JP5206239B2 - 高ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋳造時に鋳片の表面近傍に発生するピンホール、およびこれに起因して圧延時に発生する表面疵を低減することができる、高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法に関する。

近年、化学プラントや海洋構造物などの産業用機器や構造物の大型化を目的として、構造用ステンレス鋼の強度向上の要請が増大している。これに対応して、窒素を添加し、その固溶強化作用によって強度の向上を図った鋼種が知られており、例えばＳＵＳ３０４Ｎ２、ＳＵＳ３０４ＬＮ、ＳＵＳ３１６Ｎ、ＳＵＳ３１６ＬＮなどのオーステナイト系ステンレス鋼がある。

このような窒素濃度を高めた鋼種の一部では、鋼中に窒素などのガス成分が過剰に含有されており、凝固時にそれらのガス成分が溶解度を超えた場合には針状のピンホールを発生することがある。このようなピンホールが存在すると、圧延時にピンホールが拡大して圧延後のビレット、コイル、製品などの表面疵の原因となるおそれがある。上記のようなピンホールの形成過程は、以下のように考えられる。

すなわち、長く伸びた針状のピンホールは、凝固の進行にともなって溶鋼中の溶存ガスが固相側の飽和溶解度を超え、液相側に排出されて気泡を形成し、凝固界面の進行にともなって溶存ガスが排出されながらその気泡を細長く成長させ、これが固相に捕捉されながら針状の形状を形成するものと考えられる。

図１は、従来の連続鋳造方法における針状のピンホールの形成過程を説明するための、鋳型内部周辺の縦断面模式図である。タンディッシュから供給された溶鋼３は、強制水冷された鋳型１の内部に挿入された浸漬ノズル２を通して鋳型１内に注入される。鋳型１の内部では、注入された溶鋼３のメニスカス４の上部にモールドパウダー６が添加され、モールドパウダー６が溶鋼と接する部分ではパウダー溶融層７が形成される。そして、溶鋼３は、鋳型１内を上部から下部に向かって引き抜かれ、鋳型１の内面に接する部分から、鋳型の内部に向かって成長する凝固シェル５を形成し、凝固シェル５はその厚さを順次増加してゆく。

凝固過程において、凝固シェル５と溶鋼３との界面近傍において水素の含有率がその溶解度を超えると、溶解しきれなくなった水素が溶鋼３側へ排出され、凝固シェル５の溶鋼３との界面に水素気泡８ａを形成する。そして、凝固界面の進行にともなって凝固シェル５に捕捉され、ピンホール８が生成する。さらに、凝固シェル５の形成が進行するとともに、凝固により溶解度を超えた溶存ガスの水素（［Ｈ］）や窒素（［Ｎ］）が逐次ピンホール８の内部に放出され（図中の記号Ａ）、ピンホール８が針状に成長する。

ここで、メニスカス４からある程度以上深い位置では、溶鋼の静圧が大きくなるため、溶鋼中への水素の溶解度が増大する。その結果、水素の気泡は発生しにくくなり、また発生したとしてもすぐに縮小または消失するので（図中の記号Ｂ）、ピンホール８の発生および成長は抑制され、針状のピンホール８の成長は、鋳片表面に対して垂直な方向に約１０ｍｍの長さで停止する。

鋳片の表層部においてピンホールが存在すると、鋳造後の分塊工程で鋳片を圧延した際に、圧延方向に伸びた筋状の表面疵が発生しやすい。このような疵は、その後の圧延においても残存または拡大するため、製品は表面疵を有するものとなる。そのため、分塊圧延ビレットの段階で製品の疵を予防するための手入れを行う必要が生じ、この手入れにともなう歩留まりの低下やコストの増大が問題となっていた。

そのため、鋳片の表層部におけるピンホールの発生を防止するために、特許文献１では、凝固過程で一旦δ相を生成し、そのδ相における窒素溶解度を超える窒素含有率を有するステンレス鋼または高合金鋼を鋳造する方法において、溶鋼中の水素含有率を１０ｐｐｍ未満とし、硫黄含有率を２０ｐｐｍ未満とする方法が開示されている。

