定する。

そこで、発明者らは、結晶化に伴って原子配列の電気的対称性が変化することを利用して電気容量変化から求める方法を併用することによって測定精度を上げた結晶化温度T_Cを、本発明の請求範囲規定に適用した。なお、本発明における結晶化温度T_Cは、冷却速度が２℃／分の条件で測定した。

次に、本発明で規定している結晶について詳述する。
メリライト（Melilite）とは、アケルマナイト（Akermanite：２CaO・MgO・２SiO₂：融点１４５４℃）とゲーレナイト（Gehlenite：２CaO・Al₂O₃・SiO₂： 融点１５９０℃）との全率固溶体の名称である。本発明では、アケルマナイトからゲーレナイトに到る組成範囲の結晶全てをメリライトと記すこととした。

ペロブスカイト（Perovskite）は、組成がCaO・TiO₂と表される融点が１９６０℃の結晶である。カスピダイン（Cuspidine）は、組成が３CaO・２SiO₂・CaF₂と表される融点が１４１０℃の結晶である。

次に、本発明の効果を確認するために行った実験結果について説明する。
本発明方法の実施例を下記表１〜下記表３に示す。

表１は、本発明方法の実施に使用した合金鋼のCr濃度等の組成例を示す。表２及び表３は、表１に示す合金鋼の連続鋳造に使用した鋳型、モールドフラックスの仕様、鋳造条件を示す。本発明の条件を満足しない比較例を表４および表５に示す。

これら実施例ならびに比較例の内、HおよびLは表１に示す鋼種Yを鋳造した例であり、残りは表１に示す鋼種Xを鋳造した例である。また表２〜表５において、第２もしくは第３の圧下時期としてメニスカスからの距離を記載している場合には、該当する圧下を鋳片切断前に行ったことを示している。

表２および表３に示すＡ〜Ｈは、本発明の実施例である。
このうち、実施例Ａは本発明の請求項１のみを満たす例である。
この実施例Ａは、鋳型の横断面がφ２６０mmの円形状で、かつ適正な結晶化温度（T_L−T_C）のモールドフラックスと組み合わせて鋳造したので、適正な鋳造速度を安定して保つことができ、鋳片圧下時の温度条件が安定した。

加えて、２次冷却の比水量が適正であったので、鋳片が完全凝固した直後に行う第１の圧下が有効に作用して中心部の引け巣欠陥を防止することができ、優れた内部品質の鋳片が得られた。

なお、第１の圧下は、水平な回転軸を持つ１対のロール（以下、Hロールという。）を用いた上下方向の圧下で、メニスカス（鋳造開始湯面）から２８m、スプレー水による２次冷却の終端から２２mの位置で行い、３０mmの圧下によって厚みが約２３０mmの扁平な鋳片を得たものである。

さらに第１の圧下後、鋳片を切断するまでの間に連続的に第２の圧下を行うに際し、第１の圧下から第２の圧下までの間、鋳片表面を２次冷却しなかったので、鋳片表面温度の低下が抑制されるとともに復熱による鋳片温度の均一化が促され、第２の圧下によって真円に近い横断面形状に矯正できた。

なお、第２の圧下は、鉛直な回転軸を持つ１対のロール（以下、Vロールという。）を用いる鋳造方向に向かって左右方向の圧下であり、メニスカスから３２m、第１の圧下から４mの位置において行い、略φ２３０mmの横断面円形の鋳片を得たものである。

実施例Ｂは、本発明の請求項１〜４を満たす例である。この実施例Ｂは、実施例Ａに加えて、切断した後の鋳片に電磁誘導方式の加熱を施して第２の圧下を補完する第３のVロールによる圧下を行った例である。

実施例Ｂにおいては、第２の圧下によって横断面が円形にまで成形できなくても第３の圧下によって補完することができるので、第２の圧下の圧下力を無用に高める必要が無く、過大な圧下力に起因する鋳片表面のしわ疵を抑制することができた。

さらに、実施例Ｂは、第３の圧下を、加熱によって十分に表面温度を高めた加工性の良い鋳片に対して行ったので、実施例Ａよりも真円に近い鋳片を得ることができた。

実施例Ｃは、本発明の請求項１および５を満たす例である。
実施例Ｃは、実施例Ａに加えて、横断面円形の鋳型での鋳造に適した請求項５を満たすモールドフラックスを用いたので、より高速の鋳造が可能となり、生産性を高めることができた。

実施例Ｃでは、鋳造速度の向上に伴って鋳片圧下時期を遅くし、完全凝固後に圧下する条件を保っている。鋳造速度の向上に伴って、第２の圧下時の鋳片表面温度が高まるので、第２の圧下が容易となって小さな圧下力で済み、圧下に伴うしわ疵などの表面欠陥も生じ難い。

