JP2023141899A - Ｃｕ含有鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｃｕを含有する鋳片の表面割れを簡便かつ安価に防止することが可能なＣｕ含有鋼の連続鋳造方法を提供する。【解決手段】少なくともＣｕ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．０５０％以下を含有する鋳片を湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、鋳型から出てから矯正点に至るまでの間に、鋳片表面の最大温度がＡｒ1点以下となるまで冷却して復熱させるステップを有し、前記復熱を開始してから前記矯正点に至るまで、前記鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御する。【選択図】図３

Description

本発明は、表面割れを防止するために用いて好適なＣｕ含有鋼の連続鋳造方法に関する。

近年、地球温暖化防止の観点等から、種々の分野でＣＯ₂削減の取り組みが盛んに行われている。鉄鋼業においても製鉄用の原料として廃スクラップを多量に用いる製鉄法が注目され、技術開発が進んでいる。一方、スクラップにはＣｕやＳｎといったトランプエレメントを高濃度で含むものも多く、これらの元素は溶鋼中からの除去が困難であることが知られている。

特にＣｕを含む鋼は熱間加工性に劣る傾向にあるため、Ｃｕを含む鋼の連続鋳造時に通常の鋼の連続鋳造条件を採用した場合、鋳片の表面に割れが発生する場合がある。これは、連続鋳造時に鋼が雰囲気中の酸素に晒されて酸化する際に、スケール（酸化鉄）と地鉄との間に液体のＣｕが生成し、鋼の結晶粒界に侵入し、界面強度を低下させるためと考えられる（非特許文献１参照）。また、ＳｎはＣｕの鋼中への溶解度を下げることにより、Ｃｕによる割れの現象を促進してしまうことから、ＳｎとＣｕとが共存する鋼についても、鋳片の表面割れの問題が生じ易い（非特許文献２参照）。

この現象は表面赤熱脆化と呼ばれ、ＣｕやＳｎがＦｅと比較して酸化され難いためにスケール成長の過程でＣｕやＳｎが金属状態のまま濃縮すること、及び、Ｆｅ中へのＣｕの固溶度が低いことが原因とされる。一方で、ＣｕやＳｎは鋼の精錬工程において除去し難い。赤熱脆化による鋳片表面割れの問題を解決するためには、ＣｕやＳｎを鋼中に混入させないようにするか、もしくはＣｕの鋼中への溶解度を上げる元素であるＮｉを添加することが有効である。特に、循環型社会となりＣｕを多く含むスクラップが多量に使用される現在では、Ｎｉ添加によりＣｕを無害化する必要性が高まってきている。しかしながら、Ｎｉは稀少で高価な元素であり、また機械的特性や焼入れ性などの鋼特性を大きく変え得ることから、Ｎｉ添加によらない、あるいはその添加量を極少量に抑え得る、ＣｕやＳｎの無害化技術に対する期待は大きい。

そこで、特許文献１には、鋳片の表面赤熱脆化を防止する技術として、溶鋼湯面近傍のモールド内面形状が、鋳片引き抜き方向下方に向かって広がる逆テーパー値が２～１０％である逆テーパー形状で、前記逆テーパー部より下方のモールド内面形状が、鋳片引抜方向に向かって狭まる順テーパー形状であって、該順テーパー値が０～１％の範囲であるモールドを用いると共に、結晶化温度が９００℃以下、もしくは結晶化しない特性を有するモールドフラックスを用い、前記モールドフラックスと鋼との接触角が７０度以下であることを特徴とする連続鋳造方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｎｉ酸化物を含有するモールドフラックスを供給しながら鋳片の表面にニッケル酸化物によるコーティング層を形成することを特徴とする連続鋳造方法が開示されている。

また、表面温度を制御することにより割れを防止する技術も提案されている。特許文献３には、１０００～１１００℃間を平均昇温速度５０℃／ｈ以上で鋼片を昇温し、１２００～１３５０℃でかつ該温度範囲で１ｈ以上保持後、１０００℃以上の温度域での累積圧下率を５０％以上、圧延仕上温度７００℃以上で熱間圧延を行い、その後、空冷または１～８０℃／ｓの平均冷却速度で５００～６５０℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするＣｕ含有高強度鋼材の製造方法が開示されている。さらに、特許文献４には、連続鋳造鋳片の表面を、その表面温度がＡｒ₃変態点以上の温度域からＡｒ₁変態点以上の温度域になるまで３００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その後、再び連続鋳造鋳片の表面温度をＡｒ₃変態点以上の温度域まで復熱させることを特徴とする、連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法が開示されている。