この方法は、下記の技術的思想に基づくものである。すなわち、凝固過程で生成したδ相において、水素の含有率がその溶解度を超えると、水素の気泡が形成され、その気泡の内部には窒素も容易に放出されるため、凝固の進行にともないピンホールが針状に成長する。これに対して、水素の含有率が低いと、窒素ガスの放出を受け入れる水素気泡が形成されないため、窒素の含有率が高くても、容易にはピンホールが形成されないとの思想に基づくものである。なお、水素の含有率はもともと窒素含有率に比べて低いため、窒素含有率が低い鋼種では、水素含有率のみが高くても、問題となるような大きさのピンホールにまで成長しない。

また、特許文献２には、浸漬ノズルの内部への介在物の付着防止のために、浸漬ノズルに吹き込まれるアルゴンガスの気泡等に起因する欠陥を防止する方法が開示されている。この方法は、鋳型に注湯した溶鋼に、電磁攪拌を付与して旋回流を形成することによって、凝固シェルの表面に気泡が捕捉され、ほぼ球形のピンホールが形成されるのを防止しながら鋳造するステンレス鋼の鋳造方法である。

特開２００７−２７５９０３号公報（特許請求の範囲および段落［００２２］〜［００３８］） 特開２００４−９８０８２号公報（特許請求の範囲、段落［０００３］、［０００９］、［００１０］および［００２１］）

前記の従来のピンホールの生成防止方法には下記の問題があった。すなわち、本発明者らの検討によれば、水素含有率と硫黄含有率の調整を行う特許文献１に開示された方法では、高Ｎ含有二相ステンレス鋼の鋳塊から得られたビレットの外表面を片側で平均２．７ｍｍ程度研削しても、最終製品においてピンホールに起因する表面疵が残存する場合のあることがわかった。つまり、特許文献１で開示された方法においても、鋳塊の表面に垂直な方向への、針状のピンホールの成長が充分に抑制されていないことが判明した。

また、溶鋼中の水素含有率をδ相における水素の溶解度に近い６．７ｐｐｍ以下にすれば、ピンホールの発生を抑制できることは明らかとなったが、この水準にまで水素の含有率を低下させるのは、製造コストを上昇させ、生産性を悪化させる等の面で問題がある。

また、特許文献２で発生抑制の対象とする気泡は、浸漬ノズルに吹き込んだアルゴンガスが凝固シェルに捕捉されて生成する気泡であり、この気泡は、高Ｎ含有二相ステンレス鋼において問題となる、上述の水素および窒素に起因する針状のピンホールとは、生成過程が異なり、本発明が対象とする課題解決の参考とはならない。

本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、高Ｎ含有二相ステンレス鋼において、水素含有率を大幅に低減させなくても、ビレット外面の研削によりピンホール欠陥を容易に除去できる程度にまで、ピンホールの生成および成長を抑制することができる連続鋳造方法を提供することを目的としている。

上記の目的を達成するために、本発明者らは、高Ｎ含有二相ステンレス鋼の鋳造試験を繰り返し行い、溶鋼中の水素含有率および溶鋼の電磁攪拌を主体とする鋳造条件について検討を行った。その結果、下記の（ａ）および（ｂ）に示す知見を得て、本発明を完成させた。

（ａ）前述のとおり、凝固過程でδ相が生成し、水素含有率がその溶解度を超えると、溶解しきれない水素が凝固シェルの凝固界面から液相側に排出されて凝固界面に水素気泡が形成される。その気泡内部に窒素も放出されて気泡が成長し、これが凝固界面の進行にともなって固相に捕捉されながら針状のピンホールを形成する。

このとき、鋳型内のメニスカス近傍において溶鋼を電磁攪拌し、凝固シェル前面の液相（溶鋼）を攪拌することにより、凝固界面の液相側に濃化されやすい水素などの気体成分を分散させ、気泡の生成を抑制するとともに、生成した気泡をいち早く凝固界面から離脱させて、針状ピンホールの形成を抑制することができる。

