JPH09285855A

JPH09285855A - Ｎｉ含有鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH09285855A
Application number: JP10227696A
Authority: JP
Inventors: Toru Kato; 徹加藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-04-24
Filing date: 1996-04-24
Publication date: 1997-11-04
Anticipated expiration: 2016-04-24
Also published as: JP3039369B2

Abstract

(57)【要約】【課題】Ni含有鋼の製造方法を提供する。【解決手段】(1) Ｃ：0.1 ％以下、Si：0.5 ％以下、M
n：1.0 ％以下、Ni：5.5〜10％、Ｐ：0.002 ％以下、
Ｓ：0.002 ％以下、Al：0.02％以下及びＮ： 0.001〜0.
004 ％を含有する鋼鋳片を湾曲又は垂直曲げ型連鋳機を
用いて製造する際に、鋳型内に供給する溶鋼の過熱度を
30℃以下とし、２次冷却ゾーンで全てのロール間につい
て鋳造速度Ｖc と式(1) の水量密度Ｗとの関係式(2) を
満たし、鋳片表層の柱状γ粒層厚さを25mm以下とする方
法。Ｗ＝ＶL ／Ｓ・・・(1) 、0.02Ｖc ＞Ｗ・・・(2) (2)上記(1) の方法で鋳片とし、次いで熱間直送で粗圧
延を施して鋼片を製造する際に、２次冷却及び加熱炉装
入前の鋳片温度を600 ℃以上とする方法。【効果】割れを防止又は軽減することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、低温用材料として
好適なNi含有鋼の連続鋳造方法および連続鋳造−熱間直
送圧延方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、鋼にNiを添加すると低温靭性が向
上することが知られており、Niを２〜10％程度含有する
鋼が低温用材料として使用されている。なかでもNiを９
％程度含有する鋼は−160 ℃以下での使用に耐えること
から、液化天然ガスなどのタンク材などに用いられてい
る。

【０００３】一方、鋼の製造工程において連続鋳造は、
歩留まりの向上、省力化および高生産性化などに大きな
効果をあげている。現在、鋼鋳片の製造では、特殊な材
質の場合や寸法上の制約がある場合などを除けば、ほぼ
100 ％が連続鋳造化されている。しかし、Niを 5.5〜10
％含有する鋼は、普通の炭素鋼や低合金鋼に比べて表面
横割れ、表皮下割れおよびコーナー割れの発生が激し
く、連続鋳造による製造が困難である。

【０００４】これらの割れは、連続鋳造の２次冷却時に
鋳片表面温度が熱間延性の低下する600〜850 ℃にな
り、このとき熱応力や矯正応力を受けることにより生じ
る。Niを 5.5〜10％含有する鋼はγ相を初晶として凝固
するため、粒界へのＳやＰなどの偏析が顕著になり、そ
の結果、普通の炭素鋼や低合金鋼に比べて 600〜850 ℃
における延性が低下し、連続鋳造時の割れ感受性も高ま
ると考えられている。

【０００５】このようなNi含有鋼を連続鋳造化するため
に、冷却方法を改善する提案がいくつかなされている。

【０００６】特開昭５７−３２８６２号公報の方法は、
前述の矯正点での表面温度が延性の低下する温度域を高
温側に回避できるような弱冷却の冷却パターンをとり、
かつ鋳片表面温度の均一化を図るものである。上記公報
にはその他にも、２次冷却水ノズルにオーバルタイプノ
ズルや気水ノズル（ミストノズル）を用いることにより
鋳片表面温度が均一化し、鋳片表面に発生する熱応力が
低減され、その結果、鋳片表面疵を防止することが可能
となると記載されている。しかし、これらの対策をとっ
ても鋳片幅方向の端部（鋳片コーナー部分）では冷却さ
れやすく、鋳片内部からの復熱の効果も少ないために、
矯正点における表面温度を延性の低下する温度以上に安
定して維持することが困難である。

【０００７】特公平５−４１６９号公報では、1150〜95
0 ℃の温度領域で冷却速度を20℃／分以下に制御すれば
延性が向上するという知見をもとに、連続鋳造時の冷却
速度を1150〜950 ℃の温度領域で20℃／分以下に制御す
ることにより、連続鋳造時の表面割れを防止する方法が
提案されている。