特開２００４－２０２５２３号公報 特表２０１８－５２０００４号公報 特開２０１１－１６８８４３号公報 特開２００７－２４５２３２号公報

「Materials Transactions」vol.43, (2002), No.3, pp.292-300 「ふぇらむ」vol.7, (2002), No.4, pp.18-22 邦武立郎: 熱処理, 43, p. 99(2003)

しかしながら、特許文献１及び２に記載の方法はいずれも鋳片表層の酸化をモールドフラックスにより防止しようとするものであり、連続鋳造機の型式や２次冷却方法によっては、鋳片表面へのモールドフラックス付着状況が安定しないため、効果を十分享受することができない。また、特許文献３に記載の方法は鋳片の熱間圧延に関するものであり、溶鋼を凝固させながら鋳型から引き抜く連続鋳造の過程においてはプロセスが全く異なるため、連続鋳造で採用することはできない。さらに特許文献４に記載の方法は、主にメカニズムの異なる横ひび割れの防止に関する技術であり、Ｃｕ、Ｓｎなどの元素に起因する赤熱脆化割れを十分に防止することができない。

本発明は前述の問題点を鑑み、Ｃｕを含有する鋳片の表面割れを簡便かつ安価に防止することが可能なＣｕ含有鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。

本発明は上記のような課題を解決するためになされたものであり、その構成は以下のとおりである。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｎｉ：０．１００％以下、および
Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋳片を、湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
鋳型から出てから矯正点に至るまでの間に、鋳片表面の最大温度がＡｒ₁点以下となるまで冷却して復熱させるステップを有し、前記復熱を開始してから前記矯正点に至るまで、前記鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔ_b（℃）以上となる時間ｔ_b（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御することを特徴とするＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔ_b＝１１３０℃、
０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔ_b＝１１００℃、
０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔ_b＝１０７０℃、
０．３５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．４００％の場合、Ｔ_b＝１０４０℃、
０．４００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．４５０％の場合、Ｔ_b＝１０１０℃、
０．４５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．５００％の場合、Ｔ_b＝９８０℃、
Ｃｕ＿ｅｑ≧０．５００％の場合、Ｔ_b＝９５０℃、
ここで、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］であり、［Ｃｕ］は前記鋳片でのＣｕ濃度（質量％）を表し、［Ｓｎ］は前記鋳片でのＳｎ濃度（質量％）を表す。
（２）
前記鋳片はさらに、
質量％で、
Ａｌ：０％超０．１００％以下、
Ｃｒ：０％超１．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
Ｔｉ：０％超０．０２０％以下、
Ｖ：０％超０．２０％以下、
Ｎｂ：０％超０．０３０％以下、
Ｚｒ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下、および
Ｂ：０％超０．００４０％以下、
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載のＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。

本発明によれば、連続鋳造設備において特別な装置を設けることなく、Ｃｕを含有する鋳片の表面割れを簡便かつ安価に防止することができる。

丸棒試験片を用いた熱間引張試験の温度履歴を示す図である。 ０．５ｍｍの引張加工を含む丸棒試験片を用いた熱間引張試験の温度履歴を示す図である。 鋳型内から矯正点までの温度履歴の概要を説明するための図である。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。まず、金属学的効果について以下に説明する。
Ｃｕ含有鋼の赤熱脆化は概ね１０５０℃から１２００℃の範囲で発生し、Ｃｕ濃度の増加、およびＳｎの共存により赤熱脆化の下限温度が下方に拡大することが知られている。連続鋳造中の赤熱脆化割れを抑制するには、鋳片の表面温度をできるだけ当該温度範囲より低位に維持することが有効であるが、その際、当該温度範囲に及ぼすＳｎ成分の影響を把握することが重要である。

本発明者らはＣｕ、Ｓｎに起因して発生する鋳片割れのメカニズムについて鋭意検討し、その結果、鋳片の割れは矯正点における鋳片の表面温度が赤熱脆化温度域にあるか否かには影響されず、矯正点に至るまでの鋳片の表面温度履歴に影響することを見出した。詳しくは、以下のメカニズムに依る。

