JP6515291B2

JP6515291B2 - 鋼の連続鋳造方法

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Publication number: JP6515291B2
Application number: JP2015213676A
Authority: JP
Inventors: 水上　英夫; 英夫水上; 山田　健二; 健二山田; 原田　寛; 寛原田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-10-30
Filing date: 2015-10-30
Publication date: 2019-05-22
Anticipated expiration: 2035-10-30
Also published as: JP2017080787A

Description

本発明は、鋼の連続鋳造方法に関するものであり、特に鋳片厚み中心部の中心偏析の悪影響を低減することのできる、鋼の連続鋳造方法に関するものである。

鋼の連続鋳造中、鋳片内では主にデンドライト凝固が進行する。デンドライト凝固の固液界面では、平衡分配係数が小さい元素については、固相側で低濃度、液相側で高濃度となり、デンドライト樹芯で負偏析、隣接するデンドライト間隙部（樹間）で正偏析する。このようにデンドライト樹間で発生する成分偏析をミクロ偏析という。

鋳片の厚み中心部において、上面側と下面側からのデンドライト凝固が接触すると、鋳片厚み中心部の固相率（中心部固相率）が０以上の有限の数字となる。その後、凝固が進行するとともに中心部固相率が増大し、中心部固相率が１となった時点で鋳片の凝固が完了する。鋳片厚み中心部の凝固が開始してから中心部固相率が１となるまでの区間については、鋳片厚み中心部は固液共存領域であり、デンドライト樹間の液相部（未凝固溶鋼部）には成分のミクロ偏析が形成されている。このような状況で、鋳片がロール間バルジングし、あるいは鋳片の凝固収縮に伴って未凝固溶鋼が流動して中心部に集積すると、鋳片厚み中心部は特に成分偏析が激しくなり、マクロ偏析である中心偏析が発生する。中心偏析部に濃化する成分としては、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓなどが挙げられる。この中心偏析は、鋼板における例えば溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の靭性の低下や水素誘起割れの原因となり、特に極厚鋼板の場合に問題となる。

この中心偏析の抑制法として、鋳片厚み中心部の凝固末期の段階において鋳片を軽圧下することにより、凝固末期における凝固収縮による体積収縮分を補償して濃化溶鋼の流動を抑制することが有効である。このため、従来から圧下に関する様々な方法が提案されてきた。

特許文献１には、鋳片厚み中心部の固相率が０．４以下の時点から鋳片の軽圧下を開始して、鋳片厚み中心部が凝固完了するまで軽圧下を継続し、かつ軽圧下しつつ鋳片厚み中心部が凝固完了するまで鋳片表面を冷却して、この冷却による鋳片の熱収縮速度を０．２５〜１．０ｍｍ／ｍｉｎの範囲に制御することを特徴とする連続鋳造鋳片の中心偏析の低減技術が提案されている。

特許文献２には、連続鋳造鋳型より引き抜いた鋳片ストランドの引き抜き移動中に、それを両側に挟む金敷にて該鋳片ストランドの凝固完了点近傍に鍛圧加工を施すに当たり、鋳片ストランドの鋳造速度もしくは冷却速度を調整して鍛圧加工点におけるストランドの固相率を変化させることを特徴とする連続鋳造鋳片の偏析調整方法が開示されている。また、鋳片圧下点における固相率の許容範囲は０．５〜０．９５が好適であり、鋳造時間の経過とともに固相率を徐々に高めていくか、あるいは低くしていくような手法が有効であるとしている。

特許文献３には、炭素量が０．２〜０．５質量％であるスラブ鋳片を圧下ロールによって圧下しつつ連続鋳造し、その後の熱間圧延によって所定の関係を満足する鋼材を得るスラブ鋳片を製造するための連続鋳造設備であって、連続鋳造時におけるスラブ鋳片の圧下に際して、スラブ鋳片の中心部固相率が０．７となる位置から下流側５ｍまでの範囲を圧下領域とすると共に、この圧下有効領域にはロール径が５３０ｍｍ以上で軸方向に一体的に形成された圧下ロールを１対以上配置し、鋳片への総圧下量が１３ｍｍ以上となるように構成したものであることを特徴とする連続鋳造設備に関する技術が記載されている。しかしながら、炭素量が０．２質量％未満であるスラブ鋳片に関する記述はなく、他の成分についての記述もない。