（ｂ）溶鋼の電磁攪拌を行わない場合に、ピンホールの発生を抑制するには、溶鋼中の水素含有率を、δ相中での水素の溶解度に近い６．７ｐｐｍ以下にまで低下させる必要がある。これに対して、溶鋼に適度の電磁攪拌を付与することにより、溶鋼中の水素含有率を上記６．７ｐｐｍよりも高い８．３ｐｐｍ以下に低下させる程度であっても、針状のピンホールの発生を抑制することができる。

本発明は、上記の知見（ａ）および（ｂ）に基づいてなされたものであり、その要旨は下記の高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法にある。

質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．２２〜０．３４％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｗ：１．０〜３．０％およびＢ：０．００１〜０．００４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる高Ｎ含有二相ステンレス鋼を連続鋳造する方法であって、不純物である水素の含有率を６．７ｐｐｍよりも高く、８．３ｐｐｍ以下とし、かつ、鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を、水平面内において１０〜６０ｃｍ／ｓの範囲内の流速で周回する方向に電磁攪拌することを特徴とする高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法。

本発明において、「メニスカス近傍の溶鋼」とは、メニスカスから下方に１６５〜４４５ｃｍの領域内の溶鋼を意味する。

また、「周回する溶鋼の流速」とは、周回する溶鋼の水平方向の流速を意味する。例えば、鋳型内電磁攪拌時の電流値と鋳片の横断面サンプル表層部におけるデンドライト偏向角と凝固速度および溶鋼流速との間の関係式を予め求めておくことにより、操業時の電磁攪拌時の電流値が決まれば、溶鋼流速を求めることができる。

以下の説明では、鋼の成分組成についての「質量％（ｍａｓｓ％）」を、単に「％」とも表記する。

本発明の高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法によれば、鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を水平面内において適正範囲の流速で周回する方向に電磁攪拌することにより、針状ピンホールの形成を抑制できるので、鋼中の水素濃度をδ相での溶解度以下にまで低減しなくても、ピンホールの発生を抑制することができ、鋳片、鋳片を圧延したビレットおよびビレットを圧延した製品の表面疵を低減させることができる。

本発明の連続鋳造方法は、前記のとおり、所定範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｕ、ＷおよびＢを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる高Ｎ含有二相ステンレス鋼を連続鋳造する方法であって、不純物である水素の含有率を６．７ｐｐｍよりも高く、８．３ｐｐｍ以下とし、かつ、鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を、水平面内において適正範囲の流速で周回する方向に電磁攪拌を行う高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法である。以下、本発明の鋳造方法について詳細に説明する。

１．表面疵発生の抑制機構
１−１．溶鋼の電磁攪拌の作用
図２は、本発明の連続鋳造方法における針状ピンホールの形成抑制機構を説明するための、鋳型内部周辺の縦断面模式図である。図中の記号は、図１における説明と同様である。

前記図１の場合と同様に、凝固過程で凝固シェル（δ相）５が生成し、水素含有率がその溶解度を超えると、溶解しきれない水素（［Ｈ］）が凝固シェル５の凝固界面から液相側に排出されて凝固界面に水素気泡８ａが形成される。

このとき、鋳型内のメニスカス４近傍において溶鋼３を鋳型内電磁攪拌装置９により電磁攪拌（以下、「鋳型内電磁攪拌」または「Ｍ−ＥＭＳ」とも記す）し、凝固シェル５前面の溶鋼３を攪拌すると、凝固界面の液相側（溶鋼３側）に濃化されやすい水素（［Ｈ］）などの気体成分は凝固界面から遠ざかる方向に分散され（図中の記号Ｃ）、凝固界面近傍の液相側における水素などの気体成分の濃化は緩和される。その結果、凝固界面近傍において気体成分の濃度が溶鋼中における気体の溶解度を超える可能性は小さくなり、凝固界面における気泡の生成は抑制される。

また、たとえ、凝固界面において水素気泡８ａが生成したとしても、電磁攪拌により溶鋼３が攪拌されているので、水素気泡８ａは、凝固界面からいち早く離脱する（図中の記号Ｄ）。したがって、その気泡内に水素や窒素が放出されることにより気泡が成長し、凝固界面の進行にともなって、この気泡が凝固シェル５内に捕捉されて針状ピンホール８を形成する可能性は小さくなる。つまり、針状ピンホール８の形成が抑制されるのである。