鋳片が鋳型から引き抜かれた後、スケールの生成に伴って選択酸化によりＣｕやＳｎといったトランプエレメントの濃縮層が生成する。この濃縮層の温度が固相線温度を上回ると、Ｃｕ系溶融合金が生成されてスケールと地鉄との界面に濃縮し、一部が結晶粒界に侵入する。Ｃｕ系溶融合金が侵入した粒界は連続鋳造機のロールとの接触により生じる非常に小さい歪でも開口しやすく、矯正点に至るまでに深さ０．２ｍｍ以上の微小な割れ（以下、単に微小な割れと称す）を生じる。このクラックが矯正点において引張歪を受けることで伸展し、主に鋳片上面にて深さ１ｍｍ以上となる表面割れとなる。Ｃｕ、Ｓｎが高濃度含まれる溶鋼の連続鋳造においては、より多量のＣｕ系溶融合金が生成し、結晶粒界により深く侵入する傾向があることが知られている。

そこで本発明者らは、このような微小な割れの発生は、矯正点に至るまでの温度履歴が関係していることを見出し、具体的に、連続鋳造中の鋳片表層組織を微細化することにより、Ｃｕ系溶融合金の侵入経路である粒界の体積率を高め、個々の割れを微小化した上で、連続鋳造機内の鋳片の表面温度を適正に制御することで、最終的に得られる鋳片の表面割れを無害化することを試みた。そして、当該メカニズムの成立条件を調査するため、以下に示す方法で鋼材の微小引張試験を行い、鋳片の微小な割れ発生に及ぼす温度履歴の影響を調査した。

まず、以下の表１に示す成分の鋼材から１０ｍｍφ、１２０ｍｍ長さの丸棒試験片を作製し、雰囲気制御が可能である熱間引張試験機を用いて引張試験を行った。このときの温度履歴を図１に示す。まず、試験片を減圧下非酸化雰囲気で１４００℃まで加熱し、１２０秒保持することで結晶組織を十分成長させた。このとき、その温度に到達してから６０秒経過後に大気で復圧を開始し、試料表面にスケールを生成させた。この状態から１５℃／秒で試料を所定温度まで急冷した後、ただちに９２０～１１３０℃に昇温し、１８０秒保持した。その後、丸棒に０．５ｍｍの引張加工を行って室温まで冷却し、試験片表面の割れ発生状況を調査した。また、表１の「Ｃｕ＿ｅｑ」はＣｕとＳｎの４倍との和であらわされるＣｕ当量（質量％）を表し、Ｃｕ濃度（質量％）を［Ｃｕ］、Ｓｎ濃度（質量％）を［Ｓｎ］とした場合、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］である。

さらに詳細な調査を行うために、本発明者らは、表１に示すサンプルの中から２種類のサンプル（ＨＴ－Ｄ、ＥＴ－Ｅ）を選択し、微小な割れの発生有無に及ぼす急冷後到達温度（図１中「Ｔ₁」）の影響について調査を行った。その結果を表２に示す。ここで、表２において、「○」は微小な割れが発生しなかった例を示し、「×」は微小な割れが発生した例を示す。また、「－」は実験を行わなかった例を示す。なお、微小な割れの有無は、光学顕微鏡によるサンプル表層部の観察で旧オーステナイト粒界に沿って深さ０．２ｍｍ以上の割れが確認されたか否かによって判断した。また、表２には各水準について変態点記録測定装置（フォーマスタ―試験機）を用いて測定した冷却速度１５℃／秒におけるＡｒ₁点の温度を併せて示す。

この実験では、復熱後の１８０秒間の保持温度（図１中「Ｔ₂」）は３０℃刻みで設定しているが、微小な割れを呈した温度の最大値を比較すると、急冷後の到達温度Ｔ₁がＡｒ₁点以下であった場合は、そうでない場合と比較して微小な割れを呈した温度の最大値が６０～９０℃高くなっている傾向が見られた。スケールの生成および成長の挙動は同一のサンプルであれば、同一の保持温度Ｔ₂でほとんど差は生じないと考えられることから、この傾向は、温度Ｔ₂で１８０秒保持している状態における鋼の組織、具体的にはサンプル表層の結晶粒径に起因するものと考えられる。すなわち、急冷後の到達温度Ｔ₁をＡｒ₁点以下とすることで、復熱後のＣｕ系溶融合金の粒界侵入を軽減することが可能であることが分かった。ここで、保持時間を１８０秒とした理由は、過去の実績からＣｕが鋼中に浸潤するまでにかかる時間に基づいているからである。

次に、表１に示す２０種類のサンプルを用いて、微小な割れの発生有無に及ぼす保持温度（Ｔ₂）の影響について調査を行った。なお、温度Ｔ₂で１８０秒保持する前の急冷到達温度は、いずれもＡｒ₁点以下とした。結果を表３に示す。

