JP6136782B2 - 高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法に関し、特に、表面性状が良好な横断面形状が円形の鋳片を連続鋳造することを可能とする連続鋳造方法に関する。

油井管やラインパイプ等の用途に用いられる継目無鋼管（以下、単に「鋼管」という。）は、横断面形状が円形の鋳片（以下「丸鋳片」ともいう。）を素材とし、この丸鋳片をユジーン製管法やマンネスマン製管法等によって中空の素管に加工し、その後、その素管を熱処理したり、場合によっては抽伸したりして製造される。

丸鋳片としては、横断面形状が矩形の連続鋳造鋳片（以下「矩形鋳片」という。）を分塊圧延して得られたものや、内壁面の横断面形状が円形の鋳型（以下「円形断面鋳型」ともいう。）を用いて連続鋳造したままのものが挙げられる。

矩形鋳片を用いる場合、分塊圧延が必要であるため、得られた丸鋳片の両端には非定常部が形成される。非定常部はクロップとして切断する必要があり、丸鋳片の製造コスト悪化の一因となっている。

これに対して、円形断面鋳型を用いて連続鋳造された丸鋳片は、分塊圧延を要しないことから、矩形鋳片を分塊圧延して得られた丸鋳片に比べて素材コストが安価である。そのため、連続鋳造したままの丸鋳片を素材として用い、不良箇所の発生なく鋼管を製造することが望ましい。

しかし、連続鋳造ままの丸鋳片は、矩形鋳片を分塊圧延して得られた丸鋳片に比べて表面性状が不良となりやすい。

内壁面の横断面形状が矩形の鋳型（矩形断面鋳型）で連続鋳造する場合には、鋳片に形成される凝固殻は横断面形状が矩形であることから、凝固殻の横断面形状が円形である場合に比べて溶鋼静圧によるバルジングが起こりやすい。そのため、凝固収縮に伴って凝固殻が変形して鋳型と凝固殻とが乖離しても、凝固殻がバルジングして、すぐに鋳型と再び密着する。

一方、円形断面鋳型を用いて連続鋳造する場合、鋳片に形成される凝固殻の横断面形状が円形であるため、バルジングが起こりにくい。すると、鋳型と凝固殻とが乖離した場合に、その乖離が維持され、鋳片の鋳型から乖離した部分では冷却が遅れる。冷却が遅れた部分では縦割れやディプレッション、かぶれ疵が発生しやすく、表面性状が不良となりやすい。

特に、溶鋼のＣｒ含有率が高い高Ｃｒ鋼の場合、円形断面鋳型を用いると、より表面性状が不良となりやすい。これは、鋼はＣｒ含有率が高いほど高温強度が高くなるため、凝固収縮により変形した凝固殻がよりバルジングしにくくなるためである。

高Ｃｒ鋼の中でもＮｉ含有率が高い場合にはさらに表面性状が不良となりやすい。これは、Ｎｉ含有率が高いほど、初晶としてまたは凝固過程においてオーステナイト相が晶出しやすいことに起因する。オーステナイト相はフェライト相と比較して密度が高いため、オーステナイト相が晶出すると、フェライト相が晶出した場合と比較して凝固収縮が大きく、鋳型と凝固殻とが乖離しやすい。

縦割れのない丸鋳片の製造方法として、特許文献１では、鋳型の内壁面上端が６角形以上の多角形であり、下端に向けて円形に変化する鋳型が提案されている。特許文献２には、鋳型の内壁面上部が楕円であり、下端に向けて円形に変化する鋳型が提案されている。また、特許文献２には、凝固殻の鋳型内壁面からの乖離を防止し、かつ凝固殻に座屈を発生させないため、鋳型に設けるテーパの量を鋳型の長さ１ｍあたり３％以下とすることが望ましいとされている。

特許文献３には、Ｃ：０．０４〜０．６０％、Ｍｎ：１．０〜１．７％を含有する高炭素、高Ｍｎ鋼の溶鋼から丸鋳片を連続鋳造する際に縦割れの発生を抑制する方法として、メニスカスにおけるテーパ量が４．０〜１９．０％／ｍで、メニスカス下４００ｍｍから鋳型下端における平均テーパ量が０．４〜０．７％／ｍである鋳型を用いることが記載されている。

しかし、特許文献１および２で提案された方法のように、上端部と下端部との間で内壁面の横断面形状が変化する鋳型を用いた場合、凝固殻に変形に伴う応力が加わる。そのため、これらの方法を高温強度の高い高Ｃｒ鋼に適用した場合、凝固殻の座屈を引き起こしやすく、鋳型と凝固殻との乖離が生じたときにはその乖離がより広がりやすいという問題がある。