【０００８】これらの方法では、効果的に表面割れを防
止することはできるが、現実には実操業での連続鋳造鋳
片の冷却を安定してコントロールすることは困難であ
る。

【０００９】また、ＰやＳが粒界偏析すると割れやすく
なるため、これらの含有量を低減するのがよいことが知
られており、特公平５−４１６９号公報には前記冷却速
度の制御に加えて、Ｓ：0.003 ％以下、Ｐ：0.010 ％以
下、Ｎ：0.004 ％以下に高純度化することにより、割れ
防止効果が安定すると記載されている。

【００１０】本発明者らは、特開平７−９０５０４号公
報において、鋼中のＰやＳ含有量を従来要求されていた
レベルよりも一段と低いレベルまで高純度化することに
加えて、ＮおよびAlの含有量を一定範囲に限定すること
により、高温延性をさらに向上させた低温用Ni含有鋼お
よびその連続鋳造鋳片の２次冷却方法を開示した。

【００１１】このように低温用鋼について冷却方法の改
善や組成の変更など多様な方法が試みられているが、な
お表面割れの発生を軽減または完全に防止することはで
きず、連続鋳造化は困難である。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
点を解決し、低温靭性に優れたNi含有鋼の連続鋳造およ
び連続鋳造−熱間直送圧延による製造方法を提供するこ
とにある。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
(1)および(2) のNi含有鋼の製造方法にある。

【００１４】(1)重量割合で、Ｃ：0.1 ％以下、Si：0.5
％以下、Mn：1.0 ％以下、Ni： 5.5〜10％、Ｐ：0.002
％以下、Ｓ：0.002 ％以下、Al：0.02％以下および
Ｎ： 0.001〜0.004 ％を含有する鋼鋳片を湾曲型または
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、鋳型内に供給する溶鋼の過熱度を30℃以下とし、２
次冷却ゾーンにおいて、鋳造速度Ｖc (m／min)と下記
(1) 式で定義される水量密度Ｗ〔リットル／(min・c
m²)〕との間に、鋳造方向における全てのロール間につ
いて下記(2) 式の関係が成立するように冷却を行い、鋳
片表層の柱状γ粒層の厚さを25mm以下とすることを特徴
とするNi含有鋼鋳片の製造方法。以下、本発明の第１方
法という。

【００１５】Ｗ＝ＶL ／Ｓ・・・・・・・・・(1) 0.02Ｖc ＞Ｗ・・・・・・・・・(2) ただし、Ｗ：２次冷却の水量密度〔リットル／(min・cm
²)〕ＶL ：２次冷却ゾーンのロールとロールとの間で鋳片表
面に噴射する水量（リットル/min) Ｓ：ロール間の鋳片表面積（cm²) Ｖc ：鋳造速度Ｖc (m／min) (2)上記(1) のNi含有鋼鋳片の製造方法によりNi含有鋼
鋳片とし、次いで熱間のまま圧延工程に直送して粗圧延
を施し、鋼片を製造する方法であって、連続鋳造中の鋳
片を600 ℃以上の温度まで２次冷却し、次いでこの鋳片
を600 ℃以上の温度に保持したまま加熱炉に装入して加
熱した後、粗圧延を行うことを特徴とするNi含有鋼片の
製造方法。以下、本発明の第２方法という。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明の第１方法は、湾曲型また
は垂直曲げ型の連続鋳造機（以下、連鋳機という）を用
いて、鋳型内に供給する溶鋼の過熱度（以下、ΔＴと記
す）および２次冷却条件を適切にして鋳造し、前記組成
のNi含有鋼鋳片の表層において柱状γ粒層の厚さを25mm
以下とするものである。

【００１７】まず、ΔＴおよび２次冷却条件を限定する
ための検討内容およびその結果を説明する。以下、化学
組成の表記における％は重量割合を意味する。

【００１８】前述のように９％Ni鋼に代表される、Niを
5.5〜10％含有する鋼は、通常の炭素鋼、低合金鋼に比
べて鋳片表面割れの発生が激しく、連続鋳造による製造
が困難である。この割れは、鋳片の曲げまたは矯正時の
歪に起因してγ粒界に沿って発生し、この粒界に析出し
た微細なAlN は割れに影響を与える。さらに、Niを約５
％以上含有すると極端に割れ感受性が上昇する。Fe-Ni
系の状態図ではNiが5.5 ％以上でγ凝固であることか
ら、γ相を初晶として凝固することが原因となって割れ
感受性が上昇することは明白である。