表３に示すように、微小な割れの有無はＣｕ当量（Ｃｕ＿ｅｑ）と相関性があることが判明した。なお、一部の試料について保持時間を３００秒、６００秒とする実験も行ったが、微小な割れの有無への大きな影響は見られなかった。

さらに、表３において×で示される条件で、図２に示すように、０．５ｍｍの引張加工を行った後、試料温度を７８０～９００℃に降温したうえで、さらに連続鋳造機の矯正点での矯正に近い条件として、５ｍｍの引張加工（歪速度：１／ｓ）を行った結果、鋼種や試料温度によらず、いずれの試料においても丸棒試験片のくびれ部分に目視でも明確な表面割れが確認され、その深さは０．８０～３．６ｍｍの範囲であった。

以上の実験結果から、上記微小な割れが発生した場合には、連続鋳造機内においてその後矯正歪が印加されることにより、赤熱脆化に起因する有害な表面割れが発生することが推定できた。さらに、急冷後到達温度をＡｒ₁点以下とすることにより組織を微細化して、復熱後のＣｕ系溶融合金の粒界侵入を軽減できることもわかった。

また、上記の実験結果から、１８０秒の保持時間であっても、微小な割れが発生する場合とそうでない場合とがあり、鋳片表面温度がＣｕ当量（Ｃｕ＿ｅｑ）と相関する下限温度以上に１８０秒を超えて滞在した際に微小な割れが発生することも確認できた。例えば、試料ＨＴ－Ａで、保持温度が１１３０℃の場合と１１６０℃の場合とを比較すると、ある下限温度以上に滞在する時間は、１１３０℃から１１６０℃まで昇温する時間および１１６０℃から１１３０℃まで冷却する時間が加算される分、保持温度が１１６０℃である例の方が長くなる。つまり、ある下限温度は１１３０℃以上１１６０℃未満の温度と推定でき、保持温度が１１３０℃である例では、上記のある下限温度以上に１８０秒以下で滞在したことから、微小な割れが発生しなかった一方で、保持温度が１１６０℃である例では、上記のある下限温度以上に１８０秒を超えて滞在したことから、微小な割れが発生したと考えられる。

そこで、本発明者らは、この下限温度を導出することにより、微小な割れが発生しない温度条件を見出した。なお、温度条件を見出す際に、上記の実験は１８０秒間同じ温度に保持しているが、実際の連続鋳造では冷却条件によって復熱度合いが異なり、１８０秒間同じ温度に保持することは不可能であるため、そういった条件の違いも加味して温度条件を見出した。

また、鋳片表面温度が概ね１２５０℃を超えるとＣｕ系溶融合金がスケール内に取り込まれやすくなり、表面割れが抑制される傾向があることが知られているが、鋳型から出た後の鋳片表面温度が１２５０℃を超えることはほとんどない。鋳片表面温度が１２５０℃を超えるような操業を行うためには、昇温するために連続鋳造設備において特別な装置を設ける必要があり、操業上安価に製造することができないため、本実施形態ではこのような条件は対象外としている。

以上より本実施形態においては、連続鋳造において、鋳型から出た後、矯正点に至るまでの間に、鋳片表面の最大温度がＡｒ₁点以下となるまで冷却して復熱させるようにし、さらに復熱を開始してから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が溶鋼の成分に応じて定められる下記の温度Ｔ_b（℃）以上となる時間ｔ_b（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御するものとする。

質量％で、
Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔ_b＝１１３０℃
０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔ_b＝１１００℃
０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔ_b＝１０７０℃
０．３５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．４００％の場合、Ｔ_b＝１０４０℃
０．４００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．４５０％の場合、Ｔ_b＝１０１０℃
０．４５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．５００％の場合、Ｔ_b＝９８０℃
Ｃｕ＿ｅｑ≧０．５００％の場合、Ｔ_b＝９５０℃

ここで、温度Ｔ_bおよび時間ｔ_bについて、図３を参照しながら説明する。図３は、鋳型内から矯正点までの温度履歴の概要を説明するための図である。図３の横軸は鋳型内のメニスカスからの時間を表し、鋳型から出た時点を０秒としている。一方、縦軸は鋳片表面（中央部）の最大温度を表している。

図３に示すように、鋳型から出た直後は鋳片をスプレー冷却装置により急冷し、鋳片表面の最大温度でＡｒ₁点以下の温度Ｔ₁まで冷却させる。ここで、急冷後の到達温度Ｔ₁がＡｒ₁点よりも高いと、オーステナイトからフェライトへの変態が十分に起こらないことから、表層組織を十分に微細化させることができない。そのため、Ｃｕ系溶融合金の侵入経路である粒界の体積率が低くなり、その後の復熱によって結晶粒界によりＣｕ系溶融合金が深く侵入し、微小な割れが発生しやすくなる。