また、特許文献２では、鋳型のテーパ量を３％／ｍ以下とすることが望ましいとされているが、高Ｃｒ鋼の鋳造において、テーパ量が３％／ｍ以下では鋳型と凝固殻との乖離の発生を抑制することができない。

特許文献３では、テーパの大きい鋳型を用いることが記載されているが、同文献ではＣとＭｎの含有率によって変化する凝固モードに応じたテーパとする鋳造方法が記載されているに過ぎず、高Ｃｒ鋼の鋳造については着目されていない。

特開平６−２６９９０３号公報 特開昭６４−７５１４５号公報 特開平９−３１４２８７号公報

上述のように、Ｃｒ含有率が高い鋼の場合、高い高温強度のため凝固収縮に伴って鋳型と凝固殻との乖離が生じやすく、表面性状が不良となりやすいという問題がある。

本発明はこの問題に鑑みてなされたものであり、縦割れやディプレッション、かぶれ疵の発生が抑制され、表面性状が良好な高Ｃｒ鋼の丸鋳片を製造することが可能な連続鋳造方法を提供することを目的とする。

上述のように、メニスカスにおけるテーパを大きくした鋳型を用いることにより、鋳型と凝固殻とを密着させ、縦割れ等の発生を抑制することができる。ただし、高温強度の低い炭素鋼であれば、凝固収縮による凝固殻の多少の変形は、丸鋳片でも溶鋼静圧によって元に戻るのに対して、高温強度の高い高Ｃｒ鋼では、溶鋼静圧では凝固殻の形状はほとんど変化しない。そのため、高Ｃｒ鋼を鋳造する場合に使用する鋳型のテーパは、炭素鋼を鋳造する場合と比べて大幅に大きくする必要がある。

また、本発明者らが検討したところ、高Ｃｒ鋼の鋳造において用いる鋳型のテーパを大きくするだけでは丸鋳片の縦割れ等の発生を抑制できず、さらに内壁面の直径（内径）が所定の範囲の鋳型および凝固点が所定の温度範囲のモールドフラックスを使用する必要があることを知見した。

本発明は、この知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、下記の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法にある。

内壁面の横断面形状が円形の鋳型を用い、Ｃｒ含有率が８質量％以上、３０質量％以下の溶鋼を丸鋳片に連続鋳造する方法であって、前記鋳型の前記内壁面が下方ほど次第に縮小し、鋳造方向に沿った単位長さあたりの内径変化率がメニスカスにおいて５〜３２％／ｍで、メニスカスより下方における内径変化率はメニスカスにおける内径変化率よりも小さく、前記鋳型の下端部における内径が１６０〜４００ｍｍであり、凝固点が１１００〜１２６０℃のモールドフラックスを用い、鋳造速度を０．３〜２．５ｍ／ｍｉｎとすることを特徴とする高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法。

本発明の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法では、高Ｃｒ鋼の溶鋼が下記（１）式を満足する条件でＮｉを含有する場合に、上記の鋳型およびモールドフラックスを使用し、鋳造速度を上記範囲とすることによる鋳片の表面性状の改善幅が大きい。
［Ｃｒ］／［Ｎｉ］≦２．５ …（１）
ここで、［Ｃｒ］および［Ｎｉ］は、それぞれ溶鋼中におけるＣｒおよびＮｉの含有率（質量％）である。

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

本発明の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法によれば、鋼のＣｒ含有率が高い場合であっても表面性状が良好な丸鋳片を製造することが可能である。

実施例の試験結果として、鋳型の内径変化率および鋳造速度と、表面性状との関係を示す図である。

本発明の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法では、内壁面の横断面形状が円形の鋳型（円形断面鋳型）を用い、鋳造に使用する溶鋼のＣｒ含有率を８％以上、３０％以下とする。鋳型は、内壁面が下方ほどテーパ状に次第に縮小するものとし、鋳造方向に沿った単位長さあたりの内径変化率をメニスカスにおいて５〜３２％／ｍとする。メニスカスより下方における内径変化率はメニスカスにおける内径変化率よりも小さくする。また、鋳型の下端部における内径を１６０〜４００ｍｍとする。さらに、鋳型内の溶鋼のメニスカス上に配置するモールドフラックスとして凝固点が１１００〜１２６０℃のものを用い、鋳造速度を０．３〜２．５ｍ／ｍｉｎとする。これにより、鋳型と凝固殻との乖離を抑制することができ、表面性状が良好な鋳片が得られる。以下、上記各項目を規定した理由について説明する。