上記のように、針状ピンホールの形成が抑制される結果、圧延時にピンホールが起点となって形成される製品の表面疵の発生も抑制される。

１−２．鋼中の水素含有率の上限値
前記のように溶鋼の電磁攪拌を行うことにより、針状ピンホールの形成を抑制することができることが明らかとなった。この針状ピンホールの形成抑制作用により、溶鋼中の水素含有率の許容範囲を下記のとおり、緩和（上昇）させることができる。

すなわち、連続鋳造過程で溶鋼の電磁攪拌を行わない場合に、ピンホールの発生を抑制するには、溶鋼中の水素含有率を、δ相中における水素の溶解度に近い６．７ｐｐｍ以下にまで低下させる必要がある。これに対して、溶鋼に適度の電磁攪拌を付与し、溶鋼を攪拌すると、凝固界面の液相側に濃化されやすい水素などの気体成分が分散され、凝固界面近傍において気体成分の濃度が溶鋼中における気体の溶解度を超える可能性は小さくなるので、溶鋼中の水素含有率の上限値を上記の６．７ｐｐｍよりも高い８．３ｐｐｍまで上昇させても、針状のピンホールの発生を抑制することができる。

２．溶鋼流速および鋼組成の適正範囲など
２−１．溶鋼流速の適正範囲
鋳型内のメニスカス近傍において周回する溶鋼流速は、１０〜６０ｃｍ／ｓの範囲内とすることが適切である。

上記の溶鋼流速が１０ｃｍ／ｓ未満では、凝固界面の液相側に濃化されやすい水素などの気体成分の分散効果や、凝固界面において生成した気泡の離脱効果が得られない。一方、溶鋼流速が６０ｃｍ／ｓを超えて大きくなると、メニスカスの湯面変動が大きくなるなどの理由により、ノロ噛み（モールドパウダー噛み込み）起因の鋳片表面疵発生などのディメリットが発生する。

２−２．鋼の成分組成の範囲
以下に、本発明において鋼の成分組成を前記のとおり限定した理由および好ましい範囲について説明する。

Ｃ：０．０３％以下
Ｃは、オーステナイト相を安定化させるのに有効な元素であるが、その含有率が０．０３％を超えて高くなると、Ｃｒの炭化物が析出しやすくなって耐粒界腐食性が低下する。このため、本発明ではその含有率を０．０３％以下とした。Ｃ含有率の好ましい下限は、機械的特性を確保する観点から０．０１２％である。

Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、鋼の精錬過程で脱酸剤として作用し、また、鋼の耐水蒸気酸化性の改善に有効である。しかしながら、その含有率が１．０％を超えて高くなると加工性を害し、金属間化合物の生成を促進しやすくなり、熱間加工性を低下させる。一方、Ｓｉには鋼の強度を向上させる作用もあり、その効果ならびに脱酸および耐水蒸気酸化性の改善の効果を得るためには０．１％以上を含有させることが必要である。そこで、耐水蒸気酸化性の改善および強度向上の両効果を得るため、Ｓｉの含有率を０．１〜１．０％とした。Ｓｉ含有率の好ましい範囲は０．１５〜０．５％である。

Ｍｎ：１．２％以下
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善する作用を有する元素であるが、その含有率が１．２％を超えて高くなると、鋼を硬化させ、加工性の低下を招く。そこで、Ｍｎの含有率を１．２％以下とした。Ｍｎ含有率の好ましい下限は、０．４０％である。

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼の耐食性、靭性および熱間加工性に有害な不純物元素である。鋼中に不可避的に混入し、その含有率が０．０４％を超えて高くなると、粒界腐食が発生しやすくなる。そのため、Ｐの含有率を０．０４％以下とした。Ｐ含有率はできる限り少ない方がよい。

Ｓ：０．００２％以下
Ｓも、鋼の耐食性、靭性および熱間加工性に有害な不純物元素であり、鋼中に不可避的に混入して硫化物を形成する。その含有率が０．００２％を超えて高くなると、耐食性が低下する。そこで、Ｓの含有率を０．００２％以下とした。Ｓ含有率はできる限り少ない方がよい。