【００１９】このような割れ感受性を評価するために、
鋼材の高温延性を調査することはよく行われており、よ
い相関があることが明らかとなっている。また、γ粒を
微細化すれば高温延性が向上することは、例えば鉄と
鋼、67(1981)、P.1180にも示されているように公知であ
る。しかしながら、γ初晶で凝固する鋼種の連続鋳造プ
ロセスにおけるγ粒の成長の制御方法は明らかではな
い。

【００２０】本発明者は、γ初晶で凝固する場合のγ粒
の成長に及ぼす鋳造条件の影響を検討するために、表１
に示す組成の9 ％Ni鋼を溶製し、機長４ｍの垂直型の試
験連鋳機で幅40cm×厚さ18cmの断面を持つ鋳片を鋳造し
た後、２次冷却を行った。

【００２１】

【表１】

【００２２】この試験では、鋳型内に供給する溶鋼のΔ
Ｔおよび２次冷却パターン（温度履歴）をパラメータと
した。得られた鋳片を切断してエッチングを行い、鋳片
表層部のγ粒成長挙動を調査した。この結果を図１に示
す。

【００２３】図１は、ΔＴを60℃および15℃、鋳造速度
を1.0m/min、２次冷却の比水量を0.63リットル／(kg ・
steel)の条件とした場合における、鋳片表層部のマクロ
組織写真の模写図である。図１(a) はΔＴが60℃、図１
(b) はΔＴが15℃の場合である。なお、上記の２次冷却
の比水量は、後述するの２次冷却の水量密度Ｗに換算す
れば0.019 リットル／(min・cm²)となる。

【００２４】図１(a) に示すとおり、ΔＴが60℃と高い
場合には鋳片表面から30mm以上の領域まで柱状のγ粒の
層（柱状γ粒層）が生成している。これに対して、ΔＴ
が15℃と低い場合には図１(b) に示すように、柱状γ粒
層の厚さは明らかに薄く、鋳片表層にはチル状の微細な
γ粒の層（微細γ粒層）が生成していた。

【００２５】柱状γ粒層は、鋳片の厚さ方向に成長した
γ粒からなる層であり、より鋳片内部側のγ粒が粒状に
なる部分とは明瞭に区別可能である。γ粒界は、たとえ
ばナイタルなどによるエッチングにより顕出させること
が可能である。この柱状γ粒層の厚さは、２次冷却ノズ
ルの配置などの影響を受けず、幅方向にほぼ均一の厚さ
で成長していた。ΔＴを低下すると過冷が生じやすく、
凝固の核の生成頻度が高くなるために鋳片表層部ではチ
ル状の微細γ粒層が生成し、内部では柱状γ粒の成長が
抑制されたものである。

【００２６】さらに、この連続鋳造試験では外部から鋳
片に何ら機械的な応力を付与していないにもかかわら
ず、柱状のγ粒に沿ってγ粒界割れが発生していた。こ
のγ粒界割れは、柱状γ粒層のみに発生しており、鋳片
の内部やΔＴが低い場合に発生した表層のチル状の微細
γ粒層などの他の部分には一切発生していなかった。こ
の割れが、鋳片の表面に現れた場合に表面割れとして問
題となるのである。

【００２７】したがって、鋳片表層における柱状γ粒層
の厚さを薄くすれば、粒界割れを抑制することが可能と
なる。また、鋳片表層にチル状の微細γ粒が存在すれば
割れが表面に現れず、割れの抑制に効果的である。

【００２８】そこで、同様の２次冷却条件でΔＴを種々
変更し、表層の柱状γ粒層および微細γ粒層の厚さを調
査した。この結果を図２に示す。

【００２９】図２は、鋳片表層における柱状γ粒層およ
び微細γ粒層の厚さに及ぼす溶鋼のΔＴの影響を示す図
である。図示するように、ΔＴを低下することにより柱
状のγ粒の成長が抑制され、30℃以下にすれば鋳片表層
にチル状の微細γ粒が生成することが明らかである。