Ａｒ₁点以下の温度Ｔ₁まで冷却した後は、冷却を停止して鋳片を復熱させ、温度Ｔ₂まで表面温度を上昇させる。このとき、図３に示すように、本実施形態では、復熱後において、上記のように定義した温度Ｔ_b以上となる時間ｔ_bが１８０秒以下となるように制御することによって、微小な割れを防止し、矯正点での赤熱脆化割れを防止するようにしている。

なお、温度Ｔ_b以上に１８０秒を超えて滞在させない理由は、Ｃｕ系溶融合金が鋼材表面の粒界に深く侵入することを抑制することであるから、温度Ｔ_b以上に滞在する時間が０秒であってもよい。また、鋳片表面の温度は、鋳片の周方向で最も温度の高い部分を１点取ればよい。その理由は、急冷時に当該部分の温度がＡｒ₁以下となれば他の部分もこの条件を満たし、鋳片周方向全体の組織改質が見込めることによる。また、復熱後に当該部分の温度がＴ_b以上に１８０秒を超えて存在しなければ、その他の部分もこの条件を満たし、鋳片周方向全体のＣｕ系溶融合金の粒界侵入が低位に抑制されるからである。

また、本実施形態では、１８０秒を基準にして、溶鋼の成分に応じた温度Ｔ_bを設定しているが、その理由は以下のとおりである。まず、Ｃｕが鋼中に浸潤するまでにかかる時間において、微小な割れが発生する場合と発生しない場合とがある。そこで、微小な割れが発生しない条件として、下限温度である温度Ｔ_bを設定する必要がある。ここで、１８０秒よりも大幅に短い時間（例えば６０秒）や大幅に長い時間（例えば３００秒）に基づいて温度Ｔ_bを設定すると、温度履歴が厳格化したり、大幅に緩和されたりすることにより、微小な割れが発生しない条件を明確に規定することができなくなる。前述したように、過去の実績からＣｕが鋼中に浸潤するまでにかかる時間の目安が１８０秒と考えられるため、この時間を基準にすることによって微小な割れが発生するか否かが判断しやすくなる。

さらに、鋳片をＡｒ₁点以下まで急冷した後、表層組織を微細化し、Ｃｕ系溶融合金による微小な割れを抑制するために、鋳片表面を（Ａｃ₃点＋６０℃）以上の温度まで復熱させることが好ましい。つまり、図３に示す温度Ｔ₂は、（Ａｃ₃点＋６０℃）以上であることが好ましい。図３に示す温度Ｔ₂が（Ａｃ₃点＋６０℃）以上であれば、鋳型表面の最も温度の低い部分でもＡｃ₃点以上の温度とすることができる。図３に示す温度Ｔ₂が（Ａｃ₃点＋６０℃）未満であると、鋳型表面の一部が復熱によりＡｃ₃点まで到達せず、復熱温度がＡｃ₃点未満であると、組織の一部が焼き戻しベイナイトなどの延性に乏しい組織のまま残る可能性があり、この組織は条件によっては横割れなどトランプエレメント以外に起因する割れの原因となる可能性がある。よって、鋳片表面の最大温度が（Ａｃ₃点＋６０℃）以上になるように復熱させることが好ましい。

なお、Ａｒ₁点およびＡｃ₃点は、変態点記録測定装置（フォーマスター試験機）を用いて測定した値を用いることができる。また、Ａｒ₁点およびＡｃ₃点は例えば非特許文献３で提案されている以下の（１）式および（２）式を用いて、Ａｒ₁点およびＡｃ₃点を計算してもよい。
Ａｒ₁＝（５２［Ｃ］＋１２２［Ｓｉ］＋６６［Ｃｕ］＋６［Ｃｒ］）－（６５［Ｍｎ］＋３６［Ｎｉ］＋５８［Ｍｏ］）－２２８．５／ｌｏｇ（（Ａｃ₃－５００）／ｖ）＋７１３ ・・・（１）
Ａｃ₃＝（３２［Ｓｉ］＋１７［Ｍｏ］）－（２３１［Ｃ］＋２０［Ｍｎ］＋４０［Ｃｕ］＋１８［Ｎｉ］＋１５［Ｃｒ］）＋９１２ ・・・（２）
ここで、式中のｖは、Ａｃ₃点から冷却到達温度までの平均冷却速度（℃／秒）を表し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｃｕ］，［Ｃｒ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］は、それぞれ鋳片でのＣ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏの濃度を表す。