鋳片における成分のミクロ偏析やマクロ偏析が、その後の圧延段階まで残存していると、前述のとおり、鋳片の靭性の低下や水素誘起割れの原因となり特に極厚鋼板の場合に問題となる。熱間圧延前に鋳片を加熱する加熱時に、偏析成分が拡散で解消できれば、偏析の問題は解決する。しかし、中心偏析などのマクロ偏析は、偏析部の径が大きいため、熱間圧延前の加熱で解消することは困難である。また、特許文献４に記載のように、鋳片厚み中心部以外の部分に形成されるデンドライト樹間のミクロ偏析についても、通常の熱間圧延前の加熱温度及び時間の範囲では、拡散によって解消することができず、その後の熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経ても偏析が残存することが明らかとなった。

また、鋳片の凝固組織は冷却速度に依存するため、鋼の成分が同一である場合には、冷却速度を速くすればデンドライト１次アーム間隔を小さくすることができる。しかし、極厚鋼板用鋳片のように鋳片の厚さが大きくなると、凝固シェル自体が熱伝導律速となり、鋳片内部の冷却速度を速めることができない。このため、鋳片表面の冷却速度を速くして製造した極厚鋼板では、鋳片表層のデンドライトは小さいものの、鋳片の厚さ方向の中心に向かってデンドライト１次アーム間隔が大きくなり、鋳片の厚さ方向の中心近傍ではデンドライトの１次アーム間隔が数ｍｍに達する場合もある。このように、鋳片の表層部と中心近傍とではデンドライト１次アーム間隔の大きさの差が著しく、中心近傍ではデンドライト樹間のミクロ偏析も増大するので、加熱処理および熱間圧延工程を経てもこの差の影響による溶質元素の濃度の不均一さを解消することができない。デンドライト樹間のミクロ偏析が増大することに呼応し、中心偏析部のマクロ偏析度合も増大することとなる。極厚鋼板用の鋳片の場合、このようなデンドライトの大きさの差が特に顕著であり、この鋳片から得られた極厚鋼板は、部位によって機械的特性が異なり、不均一な状態となる。

特許文献４に記載の発明は、溶鋼中に界面活性元素であるＢｉを０．０００１％以上０．０５％以下の範囲で含有することにより、溶鋼とデンドライトとの固液界面エネルギーを低減させ、連続鋳造鋳片の表層から１０ｍｍの範囲内におけるデンドライトの１次アームの間隔が３００μｍ以下とすること、その結果として、デンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率と鋳片の平均Ｍｎ含有率の比を２．５以下とすることを特徴とする高強度鋼板用の連続鋳造鋳片の製造技術が提案されている。Ｍｎはデンドライトアームの間隙に濃化するが、連続鋳造後の加熱工程で拡散によりアーム間隔のＭｎ濃度は低下する。しかしながら、鋳片厚み中心部の凝固組織を微細化するためには厚み中心部のみに必要な濃度のＢｉを添加すればよいが、特許文献４の技術は溶鋼全体に均一に添加することを想定している。

特開２００１−１３８０２１号公報特開平５−１５４６３３号公報特開２００９−２５５１７３号公報特開２０１１−１６７６９８号公報

前述のように、連続鋳造鋳片は厚み中心部に中心偏析が存在するとともに、この領域の冷却速度が小さいことから凝固組織であるデンドライトのサイズ（１次アーム間隔）も大きくなり、ミクロ偏析も顕著になる。従来の技術では、中心偏析を抑制するため連続鋳造工程で軽圧下が行われてきた。ただし、この軽圧下では中心偏析は抑制されるものの、鋳片厚み中心部には粗大なデンドライトが残存したままである。

本発明は、軽圧下を行える設備を用いて連続鋳造を行う場合に、特許文献４の場合ほどＢｉを添加しなくても、鋳片厚み中心部のデンドライト１次アーム間隔を微細化し、中心偏析をも低減して、鋼の靱性をはじめとする品質を向上することのできる鋼の連続鋳造方法を提供することを目的とする。

即ち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４％〜０．３５％、Ｓｉ：０．００５％〜３．０％、Ｍｎ：０．１％〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０００２〜０．００２％、Ａｌ：０．０００５〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｏ：０．０００１〜０．０１％を含有し、Ｂｉ濃度が０．０００１％以上０．００１０％未満であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼の連続鋳造方法であって、鋳片厚み中心部の固相率（以下「中心部固相率」という。）が０．３未満の時点で軽圧下を開始して、中心部固相率が０．３以上０．９６以下の範囲で軽圧下を完了することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
（２）鋼成分は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＢ：０．０００４〜０．００４％のうち１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の鋼の連続鋳造方法。
（３）鋳片厚み中心部付近のＭｎ最大偏析部における平均Ｂｉ濃度が０．００１５％以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の鋼の連続鋳造方法。