【００３０】次に、鋳片のγ粒の成長に対する２次冷却
条件の影響を調査した。すなわち、ΔＴを25〜30℃とほ
ぼ一定とし、種々の鋳造速度で水量密度Ｗを種々に変化
させたときの柱状γ粒層の厚さを調査した。ただし、２
次冷却は鋳片の全長にわたり均等に行った。

【００３１】上記の２次冷却の水量密度Ｗ〔リットル／
(min・cm²)〕は、下記(1) 式で定義されるものである。

【００３２】Ｗ＝ＶL ／Ｓ・・・・・・・・・（１）ただし、ＶＬ：２次冷却ゾーンのロールとロールとの
間で鋳片表面に噴射する水量（リットル/min) Ｓ：ロール間の鋳片表面積（cm²) 水量密度Ｗはノズル正面とロール部とでは変化するが、
簡便のために上記(1)式のように、２次冷却ゾーンのロ
ール間で鋳片表面に噴射する水量ＶL とロール間の鋳片
表面積Ｓとの比とした。この水量密度Ｗを用いた理由は
次のとおりである。

【００３３】通常、２次冷却の強度を表す場合には、鋳
片の重量１kgあたりに使用する冷却水量を意味する比水
量を用いる。この比水量は、鋳片の断面平均温度のよう
な鋳片全体の冷却状況を表す指標としては適切である
が、鋳片厚さや鋳造速度などが異なる鋳片の表層近傍の
冷却状況を比較することが可能な指標ではない。よっ
て、本発明では単位面積あたりの水量を表す水量密度Ｗ
を用いることとした。柱状γ粒層の厚さの調査結果を図
３に示す。

【００３４】図３は、鋳片表層の柱状γ粒層の厚さに及
ぼす水量密度Ｗおよび鋳造速度Ｖcの影響を示す図であ
る。図示するように、いずれの鋳造速度においても水量
密度Ｗを増加すると柱状γ粒層の厚さが増加し、同じ水
量密度Ｗでは鋳造速度Ｖc が遅い方が柱状のγ粒層が成
長した。一方、鋳造速度Ｖc や水量密度Ｗを変化させて
も、鋳片表層のチル状微細γ粒には何ら影響しない。水
量密度Ｗを増加した場合には、鋳片表面からの熱流速が
増加するためにγ粒の方向性凝固が顕著になり、鋳片表
層の柱状γ粒層の厚さが増加する。この結果を鋳造速度
Ｖc と水量密度Ｗとの関係で整理すると図４が得られ
る。

【００３５】図４は、鋳片表層の柱状γ粒層の厚さを鋳
造速度Ｖc (m／min)と水量密度Ｗとの関係で整理して示
す図である。この図４によれば、鋳造速度Ｖc と水量密
度Ｗとの間にはよい直線関係があり、下記(2) 式の関係
が成立するように制御すれば、ΔＴが25〜30℃の場合に
柱状γ粒層の厚さを25mm以下に抑制できることがわか
る。

【００３６】0.02Ｖc ＞Ｗ・・・・・・・・・・(2) また、図２に示したように、鋳片表層の柱状γ粒層の厚
さはΔＴの増大にともない厚くなることから、上記(2)
式の関係が成立すれば、ΔＴが30℃以下の場合にはこの
柱状γ粒層の厚さを25mm以下に抑制することができる。

【００３７】鋳片表層の柱状γ粒層の厚さを25mm以下に
抑制すれば、この粒界に析出した微細なAlN が多少存在
し、または鋳片表面温度が熱間延性の低下する領域にあ
っても、これらの影響を軽減し、鋳片の曲げまたは矯正
時の歪に起因してγ粒界に沿って発生する割れを軽減ま
たは防止することができる。

【００３８】鋳片表層の柱状γ粒層の厚さを25mm以下に
抑制するための、ΔＴのさらに望ましい条件は20℃以
下、ノズル閉塞を回避することを考慮した望ましい下限
は５℃程度である。