本実施形態で用いる連続鋳造機は、湾曲型であってもよく垂直曲げ型であってもよい。また、矯正点が複数ある場合は、鋳型から出た後、最もメニスカスに近い最初の矯正点に至るまでの間に、前述した条件で冷却を制御するものとする。冷却の制御は主にスプレー冷却装置を用いて行われ、スプレーにより水やミストを吹付けてその量や時間、タイミングを制御する。

さらに、図３に示した例では、鋳型から出た直後に急冷して、１回だけ鋳片表面の最大温度でＡｒ₁点以下の温度Ｔ₁まで冷却させているが、冷却回数は２回以上であってもよい。冷却回数を増やすことによってオーステナイトからフェライトへの変態が複数回起こり、表面組織をより微細化させることができる。また、冷却回数を増やすとその分復熱の回数も増えるが、温度Ｔ_b以上となる時間ｔ_bは、各復熱で温度Ｔ_b以上となる時間を合計した時間とする。

次に、本発明で規定した鋼（鋳片）の成分について説明する。なお、以下に説明する「％」は「質量％」を意味するものとする。

［Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下］
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃ濃度を０．０３％未満としてもこれらの特性の著しい改善は見られず、脱炭のコスト増大を招くのみであり望ましくない。よって下限を０．０３％とする。また、Ｃ濃度が０．４０％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．４０％とする。

［Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下］
Ｓｉは適正な添加により鋼の強度を高めることができる元素である。その効果を得るためにはＳｉを０．０１％以上含有させる必要である。よって下限を０．０１％とする。一方で、Ｓｉ濃度が１．００％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる。よって上限を１．００％とする。

［Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下］
ＭｎもＳｉ同様、適正な添加により鋼の強度を高めることができる。Ｍｎ濃度が０．１０％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．１０％とする。また、Ｍｎ濃度が２．５０％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を２．５０％とする。

［Ｐ：０．０４０％以下］
Ｐは鋳造時の割れ発生を促進する元素であり、Ｐ濃度が０．０４０％を超えると鋳片割れを抑制することが困難になる。よって上限を０．０４０％とする。なお、Ｐは少ないほど好ましいことから０％であってもよい。

［Ｓ：０．０３０％以下］
ＳもＰ同様、鋳造時の割れ発生抑制を促進し、鋼板の曲げ加工性を劣化させる元素である。Ｓ濃度が０．０３０％を超えると上記悪影響が顕著になる。よって上限を０．０３０％とする。Ｓも同様に少ないほど好ましいことから０％であってもよい。

［Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下］
Ｃｕが０．１０％未満であれば、鋼材の酸化により生成する液相の量が十分少なくなり、脆化による割れは発生しないか、もしくは有害とはならない。一方で、環境対策としてスクラップを用いる際に、Ｃｕが比較的高濃度含まれる劣質スクラップを用いる場合もある。Ｃｕ濃度を０．１０％未満とすると、Ｃｕを希釈するために高級スクラップや還元鉄など鉄源配合を変更する必要があり、コストの増大を招いてしまう。よって下限を０．１０％とする。一方、Ｃｕ濃度が０．５０％を超えると、鋼の材質に悪影響を与えてしまう。よって上限を０．５０％とする。

［Ｓｎ：０．００５％以上０．０５０％以下］
Ｓｎはスケールの生成に伴って発生するトランプエレメント濃縮層の液相安定化温度を大きく下げ、赤熱脆化割れの感受性を著しく高めるため極力混入させないことが望ましい。Ｓｎ濃度が０．００５％未満であれば、上記メカニズムにより生成する液相の量が十分少なくなり、脆化による割れをある程度抑制することができる。一方で、環境対策としてスクラップを用いる際に、Ｓｎが比較的高濃度含まれる劣質スクラップを用いる場合もある。Ｓｎ濃度を０．００５％未満とすると、Ｓｎを希釈するために高級スクラップや還元鉄など鉄源配合を変更する必要があり、コストの増大を招いてしまう。よって下限を０．００５％とする。一方、Ｓｎ濃度が０．０５０％を超えると、さらに低い温度でも赤熱脆化割れを生じさせるため、抑制のために多量のＮｉを要することになるため、望ましくない。よって上限を０．０５０％とする。