本発明の鋼の連続鋳造方法は、溶鋼中に添加するＢｉ濃度を０．０００１％から０．００１０％未満とし、中心部固相率が０．３未満の時点で軽圧下を開始して、中心部固相率が０．３以上０．９６以下の範囲で軽圧下を完了することにより、中心偏析部におけるＢｉ濃度を０．００１５％以上として、中心偏析部付近のデンドライト１次アーム間隔を微細化して偏析を軽減し、この鋳片から製造した製品の靱性を向上することができる。

特許文献４に記載のように、界面活性元素であるＢｉを０．０００１％以上０．０５％以下の範囲で溶鋼中に添加することにより、連続鋳造鋳片の表層から１０ｍｍの範囲内におけるデンドライトの１次アームの間隔を３００μｍ以下とすることができる。一方、Ｂｉ添加によって鋳片厚み中心部のデンドライト１次アーム間隔を微細化し、さらに中心偏析を軽減するためには、鋳片厚み中心部におけるＢｉ濃度を０．００１５質量％以上とすることが必要であると判明した。しかし、Ｂｉは高価であり、鋳片厚み方向全体にわたってＢｉ濃度が０．００１５質量％となるようにＢｉを添加すると、鋳片製造コストの増大を来すこととなる。

連続鋳造鋳片の中心偏析を低減するために、鋳片厚み中心部に固液が共存する領域で軽圧下を行うことは有効であり、本発明の鋼の連続鋳造方法においても軽圧下の実施を前提とする。軽圧下の効果を十分に発揮して中心偏析部の偏析を低減するためには、鋳片厚み中心部の固液共存領域から完全凝固部に至るまでを軽圧下する必要がある。Ｂｉも偏析元素であり、中心偏析部にＢｉも正偏析する。軽圧下を行うことにより、鋳片厚み中心部のＢｉ偏析も低減することができる。これに対して本発明では、完全凝固部よりも手前側で軽圧下を終了して中心偏析低減効果を不十分なものとすることにより、意図的に鋳片厚み中心部にＢｉを濃化させることを着想した。鋳片厚み中心部のデンドライト１次アーム間隔を微細化し、中心偏析を軽減するためには、主に中心偏析が生成する領域においてＢｉ濃度を０．００１５質量％以上とすればいいのであるから、軽圧下を意図的に不十分に実施して中心偏析領域のＢｉ濃度を０．００１５質量％以上に濃化させることができれば、本発明の目的を達成することとなる。

そこで、溶鋼中のＢｉ濃度を０．００１０質量％未満の範囲とした上で、軽圧下の条件を種々変更して、鋳片厚み中心部におけるＢｉ濃度と、同じく鋳片厚み中心部のデンドライト１次アーム間隔及びＭｎの偏析状況について評価した。その結果、軽圧下を終了する位置の中心部固相率が０．９６を超えて下流側まで至ると、軽圧下の効果が効き過ぎるため、中心偏析部のＢｉ濃度を０．００１５質量％以上とすることが困難であった一方、軽圧下を終了する位置の中心部固相率が０．３以上０．９６以下であれば、軽圧下の効果が不十分となり、中心偏析部のＢｉ濃度を０．００１５質量％以上とすることができた。

上記条件で軽圧下を行うことにより、十分に軽圧下を行った場合に比較すると軽圧下効果は低下するが、中心偏析部のＢｉ濃度が０．００１５質量％以上に濃化することによる効果（中心偏析部におけるデンドライト１次アーム間隔の低減と偏析の低減）が勝り、鋳片厚み中心部における凝固組織の微細化を実現できる。凝固組織が微細化するので、熱間圧延工程における加熱処理中と熱間圧延中における偏析元素の拡散促進効果が高まるため、総合的に鋳片の品質を向上することができる。