Ｃｒ：２０．０〜３０．０％
Ｃｒは、耐食性の維持およびＮの溶解度の向上に有効な元素であるが、その含有率が２０．０％未満では、必要な耐食性を確保することができない。一方、その含有率が３０．０％を超えて高くなると、金属間化合物の析出が顕著になり、オーステナイト組織の安定性が低下する。そのため、Ｃｒの含有率を２０．０〜３０．０％とした。Ｃｒ含有率の望ましい範囲は２３．５％〜２６．５％である。

Ｎｉ：５．０〜８．０％
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化させる元素であり、かつδ相（フェライト相）の析出抑制に寄与する。しかし、その含有率が５．０％未満では、フェライト相の割合が多くなりすぎて二相ステンレス鋼の特徴が消失する。また、フェライト相が多くなると、窒化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。一方、その含有率が８．０％を超えて高くなると、フェライト相の割合が少なくなり、二相ステンレス鋼としての特徴が薄れる。また、金属間化合物が析出し、靭性および加工性を損なう。そのため、オーステナイト相とフェライト相の比のバランスから、Ｎｉの含有率を５．０〜８．０％とした。Ｎｉ含有率の好ましい範囲は５．５〜７．５％である。

Ｍｏ：２．０〜４．０％
Ｍｏは、鋼中に固溶して強度を向上させる作用を有する固溶強化元素である。また、耐食性、特に耐孔食性および耐隙間腐食性を向上させるのにも有効である。しかしながら、その含有率が２．０％未満では、上記の効果は得られない。一方、その含有率が４．０％を超えて高くなると、金属間化合物が結晶粒界に析出し、靭性、加工性および耐粒界腐食性の劣化を招く。そのため、Ｍｏの含有率を２．０〜４．０％とした。

Ａｌ：０．００３〜０．０２０％
Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する元素である。その効果を得るためには、０．００３％以上を含有する必要がある。しかし、含有率が０．０２０％を超えて高くなると、ＡｌはＡｌＮとして析出し、靭性および耐食性の劣化を招く。そのため、Ａｌの含有率を０．００３〜０．０２０％とした。

Ｎ：０．２２〜０．３４％
Ｎは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなどのフェライト相生成元素を比較的多く含有する鋼の熱的安定性と耐食性とを向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有率が０．２２％未満では、これらの効果は得られない。一方、その含有率が０．３４％を超えて高くなると、熱間加工性が低下するのみならず、Ｃｒの窒化物が生成し、溶接部の靭性および耐食性が低下する。また、Ｎの含有率が溶鋼のＮの溶解度を超えると、気孔が発生する。そのため、Ｎの含有率を０．２２〜０．３４％とした。

Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは、オーステナイト組織を安定化させる作用を有する元素であり、また、鋼の耐酸化性および耐食性の改善に有効な元素である。これらの効果を得るためには０．１％以上の含有率が必要である。しかしながら、その含有率が１．０％を超えて高くなると、Ｆｅ中の固溶限度を超え、クリープ強度の低下および熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｃｕの含有率を０．１〜１．０％とした。

Ｗ：１．０〜３．０％
Ｗは、クリープ強度を向上させる作用を有する元素であり、耐食性、特に耐孔食性および耐隙間腐食性を向上させるのにも有効である。しかし、その含有率が１．０％未満では、その効果が小さく、３．０％を超えて高くなると、金属間化合物が析出し、靭性および加工性が損なわれる。そのため、Ｗの含有率を１．０〜３．０％とした。

Ｂ：０．００１〜０．００４％
Ｂは、強度およびクリープ強度の向上に有効であるとともに、Ｓが結晶粒界に偏析するのを抑制して熱間加工性を向上させる作用を有する元素である。しかし、その含有率が０．００１％未満では、十分な効果が得られず、０．００４％を超えて高くなると、溶接性、加工性および耐食性の劣化を招く。そこで、Ｂの含有率を０．００１〜０．００４％とした。