この実施例Ｃにおいて、実施例Ａよりも第１の圧下の圧下量が小さいのは以下の理由による。

実施例Ａに比べて実施例Ｃの方が第１の圧下位置（メニスカスからの距離）が遅いが、鋳造速度は実施例Ｃの方が大きいので、第１の圧下時の鋳片中心部の温度は実施例Ａと実施例Ｃとでは同等である。

一方、鋳片表面温度は、鋳造速度が速い実施例Ｃの２次冷却比水量が大きいので、実施例Ｃの方が低い。その結果、実施例Ｃは実施例Ａに比べて鋳片中心部が効果的に圧下される、すなわち鋳片中心部の圧下効率が高くなるので、実施例Ｃでは、小さい圧下量であっても実施例Ａと同等の鋳片中心部引け巣欠陥防止効果が発揮されるのである。

実施例Ｄは、本発明の請求項１および５、６を満たす例である。
この実施例Ｄは、実施例Ｃに加えてさらに請求項６を満たす結晶化の安定性に優れたモールドフラックスを用いたことから、実施例Ｃよりもさらに高い鋳造速度を安定に保つことができ、実施例Ｃに比べてさらに生産性が高く、第２の圧下も容易となった例である。

実施例Ｅは、本発明の請求項１および３〜５を満たす例である。
この実施例Ｅは、実施例Ｃに対してさらに請求項３および４を満たす例であり、Vロールによる第２の圧下を、実施例Ｃと異なり鋳片切断後として第２の圧下前に鋳片を加熱する工程を設けたものである。

この実施例Ｅでは加熱によって十分に表面温度を上げた後に第２の圧下を行ったので、第２の圧下が容易に行え、実施例Ｃよりも真円に近い鋳片が得られ、鋳片表面のしわ疵等も少なくなった。なお、実施例Ｅの鋳片加熱は、ガス燃焼炉によって行った。

実施例Ｆは、本発明の請求項１〜５を満たす例である。
実施例Ｆは、実施例Ｅに対してさらに請求項２を満たす第３の圧下を追加した例である。実施例Ｆにおける第３の圧下はHロールによる圧下であり、鋳片加熱直後の第２のVロールによる圧下と合わせて行うことによって、第１の圧下後の鋳片表面温度や第１の圧下の圧下量が変動した場合にも真円に近い鋳片を容易に得ることができた。

実施例Ｇは、実施例Ｆと同様、本発明の請求項１〜５を満たす例である。
実施例Ｇは、鋳型断面が実施例Ｆよりも大きな場合の例であり、鋳型断面が大きいことに対応して、第１の圧下時に鋳片の中心部まで完全に凝固するように鋳造速度を下げている。

また、実施例Ｇは、実施例Ｂと同様、切断した後の鋳片を加熱して第２の圧下を補完する第３のVロールによる圧下を行った例である。実施例Ｇは、実施例Bと同様、第２の圧下の圧下力を無用に高める必要が無く、過大な圧下力に起因する鋳片表面のしわ疵を抑制することができた。さらに、第３の圧下を、加熱によって十分に表面温度を高めた加工性の良い鋳片に対して行ったので、真円に近い鋳片を得ることができた。なお、実施例Ｇの鋳片加熱は、電磁誘導方式によって行った。

実施例Ｈは、本発明の請求項１〜６を満たす例である。
実施例Ｈは、実施例Ｇと同じ横断面円形状の鋳型を用いて、実施例Ｇよりも液相線温度T_Lが低い高合金鋼（表１に示す鋼種Ｙ）を鋳造した例である。このような高合金鋼は、一般に凝固シェルの強度が高いことに起因して鋳型内における鋳片の変形が大きく、均一に凝固させることが難しい。しかしながら、実施例Ｈでは、請求項１、５および６の規定を満たすモールドフラックスを使用することによって、安定した鋳造が可能となり、鋳造速度を一定に保ち鋳片圧下条件を安定させることができた。

また実施例Ｈは、実施例Ｆと同様に、切断した後の鋳片を加熱して第２の圧下および第３の圧下を行う強度が高い高合金鋼に適した例であり、良好な表面品質で、かつ真円に近い鋳片を得ることができた。なお、実施例Hでは、第２の圧下はVロール、第３の圧下はHロールによって行った。