軽圧下を開始する位置における中心部固相率が高すぎると、軽圧下が不十分になりすぎ、たとえ中心偏析部にＢｉ濃度を濃化させたとしても、中心偏析の悪影響を軽減することができなくなる。本発明において、軽圧下を開始する位置における中心部固相率が０．３未満であれば、本発明にとって必要な範囲で十分な軽圧下効果を発揮することができる。軽圧下を開始する位置における中心部固相率が０．２以下であるとより好ましい。軽圧下を開始する位置の中心部固相率が０．３未満であれば、中心部固相率が０を超えて増大し始めた以降のいずれであってもよい。厚み中心部が未凝固である時点から軽圧下を開始しても良い。軽圧下を開始する位置の中心部固相率が０．３以上となると、この領域内で生成した固相が、これらの間隙に残存する液相の流動性の低下により相互に影響を及ぼし合う段階に達しているため、濃化した液相が流動し難くなり、軽圧下の効果を発揮させるためには開始するのが遅い。

中心部固相率が０．３以上０．９６以下の範囲で軽圧下を終了する。軽圧下終了時の中心部固相率が０．３以上であれば、軽圧下の開始時点からの偏析低減効果が維持される。軽圧下終了時の中心部固相率が０．５以上であるとより好ましい。また、軽圧下終了時の中心部固相率が増えて０．９６を超えると、中心偏析により濃化したＢｉの濃度が、本来の軽圧下の効果により減少し、中心偏析部のＢｉ濃度を０．００１５質量％以上とすることが困難となるため、軽圧下終了時の中心部固相率の上限を０．９６とした。軽圧下終了時の中心部固相率が０．９０以下であるとより好ましい。

軽圧下条件が本発明で規定する条件よりも不十分である場合、即ち、軽圧下開始時の中心部固相率が０．３以上、あるいは軽圧下終了時の中心部固相率が０．３未満である場合には、鋳片厚み中心部付近のＢｉ濃度変動が増大することがある。本発明で規定する軽圧下を行うことにより、Ｂｉ濃度変動を抑制し、鋳片厚み中心部付近のＭｎ最大偏析部における平均Ｂｉ濃度を安定して０．００１５％以上とすることができる。

軽圧下に際しては、軽圧下中の圧下勾配を０．２〜２．０ｍｍ／ｍｉｎの範囲とすることにより、鋳片の凝固収縮に見合った圧下を行うことができる。このような軽圧下を行ったとき、軽圧下前後の鋳片厚みの変化を軽圧下前鋳片厚みで除した圧下率は、２〜４０％となる。これにより、鋳片の凝固収縮に見合った圧下を行うことができ、鋳片の厚み中心部において未凝固溶鋼の流動とそれに伴う成分の濃化を防止することができる。

ここで、連続鋳造中の鋳造長手方向における中心部固相率の算出方法について説明する。鋳片の伝熱シミュレーションプログラムを用いて、予めミクロ偏析による溶質元素の濃化を考慮した凝固解析を行い、鋳片厚み中心部の温度と固相率の関係を求め、さらに操業中においても測定可能な鋳片の表面温度と鋳片厚み中央の固相率の関係を求めることができる。この計算で鋳造長手方向位置と中心部固相率の関係を算出することができる。ここでは、鋳造中の鋳片表面温度を実測し、実測した鋳片表面温度を代入して計算機にて凝固解析を行い、鋳造長手方向各部位の中心部固相率を算出した。ここで、密度ρは、ρ＝７．２７＋０．２５×固相率（ｇ／ｃｍ³）とした。（鉄と鋼、ｖｏｌ．９４（２００８）、ｐ．５０７：水上英夫、山中章裕）

中心偏析部におけるＢｉ濃度の測定方法について説明する。まず、鋳片の厚み断面において、厚み中心部付近のＭｎ偏析状況を評価する。ＥＰＭＡなどの手段を用い、厚み方向のＭｎ分布状況を測定し、Ｍｎ濃度が最も増大した部分を中心偏析部と判定する。次に、判定した中心偏析部において、５ｍｍφのドリルで穿孔してドリルサンプルを採取する。このドリルサンプルで評価したＢｉ濃度を、「鋳片厚み中心部付近のＭｎ最大偏析部における平均Ｂｉ濃度」とする。

鋳片厚み中心部におけるデンドライト１次アーム間隔の相対評価方法について説明する。同一の鋳造条件において、Ｂｉを添加しない鋳造とＢｉを添加した鋳造を行う。それぞれについて、鋳片厚み中心部におけるデンドライト１次アーム間隔λを計測する。Ｂｉを添加しない場合の値λ₁ ⁰を基準として、Ｂｉを添加したときの値λ₁との比λ₁／λ₁ ⁰が０．８以下であれば、厚み中心部のデンドライト微細化効果があったと評価した。中心偏析部のＢｉ濃度を０．００１５％以上とすることにより、λ₁／λ₁ ⁰を０．８以下とすることができる。なお、デンドライト組織の顕出は、エッチング液には８０℃に加熱したピクリン酸飽和溶液を用い、６０秒間試料を浸漬した。この組織を、２５倍の光学顕微鏡で観察し、デンドライト１次アーム間隔を測定した。