本発明の効果を確認するため、下記の連続鋳造試験を行うとともに、得られた鋳片、ビレットおよび鋼管の評価を行った。

１．鋳造条件
鋳造方式：湾曲式ブルーム連続鋳造機による連続鋳造。
鋳型内溶鋼の電磁攪拌：鋳型外周に配置した電磁攪拌装置により移動磁場を印加。
攪拌方向：鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を、水平面内において鋳型内を周回する
方向に攪拌。
攪拌強度：鋳型内メニスカス近傍における溶鋼の流速を、１０〜６０ｃｍ／ｓとし
た。溶鋼の流速は、電磁攪拌時の電流値より計算により求めた。
磁場印加条件：電磁攪拌コイルに流す電流値を６００Ａ（８４ｔｕｒｎ×６００Ａ
＝５０４００ＡＴ）、磁場回転周波数を１．５Ｈｚとした。
鋼組成：下記表１に記載の成分組成を有する鋼。
溶鋼温度：タンディッシュ内温度を１４７０〜１５３０℃とした。
鋳型寸法：厚さ３９０ｍｍ×幅７００ｍｍ。
鋳造速度：０．２５〜０．５５ｍ／ｍｉｎ。

また、鋼中の水素含有率を８．３ｐｐｍ以下とするための低水素量管理としては、水素の発生源となる石灰などのフラックス原料やタンディッシュパウダー、モールドパウダーなどの水分管理、タンディッシュやレードルなどの耐火物施工時に使用する耐火物の十分な乾燥による水分除去、および耐火物施工法の改良を実施した。また、モールドパウダーについては、アルミニウム製の容器内に乾燥剤入りで封入されたものを使用することにより、水分の低減を図った。

２．圧延および製管条件
このようにして製造された鋳片を素材として、圧延によりビレットを製造し、このビレットから鋼管を製造した。圧延条件は以下に示すとおりとした。

加熱条件：均熱炉により、約１３００℃に加熱。
圧延条件：分塊圧延。
ビレット形状：直径２５３〜３６０ｍｍφの丸ビレット（圧延比５．４〜２．９）。
製管条件：丸ビレットの外削後、ユジーン・セジュルネ法による熱間押し出し製管。
鋼管形状：外径８７〜２２２ｍｍφ、内径７．５〜３１ｍｍφ。

３．試験結果
上記条件で製造した連続鋳造鋳片、ビレットおよび鋼管について評価を行った。試験結果を、以下に示す。比較例として、前記表１に示す組成の溶鋼を用いて、鋳型内の電磁攪拌を行わずに鋳造した鋳片、ビレットおよび鋼管についての評価も行った。

（鋳片のピンホール評価）
上述の連続鋳造鋳片について、表面を片側当たり６ｍｍずつ、グラインダーにより研削した後、研削面の４００ｍｍ×４００ｍｍの領域についてさらにハンドグラインダーによりならし研削を行った。ならし研削を行った面に、速乾式現像法を用いた溶剤除去性染色浸透探傷検査（ダイチェック）を実施し、これによって検出されたピンホールの発生個数を目視によって計数した。

図３は、鋳片のピンホールの平均発生個数についての調査結果を示すグラフである。鋳型内電磁攪拌（Ｍ−ＥＭＳ）を行わなかった場合の針状ピンホールの発生個数が約９．７個（Ｎ数＝５６）であったのに対して、鋳型内電磁攪拌を行った場合は約３．５個（Ｎ数＝１４）であった。すなわち、鋳型内電磁攪拌を行うことにより、針状ピンホールの発生個数は大幅に減少し、鋳型内電磁攪拌を行わない場合の４０％以下となった。

（ビレットの表面疵深さの評価）
鋳片の圧延後、ビレットの目視検査を実施し、ビレット表面疵の発生状況を確認した。表面疵の多発したビレットは、軟化焼鈍した後、目視によって確認された表面疵の部位をハンドグラインダーによって研削して除去するとともに、その研削の深さをデプスゲージによって測定し、表面疵の深さとした。

図４は、ビレット表面の疵深さの調査結果を示すグラフである。鋳型内電磁攪拌を行わなかった場合のビレット表面疵の平均深さは４．１ｍｍ（Ｎ数＝２３）であったのに対して、鋳型内電磁攪拌を行った場合は２．６ｍｍ（Ｎ数＝９）であった。すなわち、鋳型内電磁攪拌を行うことにより、ビレットの表面疵の深さは、鋳型内電磁攪拌を行わない場合の約６０％にまで減少した。