なお、これらの実施例Ａ〜Ｈは、いずれも鋳片の横断面形状と第１の圧下が行われるメニスカスからの距離に応じて、鋳造速度と２次冷却条件を適正な値にすることで、第１の圧下時における鋳片中心部の温度と鋳片表面の温度との差を、４００℃〜７００℃の好適範囲内に保った。

表４及び表５のＩ〜Ｍは、本発明の請求項の規定を満たさない比較例である。
比較例Ｉは、本発明に規定する鋳片の圧下を行わない例であり、鋳片中心部に大きな引け巣欠陥が発生した。

比較例Ｊは、結晶化温度T_Cが相対的に低い（T_L−T_Cが大きい）モールドフラックスを使用したので、凝固が不均一となって鋳造速度を上げることができず、圧下時の鋳片表面温度が低下し、圧下に過大な力が必要となってしわ疵が発生しやすかった。

比較例Ｋは、結晶化温度T_Cが相対的に低い（T_L−T_Cが大きい）モールドフラックスを使用して無理に高い鋳造速度を保とうとしたので、凝固の不均一さが助長されて凝固シェルが割れるブレークアウトが頻発した例である。このような場合には、圧下条件が適性であっても鋳片を生産する操業そのものが成り立たなくなる。

比較例Ｌは、逆に、結晶化温度T_Cが相対的に高すぎる（T_L−T_Cが小さい）モールドフラックスを用いたので、潤滑不良に起因する凝固シェルの焼き付き（拘束性ブレークアウト）が頻発した例である。このような場合には、圧下条件が適性であっても鋳片を生産する操業そのものが成り立たなくなる。

比較例Ｍは、鋳片の中心部が未凝固の状態で第一の圧下を行う、圧下時期が早過ぎる例である。このような場合は、圧下によって未凝固溶鋼の流動が生じ、鋳片中心部が負偏析となる。さらに、絞り出された溶質濃化溶鋼が凝固する鋳片に取り込まれて鋳片中心近傍の成分が不安定になる。

本発明は上記の例に限らず、各請求項に記載された技術的思想の範疇であれば、適宜実施の形態を変更しても良いことは言うまでもない。

Claims (6)

1. Crを５mass%以上含有する合金鋼を連続鋳造する方法であって、
   横断面が円形、或いは円形に近い楕円形又は長円形の鋳型を用い、
   この鋳型に供給する前記合金鋼の液相線温度T_Lに対して５０℃〜３００℃低い結晶化温度T_Cのモールドフラックスを使用し、
   ２次冷却比水量を０．１〜１．２リットル／kg−steelとする条件で鋳片表面を冷却しつつ、０．５m／min以上の速度で鋳造した鋳片が中心部まで凝固した後に、
   連続鋳造機内のロールを用いて前記鋳片を圧下して扁平な鋳片を得る第１の圧下を行い、その後、扁平な鋳片を横断面を円形に矯正する第２の圧下を行うまでの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わないことを特徴とする合金鋼の連続鋳造方法。
2. 前記第２の圧下の後にさらに鋳片の横断面を真円に近づけるための第３の圧下を行い、第２の圧下から第３の圧下までの間は鋳片表面を冷却する２次冷却を行わないことを特徴とする請求項１に記載の合金鋼の連続鋳造方法。
3. 第２の圧下もしくは第３の圧下の前に鋳片表面を加熱することを特徴とする請求項１又は２に記載の合金鋼の連続鋳造方法。
4. 横断面が円形、或いは円形に近い楕円形又は長円形の鋳型を２つ以上有する複数ストランドの連続鋳造機を用いた高合金鋼の連続鋳造に際し、
   鋳片表面を加熱する装置を１つとし、第１の圧下は鋳片切断前に、鋳片表面の加熱および加熱後の第２もしくは第３の圧下は鋳片切断後に行うことを特徴とする請求項３に記載の合金鋼の連続鋳造方法。
5. 前記モールドフラックスの組成は、
   CaO／SiO₂が０．９〜１．７、（MgO＋Al₂O₃）が７〜２８mass%、（K₂O＋Na₂O＋Li₂O）で表される濃度和が８mass％未満、F濃度が７mass％未満であり、
   主な結晶としてメリライトを晶出もしくは析出し、
   結晶化温度T_Cが１１５０℃〜１３５０℃、
   １３００℃における粘度が０．２〜１．２Pa・sであることを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の合金鋼の連続鋳造方法。
6. 前記モールドフラックスは、TiO₂を５〜１５mass％含有し、
   溶融したモールドフラックスが冷却されながら結晶化する際に、初めに晶出もしくは析出したペロブスカイトを核にしてメリライトが晶出もしくは析出するものであることを特徴とする請求項５に記載の合金鋼の連続鋳造方法。