［Ｎｉ：０．１００％以下］
ＮｉはＣｕ、Ｓｎによる赤熱脆化割れを抑制する効果を有することが知られているが、高価な元素であり、その添加量は極力少ないことが望ましい。意図的に含有量を増加させると多くのコストがかかることから、一般的にスクラップから混入する程度の量で充分である。よって上限を０．１００％とする。Ｎｉ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、上記の効果を得るために、Ｎｉ濃度は０．０５０％以上であることが好ましい。また、Ｃｕ当量（Ｃｕ＿ｅｑ）によって下限温度である温度Ｔ_bが決まることから、Ｎｉ濃度を［Ｎｉ］とした場合に、Ｃｕ当量（Ｃｕ＿ｅｑ）との関係で、［Ｎｉ］／Ｃｕ＿ｅｑ＞０．５であることが好ましい。

［Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下］
Ｎは鋼材の機械的特性に影響する元素であり、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる元素でもある。Ｎは主に２次精錬の脱ガス工程で除去されるが、Ｎ濃度が０．００４０％未満とするのは脱ガス処理に長時間を要するため、コスト増大を招き好ましくない。よって下限を０．００４０％とする。一方、Ｎ濃度が０．０１５０％を超えると、窒化物系介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため好ましくない。よって上限を０．０１５０％とするが、鋼材清浄性の観点から、上限を０．００８０％とすることが好ましい。

本発明においては、製品に求める特性を発現させるため、さらに以下の元素を１種または２種以上を溶鋼に含有してもよい。なお、下限はいずれも０％を超える濃度である。

［Ａｌ：０％超０．１００％以下］
Ａｌは脱酸目的で極めて広く用いられる元素であるが、Ａｌ濃度が０．１００％を超えると、鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存する酸化物系介在物が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じやすい。よって上限を０．１００％とする。

［Ｃｒ：０％超１．５０％以下］
Ｃｒは鋼の強度を高めるために有用な元素であるが、Ｃｒ濃度が１．５０％を超えると効果がほぼ飽和し、コストの増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５０％とする。

［Ｍｏ：０％超０．２０％以下］
ＭｏはＣｒ同様鋼の強度を高める元素であるが、Ｍｏ濃度が０．２０％を超えるとその効果が飽和する。よって上限を０．２０％とする。

［Ｔｉ：０％超０．０２０％以下］
ＴｉはＡｌ同様脱酸の効果を有するのみならず、熱的安定性が大きい窒化物を形成し、加熱炉内で組織の微細化を図ることができる。一方、Ｔｉ濃度が０．０２０％を超えると窒化物系析出物の生成量が増加し、７００℃前後（III領域）の脆化による割れ感受性が高まる。また、鋳造時に酸化物によるノズル詰まりが頻発するため好ましくない。よって上限を０．０２０％とする。

［Ｖ：０％超０．２０％以下］
ＶはＴｉと同様に窒化物を生成させる元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、Ｖ濃度が０．２０％を超えるとＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる原因となる。よって上限を０．２０％とする。

［Ｎｂ：０％超０．０３０％以下］
ＮｂはＴｉと同様に窒化物等を形成する元素である。また、少量で鋼材の強度を著しく高める効果がある。一方、Ｎｂ濃度が０．０３０％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳造時の割れ頻発の原因となる。よって上限を０．０３０％とする。

［Ｚｒ：０％超０．０１０％以下］
ＺｒもＴｉと同様に窒化物等を形成する元素であり、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、Ｚｒ濃度が０．０１０％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳型への溶鋼注入に用いられる浸漬ノズルの閉塞を引き起こす。よって上限を０．０１０％とする。

［Ｃａ：０％超０．０１００％以下］
ＣａはＡｌ₂Ｏ₃を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、Ｃａ含有量が多過ぎると、ＣａＯ－Ａｌ₂Ｏ₃を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。したがって、Ｃａ濃度は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｃａ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。

［Ｍｇ：０％超０．０１０％以下］
ＭｇはＣａと同様にＡｌ₂Ｏ₃を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。一方、Ｍｇ濃度が高過ぎると、ＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。したがって、Ｍｇ濃度は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。Ｍｇ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。

［ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下］
ＲＥＭも同様にＡｌ₂Ｏ₃を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、ＲＥＭ含有量が多過ぎると、鋼の清浄性を低下させ、鋼の靭性を劣化させる虞がある。したがって、ＲＥＭ濃度は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。ＲＥＭ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００３％以上である。なお、ＲＥＭとは、ＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。

［Ｂ：０％超０．００４０％以下］
Ｂは少量で鋼材の機械的特性を高める効果がある。一方、Ｂ含有量が多過ぎると効果が飽和し、また鋳造時に割れが発生し易くなる。したがって、Ｂ濃度は０．００４０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、機械的特性を高める効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００１％以上である。