（製管評価）
鋳片の圧延によって得られたビレットを、ユジーン・セジュルネ製管法を用いて製管し、抽伸後、得られた鋼管について、超音波探傷試験によって欠陥を調査した。欠陥が１個以上検出された鋼管の本数を、超音波探傷試験に供した鋼管の本数により除して百分率（％）を求め、これを外面欠陥発生率とした。

図５に、鋼管の外面欠陥発生率の調査結果を示す。鋳型内電磁攪拌を行わなかった場合の外面欠陥発生率は１５．８％であったのに対して、鋳型内電磁攪拌を行った場合には９．９％へと大幅に低下した。

（溶鋼中の水素含有率とビレット表面疵深さとの関係）
上記試験に加えて、溶鋼中の水素含有率を変化させて、鋳型内電磁攪拌を行った場合と行わない場合とについて連続鋳造試験を行い、溶鋼中の水素含有率（［Ｈ］）と圧延後のビレットの表面疵深さとの関係を調査した。

図６に、溶鋼中の水素含有率とビレット表面の疵深さとの関係を示す。同図の結果から、溶鋼中の水素含有率が低下するにともなってビレット表面疵深さは浅くなり、また、溶鋼中の水素含有率が同じ場合には、鋳型内電磁攪拌を行った場合の方が、ビレット表面疵深さが浅くなることがわかる。

製管工程後に鋼管の表面に疵が発生しないように、通常は、製管工程の前にビレットの外表面の研削を行っている。この場合、ビレットの外表面の研削深さは３．５ｍｍとしている。この外表面研削深さよりも、ビレット表面疵深さが深い場合には、最終製品である鋼管に表面疵の欠陥が発生することになる。

図６の結果によれば、鋳型内電磁攪拌を行わない場合に、ビレット表面疵深さを３．５ｍｍ以下に抑制するには、溶鋼中の水素含有率を６．７ｐｐｍ以下にまで低減しなければならないことがわかる。しかし、鋳型内電磁攪拌を行った場合には、溶鋼中の水素含有率を８．３ｐｐｍ以下とすることにより、ビレット表面疵深さを３．５ｍｍ以下に抑制できることが確認された。

本発明の高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法によれば、鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を水平面内において適正範囲の流速で周回する方向に電磁攪拌することにより、針状ピンホールの形成を抑制できるので、鋼中の水素濃度をδ相での溶解度以下にまで低減しなくても、ピンホールの発生を抑制することができ、鋳片、鋳片を圧延したビレットおよびビレットを圧延した製品の表面疵を低減させることができる。したがって、本発明の連続鋳造方法は、高品質の高Ｎ含有二相ステンレス鋳片、ひいては圧延製品を高歩留まりで得ることができる経済性に優れた方法として、広範に適用できる。

従来の連続鋳造方法における、針状のピンホールの形成過程を説明するための、鋳型内部周辺の縦断面模式図である。 本発明の連続鋳造方法における針状ピンホールの形成抑制機構を説明するための、鋳型内部周辺の縦断面模式図である。 鋳片のピンホールの平均発生個数についての調査結果を示すグラフである。 ビレット表面の疵深さの調査結果を示すグラフである。 鋼管の外面欠陥発生率の調査結果を示すグラフである。 溶鋼中の水素含有率とビレット表面の疵深さとの関係を示すグラフである。

符号の説明

１：鋳型、 ２：浸漬ノズル、 ３：溶鋼、 ４：メニスカス、 ５：凝固シェル、
６：モールドパウダー、 ７：パウダー溶融層、 ８：針状ピンホール、
８ａ：水素気泡、 ９：鋳型内電磁攪拌装置

Claims (1)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．２２〜０．３４％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｗ：１．０〜３．０％およびＢ：０．００１〜０．００４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる高Ｎ含有二相ステンレス鋼を連続鋳造する方法であって、
   不純物である水素の含有率を６．７ｐｐｍよりも高く、８．３ｐｐｍ以下とし、かつ、
   鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を、水平面内において１０〜６０ｃｍ／ｓの範囲内の流速で周回する方向に電磁攪拌することを特徴とする高Ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法。

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