【００３９】このように、ΔＴを低下すると柱状のγ粒
の成長が抑制され、30℃以下にすれば鋳片表層にチル状
の微細γ粒が生成する。さらに、２次冷却の水量密度を
低下すると、柱状のγ粒の成長が抑制される。これはγ
初晶で凝固する場合に独特の挙動であり、通常の炭素鋼
などのようにδ初晶で凝固する鋼種に本発明の方法を適
用しても、γ粒成長の変化に対する影響はない。

【００４０】この鋳造試験では鋳片の全長にわたり均等
に２次冷却を行ったが、通常の連続鋳造による実製造の
場合の水量密度分布では、鋳型直下から連鋳機端まで数
ゾーンに分けて水量制御を行い、鋳型直下からゾーンご
とに徐々に水量密度を減少するような分布とする。しか
し、凝固シェルの成長挙動からみて柱状γ粒の成長は鋳
型から鋳型直下部分までで終了しており、最も水量密度
の高い部分について0.02Ｖc ＞Ｗの関係が成立すれば、
柱状γ粒の成長は抑制できる。

【００４１】また、水量制御の不良などにより水量密度
の高い部分が生じると、熱応力が原因となって柱状γ粒
層に沿った割れが顕著に増加する。したがって、最も水
量密度の高い部分でも前記(2) 式の関係が成立すること
が必要となり、本発明方法では、全てのロール間につい
て前記(2) 式の0.02Ｖc ＞Ｗの関係が成立することと限
定した。

【００４２】さらに、上記の試験で得られた鋳片の圧延
試験を行った。その結果、鋳片表層にチル状の微細γ粒
が存在し、柱状γ粒層の厚さが25mm以下であれば、熱間
圧延材の表面に疵が発生しないことが判明した。

【００４３】鋳片表層の柱状γ粒層の厚さは薄いほど望
ましいが、実際上は図２に示すように15mm程度以下にす
るのは困難であり、この程度であれば悪影響はない。

【００４４】次に、本発明の第１方法の対象となる鋼鋳
片の組成を、前記のように限定した理由を説明する。

【００４５】Ｃ：0.1 ％以下Ｃは鋼の製造過程で不可避的に含まれ、鋼の強度確保の
ためにも必要な元素である。0.1 ％を超えると強度が上
がりすぎ、低温靭性に悪影響を与える。望ましい下限は
0.02％程度である。

【００４６】Si：0.5 ％以下 Siは脱酸のために精錬過程で添加される。望ましい下限
は0.1 ％程度である。

【００４７】一方、0.5 ％を超えて過剰に含有させる
と、低温靭性に悪影響を与える。

【００４８】Mn：1.0 ％以下 Mnも脱酸などのために精錬過程で添加される。望ましい
下限は0.4 ％程度である。また、焼入性向上および強度
確保の効果があるが、1.0 ％を超えて含有させるとこれ
らの効果が飽和する。

【００４９】Ni： 5.5〜10％ Niは前述のように低温靭性の改善に効果がある。5.5 ％
未満では凝固時の初晶はδ相であるため、凝固の形態が
異なり、ΔＴによるγ粒径制御の効果が得られない。一
方、10％を超えても低温靭性の改善効果は認められな
い。

【００５０】Ｐ：0.002 ％以下Ｐは鋳片の凝固時に偏析する典型的な元素として知られ
る。Niを 5.5〜10％含有する鋼のようにγ相を初晶とし
て凝固する鋼種は、最終凝固位置がγ粒界と一致する。
すなわち、Ｐが0.002 ％を超えると、そのγ粒界におけ
る凝固時の偏析がγ粒界を著しく脆化させるため、その
上限は0.002 ％とした。一方、Ｐ含有量は極力低減する
のが望ましい。0.001 ％以下とすると柱状γ粒に沿った
割れが軽減し、高温延性も向上する。しかし、Ｐは不可
避不純物でもあり、コスト面からの望ましい下限は0.00
03％程度である。よって、Ｐ含有量の望ましい範囲は0.
0003％程度〜0.002 ％、さらに望ましいのは0.0003％程
度〜0.001 ％である。