（１）鋳型の内径変化率
メニスカスにおける、鋳造方向に沿った単位長さあたりの鋳型の内径変化率が５％／ｍ未満では、鋳型と凝固殻との乖離を抑制できず、３２％／ｍよりも高いと凝固殻の座屈が生じる。そのため、メニスカスにおける内径変化率を５〜３２％／ｍとする。メニスカスにおける内径変化率は、６〜２５％／ｍが望ましい。メニスカスより下方における内径変化率はメニスカスにおける内径変化率よりも小さくする。メニスカスから１５ｍｍ以上下方における内径変化率は２〜６％／ｍが望ましく、４０ｍｍ以上下方における内径変化率は１〜５％／ｍが望ましい。

（２）鋳型の内径
鋳型の下端部における内径が１６０ｍｍ未満では、鋳型内の溶鋼のメニスカスにおける熱の供給が少なすぎるため、溶鋼の凝固が促進され、鋳型と凝固殻の乖離が生じやすい。一方、鋳型の下端部における内径が４００ｍｍよりも大きいと、凝固殻の曲率半径が大きすぎるため、局所的に鋳型のテーパによる凝固殻の座屈が生じやすい。そのため、鋳型の下端部における内径を１６０〜４００ｍｍとする。鋳型の下端部における内径は、１７０〜３８０ｍｍが望ましい。

（３）モールドフラックスの凝固点
鋳型内の溶鋼のメニスカス上に配置するモールドフラックスの凝固点が１１００℃未満では、モールドフラックスによる溶鋼の緩冷却効果を十分に得ることができず、縦割れ等が発生し、丸鋳片の表面品質が低下する。一方、凝固点が１２６０℃よりも高いと、モールドフラックスが急速に凝固するため、鋳型と凝固殻との間の潤滑に必要な消費量を得ることが困難となり、丸鋳片の表面品質が低下する。そのため、凝固点が１１００〜１２６０℃のモールドフラックスを使用する。モールドフラックスは、凝固点が１１２０〜１２５０℃のものが望ましい。

（４）鋳造速度
鋳造速度が０．３ｍ／ｍｉｎ未満では、鋳型内への溶鋼の供給が不足し、鋳型内の溶鋼のメニスカスにおける熱の供給が少なすぎるため、溶鋼の凝固が促進され、鋳型と凝固殻の乖離が生じやすい。一方、鋳造速度が２．５ｍ／ｍｉｎよりも速いと凝固殻が薄くなり過ぎて、凝固殻の不均一成長を助長させる。凝固殻が不均一成長した場合、薄い部分に応力が集中してブレークアウトを生じさせる可能性がある。そのため、鋳造速度を０．３〜２．５ｍ／ｍｉｎとする。鋳造速度は、０．４〜２．０ｍ／ｍｉｎが望ましい。

（５）溶鋼の化学組成
上述のＣｒ含有率が８％以上、３０％以下の溶鋼に、下記（１）式を満足する条件でＮｉを含有させてもよい。Ｎｉを含有させた溶鋼において、下記（１）式を満足する場合に、本発明で規定する鋳型およびモールドフラックスを使用し、鋳造速度を本発明で規定する範囲とすることによる鋳片の表面性状の改善幅が大きい。
［Ｃｒ］／［Ｎｉ］≦２．５ …（１）
ここで、［Ｃｒ］および［Ｎｉ］は、それぞれ溶鋼中におけるＣｒおよびＮｉの含有率（質量％）である。

上記（１）式を満足する場合、すなわち［Ｃｒ］／［Ｎｉ］の値が２．５以下である場合には、初晶としてまたは凝固過程においてオーステナイト相が主に晶出するため、［Ｃｒ］／［Ｎｉ］の値が２．５より大きい場合と比較して鋳型と凝固殻とが乖離しやすい。これは、オーステナイト相はフェライト相と比較して密度が高いため、フェライト相に対するオーステナイト相の割合が高いほど、凝固収縮が大きいことに起因する。

しかし、本発明によれば、［Ｃｒ］／［Ｎｉ］の値が２．５以下である場合にも、２．５より大きい場合と同様に、鋳型と凝固殻とを密着させることができ、表面性状が良好な鋳片が得られる。

そのため、上記（１）式を満足する場合には、本発明で規定する鋳型およびモールドフラックスを使用し、鋳造速度を本発明で規定する範囲とすることによる鋳片の表面性状の改善幅が大きい。

本発明の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法の効果を確認するため、以下の試験を行い、その結果を評価した。

１．試験方法
円形断面鋳型を備えた連続鋳造装置を用いて、丸鋳片を連続鋳造した。用いた鋼種は、表１に示す化学組成のものとした。いずれの鋼種とも、Ｃｒ含有率が本発明の規定する範囲を満たしている。