次に、本発明の実施例について説明する。なお、本実施例で示すデータは単に本発明を適用した事例の一例を示したものであり、これにより本発明の適用範囲が限定されるものではない。

電気炉にて溶鋼を溶製してその後２次精錬を行い、表４に示す溶鋼を得た。そして、タンディッシュを経て溶鋼を鋳型に流し込み、鋳型から出た鋳片を冷却し、曲率半径１２．０ｍの湾曲型の連続鋳造機（５点矯正型）を用いて幅２０００ｍｍ×厚み２５０ｍｍの鋳片を製造した。このとき、スプレー冷却装置の水量を調整し、復熱を制御することにより冷却到達温度Ｔ₁および復熱到達温度Ｔ₂を変動させた。また、鋳造速度は０．８～１．５ｍ／ｍｉｎであった。その後、鋳片をガス切断機にて５．０±０．２ｍ長さに切断後、表面の観察に供し、鋳片の表面割れの評価は、鋳片表面を酸洗後、磁粉探傷試験により行った。

なお、鋳片の表面温度は、連続鋳造機内の湾曲部外周側に設置した複数の放射温度計により測定した。この実測値とともに冷却水やロールによる抜熱条件を与えて伝熱凝固解析を行い、鋳片の表面温度分布を求め、湾曲部内周側の長辺面のうち幅方向の中央部の表面温度を代表温度とした。その際、伝熱計算で求めた表面温度と放射温度計から得られた実測値の間に２０℃以上の乖離がなかったこと、および鋳型出側以降の鋳片表面温度はいずれの位置においても１２５０℃を超えなかったことを確認した。この計算結果から、鋳片のある位置が鋳型から出た時間を０とし、矯正点に至るまでの温度グラフを描画し、鋼中Ｃｕ、Ｓｎ成分により定められる温度Ｔ_b以上にある時間ｔ_bを読み取った。

実験結果を表５に示す。表５において、割れがないものを○印、割れの数が鋳片長さ１ｍあたり軽微なものが１０箇所以下であったものを△印、いずれにも該当しないものを×印で表した。水準１～１６はいずれも冷却到達温度Ｔ₁がＡｒ₁点以下で、かつ温度Ｔ_b以上となる時間が１８０秒以内であったことから、いずれも割れ発生のない良好な表面品位の鋳片を得た。

一方、比較例の水準１７～２２はいずれも冷却到達温度Ｔ₁がＡｒ₁点よりも高かったため、いずれも鋳片表面に割れを呈した。また、比較例の水準２３～３１はいずれも温度Ｔ_b以上となる時間が１８０秒を超えていたため、いずれも鋳片表面に割れを呈した。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
   Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下、
   Ｐ：０．０４０％以下、
   Ｓ：０．０３０％以下、
   Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下、
   Ｓｎ：０．００５％以上０．０５０％以下、
   Ｎｉ：０．１００％以下、および
   Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下、
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋳片を、湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
   鋳型から出てから矯正点に至るまでの間に、鋳片表面の最大温度がＡｒ₁点以下となるまで冷却して復熱させるステップを有し、前記復熱を開始してから前記矯正点に至るまで、前記鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔ_b（℃）以上となる時間ｔ_b（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御することを特徴とするＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
   Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔ_b＝１１３０℃、
   ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔ_b＝１１００℃、
   ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔ_b＝１０７０℃、
   ０．３５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．４００％の場合、Ｔ_b＝１０４０℃、
   ０．４００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．４５０％の場合、Ｔ_b＝１０１０℃、
   ０．４５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．５００％の場合、Ｔ_b＝９８０℃、
   Ｃｕ＿ｅｑ≧０．５００％の場合、Ｔ_b＝９５０℃、
   ここで、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］であり、［Ｃｕ］は前記鋳片でのＣｕ濃度（質量％）を表し、［Ｓｎ］は前記鋳片でのＳｎ濃度（質量％）を表す。
2. 前記鋳片はさらに、
   質量％で、
   Ａｌ：０％超０．１００％以下、
   Ｃｒ：０％超１．５０％以下、
   Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
   Ｔｉ：０％超０．０２０％以下、
   Ｖ：０％超０．２０％以下、
   Ｎｂ：０％超０．０３０％以下、
   Ｚｒ：０％超０．０１０％以下、
   Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
   Ｍｇ：０％超０．０１０％以下、
   ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下、および
   Ｂ：０％超０．００４０％以下、
   からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。