溶鋼中に添加するＢｉ濃度を０．０００１％から０．００１０％未満とする。これに加え、さらに鋳造中の軽圧下パターンを上記本発明のパターンとすることにより、鋳片の中心偏析部におけるＢｉの濃度を０．００１５％以上にすることができる。

本発明の効果を奏するためには、上記のように中心偏析部のデンドライト１次アーム間隔が微細化するとともに、中心偏析部の偏析元素（この場合はＭｎ）の偏析度合が十分に低いことも必要である。中心偏析部についてＥＰＭＡを用いてビーム径を５０μｍとして線分析を行って試料のＭｎ濃度分布を測定し、測定範囲でのＭｎの最大濃度を求める。Ｍｎの最大濃度の値を溶鋼段階の化学分析から求めたＭｎの初期含有率で割った値を偏析比とする。本発明の鋳片と、Ｂｉを添加せず軽圧下も行わずに鋳造した鋳片とでそれぞれＭｎの偏析比を求め、（本発明材のＭｎ偏析比）／（Ｂｉ無添加・非軽圧下材のＭｎ偏析比）の比を「偏析比指数」とした。偏析比指数が０．６５以下であれば、上記λ₁／λ₁ ⁰を０．８以下とすることとあいまって、製品品質を向上し、特に製品鋼板の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の破壊靱性を向上することができる。本発明においては、中心部固相率が０．３未満で軽圧下を開始し、中心部固相率が０．３以上０．９６以下の範囲で軽圧下を完了パターンで軽圧下を行うことと、鋳片厚み中心部付近のＭｎ最大偏析部における平均Ｂｉ濃度を０．００１５％以上とすることがあいまって、上記偏析比指数を０．６５以下とすることができる。

次に、本発明で必須とする鋼成分について説明する。以下、成分の記載において、％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０４〜０．３５％
Ｃは、強度および靱性を確保するために有効な元素である。その含有量が０．０４％未満では、上記の効果が充分に得られず、一方、その含有量が０．３５％を超えて高くなると母材およびＨＡＺ部の靭性が低下する。そこで、Ｃの適正範囲を０．０４〜０．３５％とした。

Ｓｉ：０．００５〜３．０％
Ｓｉは、０．００５％未満では母材の強度を確保できないので下限を０．００５％とした。また、３．０％を超えると溶接性が低下するため上限を３．０％とした。上記の理由から、その適正範囲を０．００５〜３．０％とした。

Ｍｎ：０．１〜３．５％
Ｍｎは、鋼板の高強度化と靱性の確保のために有効な元素である。上記の効果を得るためには、その含有量を０．１％以上とする必要がある。一方、その含有量が３．５％を超えて高くなると、靱性が損なわれる。このため、Ｍｎ含有量の適正範囲を０．１〜３．５％とした。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼板の延性および靱性および加工性を劣化させる元素であることから、その含有量を０．０２％以下に制限する。

Ｓ：０．０００２〜０．００２％
Ｓは、Ｍｎと反応して介在物ＭｎＳを形成して鋼材の延性を低下させるが、結晶粒内にフェライトの生成を促進する効果がある。０．０００２％未満ではフェライトの生成する効果がほとんど無いため、０．０００２％を下限とした。ただし、０．００２％を超えると鋼板の延性を低下させるため、０．００２％を上限とした。上記の理由から、Ｓ含有量の適正範囲を０．０００２〜０．００２％とした。

Ａｌ：０．０００５％〜１．０％
Ａｌは、鋼を脱酸させるために添加される元素である。０．０００５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えると、酸化物系介在物のサイズが大きくなるため、鋼板の表面性状も劣化する。これらのことから、本発明では、Ａｌ含有率の適正範囲を０．０００５％〜１．０％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００２〜０．０１０％
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、鋼板の曲げ性の観点からは、含有率は低いほど好ましいが、窒化物を活用するには０．００２％以上必要である。そのため、本発明では、Ｎ含有率を０．００２〜０．０１０％とすることが好ましい。

Ｏ：０．０００１〜０．０１％
Ｏは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、鋼中に粗大な介在物を形成して鋼の靭性を低下させるため、含有率は低いほど好ましいが、酸化物を活用するには０．０００１％以上必要である。そのため、本発明では、Ｏ含有率を０．０００１〜０．０１％とすることが好ましい。