表２には、試験条件として、鋼種、［Ｃｒ］／［Ｎｉ］の値、鋳型の内径変化率、鋳型の下端部における内径、モールドフラックスの凝固点および鋳造速度を示した。

試験番号１〜３では鋼種Ａ、試験番号４では鋼種Ｂ、試験番号５〜９では鋼種Ｃ、試験番号１０〜１９では鋼種Ｄ、試験番号２０では鋼種Ｅ、試験番号２１では鋼種Ｆ、試験番号２２および２３では鋼種Ｇ、試験番号２４〜２６では鋼種Ｈ、試験番号２７〜２９では鋼種Ｉの溶鋼を用いた。

試験番号５、１９、２０および２７は、鋳型の内径変化率が本発明の規定を満足しない比較例である。試験番号１５および２９は、鋳型の下端部における内径が本発明の規定を満足しない比較例である。試験番号２および１３は、モールドフラックスの凝固点が本発明の規定を満足しない比較例である。試験番号２４は、鋳造速度が本発明の規定を満足しない比較例であるこれら以外の試験番号は、本発明の規定を満たす本発明例である。

２．試験結果
表２には、試験結果として、得られた鋳片の品質評価結果を示した。品質評価は、表面性状の評価、すなわち縦割れ、ディプレッションおよびかぶれ疵の発生状況の評価によって行った。同表において評価は優、良、不可および不能の４段階評価とし、それぞれの評価の意味は以下のとおりである。
優：縦割れ、ディプレッションおよびかぶれ疵がいずれも発生しないか、ディプレッションがグラインダーによる手入れを必要としない程度にわずかに発生した
良：縦割れ、ディプレッションおよびかぶれ疵が発生したものの、軽度であり、コストメリットがある範囲でのグラインダーによる手入れによって除去可能な程度であった
不可：重度の縦割れ、ディプレッションおよびかぶれ疵が発生し、グラインダーによる手入れによって除去しても、コストメリットがない程度であった
不能：重度の縦割れ、ディプレッションおよびかぶれ疵が発生し、連続鋳造の操業自体が困難であった

図１は、実施例の試験結果として、鋳型の内径変化率および鋳造速度と、表面性状との関係を示す図である。同図では、表２に示した鋳片の品質の４段階評価を記号（○、●、×および■）で示した。○は優、●は良、×は不可、■は不能を意味する。また、同図には、本発明で規定する鋳型の内径変化率および鋳造速度の範囲の境界を破線で示した。破線で囲まれた領域が、本発明の規定範囲である。

図１から、鋳型の内径変化率および鋳造速度が本発明の規定を満足しない場合、すなわち破線で囲まれた領域外では評価が不可または不能であることがわかる。また、破線で囲まれた領域内でも評価が不可または不能である場合があることから、鋳型の内径変化率および鋳造速度が本発明の規定を満足するだけでは良好な表面性状の鋳片が得られないことがわかる。

図１と表２から、鋳型の内径変化率および鋳造速度のみならず、鋳型の下端部における内径およびモールドフラックスの凝固点も本発明の規定を満足した場合のみ、評価が良または優と、良好な表面性状の鋳片が得られることがわかる。

また、表２に示すように、［Ｃｒ］／［Ｎｉ］の値が２．５よりも大きい鋼種（鋼種Ａ〜Ｃ）を使用した場合（試験番号１〜９）は、得られた鋳片の表面品質が、比較例の不可から本発明例の良または優に改善されたに過ぎないのに対して、［Ｃｒ］／［Ｎｉ］の値が２．５以下の鋼種（鋼種Ｄ〜Ｉ）を使用した場合（試験番号１０〜２９）は、比較例の不能または不可から本発明例の良または優に大幅に改善された。

本発明の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法によれば、鋼のＣｒ含有率が高い場合であっても表面性状が良好な丸鋳片を製造することが可能である。

Claims (2)

1. 内壁面の横断面形状が円形の鋳型を用い、Ｃｒ含有率が８質量％以上、３０質量％以下の溶鋼を丸鋳片に連続鋳造する方法であって、
   前記鋳型の前記内壁面が下方ほど次第に縮小し、鋳造方向に沿った単位長さあたりの内径変化率がメニスカスにおいて５〜３２％／ｍで、メニスカスより下方における内径変化率はメニスカスにおける内径変化率よりも小さく、
   前記鋳型の下端部における内径が１６０〜４００ｍｍであり、
   凝固点が１１００〜１２６０℃のモールドフラックスを用い、鋳造速度を０．３〜２．５ｍ／ｍｉｎとすることを特徴とする高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法。
2. 前記溶鋼が下記（１）式を満足する条件でＮｉを含有することを特徴とする請求項１に記載の高Ｃｒ鋼の連続鋳造方法。
   ［Ｃｒ］／［Ｎｉ］≦２．５ …（１）
   ここで、［Ｃｒ］および［Ｎｉ］は、それぞれ溶鋼中におけるＣｒおよびＮｉの含有率（質量％）である。

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