【００５１】Ｓ：0.002 ％以下ＳもＰと同様に鋳片の凝固時に偏析する元素である。γ
相を初晶として凝固する鋼種では、Ｓが0.002 ％を超え
るとγ粒界を著しく脆化させるため、その上限は0.002
％とした。一方、Ｓ含有量も極力低減するのが望まし
い。0.001 ％以下とすると柱状γ粒に沿った割れが軽減
し、一層良好な延性が得られる。しかし、コスト面から
の望ましい下限は0.0003％程度である。よって、Ｓ含有
量の望ましい範囲は0.0003％程度〜0.002 ％、さらに望
ましいのは0.0003％程度〜0.001 ％である。

【００５２】Al：0.02％以下 Alは脱酸のために精錬過程で添加される。その望ましい
下限は0.003 ％程度である。一方、Al含有量が0.02％を
超えるとAlはＮと結合して過剰のAlN を生成し、粒界を
脆弱化させ、割れ感受性を高める。

【００５３】Ｎ： 0.001〜0.004 ％Ｎは上述のようにAlと結合してAlN となるため、Ｎ含有
量が0.004 ％を超えると過剰のAlN が生成して粒界を脆
弱化させ、割れ感受性を高める。したがって、その含有
量は極力低減するのが好ましい。しかし、通常の鋼製造
プロセスでは或る程度のＮの含有は避けられず、 0.001
％未満とするのは困難である。

【００５４】さらに、上記の鋼鋳片ではその他にも、目
的に応じてTi、Moなどを含有させることができる。Tiは
低温靭性を悪化させるものの、γ粒径を微細化する効果
を有する。Moも低温靭性を悪化させるものの、600 ℃か
ら700 ℃まででの延性向上させるとともに強度も高め
る。TiとMoとの複合添加を選択することもできる。Tiお
よび／またはMoを含有させるときの望ましい含有量は、
Tiで 0.005〜0.02％、Moで0.02〜0.1 ％である。

【００５５】次に、本発明の第２方法および鋳片温度の
限定理由を説明する。

【００５６】本発明の第２方法は、上記(1) 本発明の第
１方法の方法によりNi含有鋼鋳片を製造し、次いで熱間
のまま圧延工程に直送し、加熱および粗圧延を施して鋼
片を製造するものである。このとき、連続鋳造中に鋳片
温度が600 ℃以上を保つように２次冷却を施し、鋳片温
度を600 ℃以上に保持したまま加熱炉に装入し、所定の
温度に加熱する。

【００５７】Niを 5.5〜10％含有する鋼鋳片では、連続
鋳造後の冷却過程で鋳片内部の割れが発生し、これが圧
延時に表面に現出することにより、鋼片の品質上の問題
となる場合がある。この発生原因を解明するために冷却
時の線膨張率を調査した。得られた結果を図５に示す。

【００５８】図５は、Niを 5.5〜10％含有する鋼鋳片を
５℃/minで昇降温させたときの線膨張率Ｅ（％）の温度
変化を示す図である。

【００５９】Niを 5.5〜10％含有する鋼鋳片では、図示
するように約550 ℃で大きな線膨張率の変化が認めら
れ、連続鋳造中に鋳片がこの温度域を通過する際に大き
な変態応力が発生する。したがって、鋳片が約600 ℃に
至る前に圧延を加え、組織を微細化させれば、鋳片内部
の割れを防止することが可能となる。このためには、加
熱炉に装入する前の鋳片温度を600 ℃以上に保持すると
ともに、連続鋳造中にも鋳片温度が600 ℃以上に保持さ
れることが必要となる。この鋳片温度とは、表面温度を
指す。

【００６０】連続鋳造中の鋳片温度を600 ℃以上に保持
する具体的方法は、次のとおりである。

【００６１】連鋳機の上部では前記(2) 式により水量密
度を制御するため、鋳片温度が600℃未満になることは
ない。下部では鋳片の断面平均温度が低下することか
ら、スプレーまたはミスト冷却により鋳片温度が600 ℃
未満となることがある。このような場合には、該当する
部分の２次冷却を停止することにより、鋳片温度を600
℃以上に保持することが可能となる。

【００６２】加熱炉に装入する前の鋳片温度を600 ℃以
上に保持する具体的方法は、次のとおりである。

【００６３】鋳片温度は通常、連続鋳造を終了した時点
で700 ℃以上ある。この鋳片を速やかに加熱炉に装入す
ることにより、鋳片温度を600 ℃以上に保持することが
可能である。または、必要に応じて連続鋳造後の鋳片に
カバーを掛けて徐冷し、600℃以上に保持したまま加熱
炉に装入する方法でもよい。