Ｂｉ：０．０００１％以上０．００１０％未満
以上説明したように、本発明においてＢｉは最重要な元素である。鋳片の中心偏析部におけるＢｉの濃度を０．００１５％以上にするために、上記範囲で溶鋼中にＢｉを含有させる。溶鋼中Ｂｉ濃度が０．０００１％未満では、中心偏析部のＢｉ濃度を０．００１５％以上とすることが難しくなる。一方、中心偏析部のＢｉ濃度を０．００１５％以上とするためには、溶鋼中Ｂｉ濃度を０．００１０％未満とすれば十分であり、それ以上に溶鋼中にＢｉを含有しても、Ｂｉは高価であるから、鋼の製造コストが増大するばかりで不利となる。

ここで、溶鋼中へのＢｉの添加方法について説明する。Ｂｉの沸点は１５６４℃であり、溶鋼の温度はそれ以上であるため、Ｂｉを無駄なく溶鋼中に添加する上では注意が必要である。ＲＨ真空脱ガス処理を行い、脱酸が終了したＲＨ真空脱ガス処理の末期に、真空槽内においてＢｉを添加することができる。また、ＲＨ真空脱ガス処理が終了した後、ワイヤーに被覆したＢｉを鍋内溶鋼中に添加することができる。タンディッシュ内の溶鋼中に、ワイヤーに被覆したＢｉを添加することとしても良い。

本発明は、さらに必要に応じて下記元素を含有することとしても良い。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、主として炭窒化物を析出し、その析出強化作用により母材強度の向上に寄与する有効な元素である。Ｔｉ含有率が０．００５％未満では、炭窒化物の析出強化作用により母材強度を向上させる効果が充分ではなく、一方、Ｔｉ含有率が０．０３％を超えて高くなると、鋼中に粗大な析出物や介在物を形成して、鋼の靭性を低下させる。上記の理由から、Ｔｉ含有率の適正範囲を０．００５〜０．０３％とした。

Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｃｕは、含有させれば焼入れ性の向上および析出強化に有効な作用を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有率が０．０５％未満では、焼入れ性向上効果および析出強化効果が無い。一方、Ｃｕ含有率が１．５％を超えて高くなると、鋼の熱間加工性が低下する。上記の理由から、Ｃｕを含有させる場合のＣｕ含有率の範囲を０．０５〜１．５％とした。

Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｎｉは、含有させれば母材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｎｉ含有率が０．０５%未満では、母材の靭性を向上させる効果が無い。一方、Ｎｉ含有率が５．０％を超えて高くなると、焼入れ性が過剰となり、鋼の靭性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｎｉを含有させる場合のＮｉ含有率の範囲を０．０５〜５．０％とした。

Ｃｒ：０．０２〜１．０％
Ｃｒは、含有させれば焼入れ性の向上、および析出強化による母材強度の向上に有効な作用を発揮する元素である。しかし、Ｃｒ含有率が０．０２%未満では、焼入れ性向上効果および析出強化効果が無い。一方、Ｃｒ含有率が１．０％を超えて高くなると、鋼の靭性および溶接性が劣化する傾向が認められる。そこで、Ｃｒを含有させる場合のＣｒ含有率の範囲を０．０２〜１．０％とした。

Ｍｏ：０．０２〜１．０％
Ｍｏは、含有させれば焼入れ性の向上および強度の向上に有効な作用を発揮する元素である。しかし、Ｍｏ含有率が０．０２%未満では、焼入れ性向上効果および強度向上効果が明確ではない。一方、Ｍｏ含有率が１．０％を超えて高くなると、鋼の靭性および延性の低下ならびに溶接性の劣化が顕在化する。そこで、Ｍｏを含有させる場合のＭｏ含有率の範囲を０．０２〜１．０％とした。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、含有させれば炭化物や窒化物を生成して鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｎｂ含有率が０．００５％未満では、炭化物や窒化物の生成による鋼の強度向上効果が明確ではない。一方、Ｎｂ含有率が０．０５％を超えて高くなると、鋼中に粗大な炭化物や窒化物を形成するため、逆に靭性を低下させる。上記の理由から、Ｎｂを含有させる場合のＮｂ含有率の範囲を０．００５〜０．０５％とした。

Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、含有させれば炭化物や窒化物を生成して鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｖ含有率が０．００５％未満では、炭化物や窒化物の生成による鋼の強度向上効果が明確ではない。一方、Ｖ含有率が０．１％を超えて高くなると、鋼の靭性を低下させる。上記の理由から、Ｖを含有させる場合のＶ含有率の範囲を０．００５〜０．１％とした。

Ｂ：０．０００４〜０．００４％
Ｂは、含有させれば焼入れ性を増大させるとともに、ＢＮを生成することで固溶Ｎの含有率を低下させ、ＨＡＺの靭性を向上させる効果がある。ただし、Ｂ含有率が０．０００４％未満では、焼入れ性の増大効果およびＨＡＺの靭性向上効果が明確では無い。しかしながら、Ｂ含有率が０．００４％を超えて高くなると、鋼中に粗大な硼化物が析出し、これにより鋼の靭性が劣化する。上記の理由から、Ｂを含有させる場合のＢ含有率の範囲を０．０００４〜０．００４％とした。

本発明の鋳片の連続鋳造方法の効果を確認するため、転炉にて表１に示す成分含有量の溶鋼を溶製し、垂直曲げ型のスラブ連続鋳造装置によって連続鋳造した。今回は、軽圧下設備を有する連続鋳造装置を用いた評価のみを行った。Ｂｉについては、脱酸が終了したＲＨ真空脱ガス処理の末期に、真空槽内において添加した。

連続鋳造において、タンディッシュ内溶鋼温度は１５７０℃、鋳型サイズ：幅１６００ｍｍ×厚さ２５０ｍｍ、鋳造速度：０．８〜１．６ｍ／分、添加したＢｉ濃度：０．００００２〜０．００５％（表１、２参照）、軽圧下の範囲：鋳片厚み中心部の固相率が０．２〜０．９９（表２参照）、軽圧下時の圧下速度：０．２〜２．０ｍｍ／ｍｉｎとした。

中心偏析部におけるＢｉ濃度は、前述の方法で評価した。即ち、鋳片の厚み断面において、ＥＰＭＡなどの手段を用い、厚み中心部付近の厚み方向のＭｎ分布状況を測定し、Ｍｎ濃度が最も増大した部分を中心偏析部（Ｍｎ最大偏析部）と判定した。次に、判定した中心偏析部において、５ｍｍφのドリルで穿孔してドリルサンプルを採取し、このドリルサンプルで評価したＢｉ濃度を、「鋳片厚み中心部付近のＭｎ最大偏析部における平均Ｂｉ濃度」として、表２の「鋳片厚み中心部品質」の「Ｂｉ濃度」欄に記載した。

連続鋳造方法の効果の評価は、鋳片の組織観察によって行った。組織観察用の試験片は、鋳片幅中央で、厚み中心部±２５ｍｍ、鋳造方向に５０ｍｍの試料を採取し、凝固組織であるデンドライト１次アーム間隔λを測定した。デンドライトの微細化効果の評価は、Ｂｉを添加しない場合（表２の試験番号１１）の値λ₁ ⁰を基準として、各試験水準における値λ₁との比λ₁／λ₁ ⁰で評価し、表２に記載した。デンドライト組織の顕出は、試料は、観察面をエメリー・ペーパーおよび研磨剤（粒径が６μｍおよび１μｍのダイヤモンドの砥粒）を順に使用して研磨し、エッチング液には８０℃に加熱したピクリン酸飽和溶液を用い、６０秒間試料を浸漬した。この組織を、２５倍の光学顕微鏡で観察し、デンドライト１次アーム間隔を測定した。λ₁／λ₁ ⁰：０．８以下を良好とした。

偏析の測定対象とする溶質元素はＭｎとした。ＥＰＭＡを用いてビーム径を５０μｍとして線分析を行って試料の厚み中心部で厚み方向のＭｎ濃度分布を測定し、測定範囲でのＭｎの最大濃度を求めた。Ｍｎの最大濃度の値を溶鋼段階の化学分析から求めたＭｎの初期含有率で割った値を偏析比とした。その上で、Ｂｉを添加せず軽圧下も行わない場合（表２の試験番号１１）のＭｎの偏析比を基準として、各試験水準におけるＭｎの偏析比との比を「偏析比指数」として表２に記載した。偏析比指数０．６５以下を良好とした。

靭性の測定用の試料は、上記条件で作製した連続鋳造鋳片に、１２５０℃で９０分保持する熱処理を行った後、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、および直接焼入れ・焼戻し法のいずれかの製造方法によって厚み５０ｍｍの鋼板を製造した。試料の形状は、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの角柱状とした。鋼板の厚み方向を試料の長手方向とし、鋼板の厚み中心部を試料の長手中央部とし、当該中央部をノッチ位置とした。この試料を用いて再現ＨＡＺ試験およびシャルピー試験を行なった。

再現ＨＡＺ試験は、高周波誘導加熱装置を用いてＡｒガス雰囲気中で行い、試料の長さ方向の中心の幅１０ｍｍの領域を加熱した。加熱は室温から１４００℃まで３０秒間で加熱し、６０秒間保持した後、Ｈｅガスを用いて加熱部を急速冷却した。

再現ＨＡＺ試験を行った試験片の長さ方向の中心部にノッチを入れ、温度０℃の雰囲気中においてシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを求めた。Ｂｉを添加せず軽圧下を実施しない場合（表２の試験番号１１）の吸収エネルギーを基準として、各試験水準の吸収エネルギー比を靭性指数と定義した。靱性指数１．２０以上を良好とした。

溶鋼へのＢｉ添加量の多寡による製造コストの増減を参考までにコスト指数として指標化し、試験番号１１をコスト指数１とした。

表２に試験結果を示す。表１、表２において、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。また表２において、品質指標が本発明の好適範囲から外れる数値に＊を付している。

試験番号１〜１０の本発明例１〜１０のように、鋳片厚み中心部の固相率が０．３未満の時点で軽圧下を開始して、固相率が０．３以上０．９６以下の範囲で軽圧下を完了することで、鋳片厚み中心部の中心偏析部におけるＢｉ濃度が０．０１５％以上となり、デンドライト１次アーム間隔が微細化してλ₁／λ₁ ⁰を０．８以下とすることができ、同時に偏析比指数が０．６５以下に低減することで、靭性指数が増大している。

試験番号１１の比較例１はＢｉ添加なし、凝固後の軽圧下なしの比較例であり、λ₁／λ₁ ⁰、偏析比指数、靱性指数、コスト指数はいずれも１．０である。試験番号１２の比較例２は、Ｂｉ以外の成分が相違するのみで他は試験番号１１と同様の条件であり、成績も試験番号１１と同様であった。

試験番号１３の比較例３は、Ｂｉを添加したものの軽圧下を行っておらず、中心偏析が過大であって靱性を改善することができなかった。

試験番号１４の比較例４は、軽圧下終了時の中心部固相率が０．９９と本発明の上限を超え、軽圧下による中心偏析改善効果が過剰であって中心偏析部におけるＢｉ濃度が不足し、デンドライト微細化指標であるλ₁／λ₁ ⁰の低減効果が不十分であり、靱性指数が改善しなかった。試験番号１５の比較例５は、軽圧下開始時の中心部固相率が０．４０と本発明範囲から外れ、軽圧下効果が不十分で中心偏析部の偏析比指数が高く、靱性指数が改善しなかった。

試験番号１６の比較例６は溶鋼中Ｂｉ濃度が下限を外れ、試験番号１７の比較例７は溶鋼中にＢｉを添加せず、いずれも中心偏析部のＢｉ濃度が不十分となり、λ₁／λ₁ ⁰の低減効果が不十分であり、靱性指数が改善しなかった。

試験番号１８の比較例８は、溶鋼中Ｂｉ濃度が上限を外れ、靱性指数は良好であるが、若干コストが上昇する結果となった。

試験番号１９の参考例は、軽圧下を行わない場合であって溶鋼中Ｂｉ濃度を高めにすることによって靱性指数を良好としたもの（特許文献４の技術）であり、溶鋼中Ｂｉ濃度が本発明の上限を外れている。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０４％〜０．３５％、Ｓｉ：０．００５％〜３．０％、Ｍｎ：０．１％〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０００２〜０．００２％、Ａｌ：０．０００５〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｏ：０．０００１〜０．０１％を含有し、Ｂｉ濃度が０．０００１％以上０．００１０％未満であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼の連続鋳造方法であって、鋳片厚み中心部の固相率（以下「中心部固相率」という。）が０．３未満の時点で軽圧下を開始して、中心部固相率が０．３以上０．９６以下の範囲で軽圧下を完了することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
鋼成分は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＢ：０．０００４〜０．００４％のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
鋳片厚み中心部付近のＭｎ最大偏析部における平均Ｂｉ濃度が０．００１５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼の連続鋳造方法。