【００６４】Ni含有鋼の鋳片に発生する割れは、鋳片の
曲げまたは矯正時の歪みに起因することから、本発明方
法は湾曲型または垂直曲げ型の連鋳機を用いる際に有効
である。これらの連鋳機は、鋳型直下から鋳造方向に或
る範囲で通常の各種ロールおよび２次冷却ゾーンを備え
ているものであればよい。また、本発明方法のいずれに
おいても、連続鋳造の曲げまたは矯正の位置での鋳片表
面温度が脆化温度域を回避するように操業することが、
より好適である。したがって、連続鋳造時の鋳片表面温
度の望ましい下限は800 ℃程度である。

【００６５】本発明方法におけるその他の望ましい条件
は次のとおりである。

【００６６】２次冷却の手段および冷却材：２次冷却の
望ましい手段はスプレーである。望ましい冷却材は水ま
たは空気−水ミストであるが、幅方向の均一冷却の観点
からこのミストの方がより好適である。空気−水ミスト
を用いる場合、空気が冷却能に及ぼす影響は水に比較し
て小さいため、水量密度Ｗのみを規定すればよい。

【００６７】水量密度Ｗの範囲：0.01〜0.06リットル／
(min・cm²) 鋳造速度Ｖc の範囲：0.5 〜 3.0 m／min 鋳片サイズの範囲：幅; 1000〜2500mm、厚さ;100〜350m
m

【００６８】

【実施例】供試鋼の溶製は、溶銑予備処理→転炉精錬→
Niの添加、脱Ｐおよび脱Ｓのための２次精錬〔ＬＦ(Lad
le furnace) 処理〕の工程で行い、その後、機長23m の
３点矯正の湾曲型連鋳機を用いて幅2300mm、厚さ240mm
の鋳片とした。鋳造した鋼鋳片の化学組成を前記の表１
および次の表２に示す。表２に示す鋼鋳片の符号Ｂおよ
びＣは、ＰおよびＳの含有量を増加または低減させた鋼
種である。

【００６９】

【表２】

【００７０】２次冷却では、矯正点における鋳片表面温
度を850 ℃に確保できるような冷却条件を設定し、かつ
冷却手段は鋳片表面が均一に冷却されるようにミスト冷
却とした。連続鋳造時の鋳片表面温度測定には放射温度
計を用いた。その結果、矯正点で鋳片のコーナー近傍の
表面温度は約850 ℃であることを確認した。

【００７１】鋳造後の鋳片は、熱応力による割れを防止
するため徐冷した後、表面を研削し、割れの発生状況を
調査した。割れの発生状況の評価は、０を全く割れが発
生しなかった場合、５を全面に深い割れが発生し手入れ
が不可能の場合とした６段階の割れコード指数を用いて
行った。

【００７２】さらに、鋳造したままの鋳片を横断面で切
断した後、鏡面研磨し、硝酸でエッチングしたサンプル
を対象として、目視により鋳片表層の柱状γ粒層の厚さ
を測定した。

【００７３】〔試験１：本発明の第１方法例および比較
例〕表３に示すように、ΔＴ、鋳造速度Ｖc および２次
冷却の水量密度Ｗの各鋳造条件を変化させた。表３に柱
状γ粒層の厚さおよび割れ発生状況を併せて示す。

【００７４】ΔＴはタンディッシュ内で測定した温度、
２次冷却の水量密度Ｗは鋳片の２次冷却過程で最も多い
部分の値を示した。

【００７５】

【表３】

【００７６】表３に示すとおり、柱状γ粒層の厚さは割
れの発生状況とよい相関があり、前述の鋳造試験結果と
もよく対応した。鋳造条件を本発明方法で定める条件の
範囲内とした本発明例では、いずれも比較例より明らか
に柱状γ粒層の厚さが薄く、割れも軽減した。ΔＴが30
℃以下の条件で鋳造した鋳片の表層には、微細γ粒層が
生成していた。

【００７７】ΔＴをさらに低下させ17℃とした本発明例
２では、割れが発生しなかった。したがって、ΔＴを20
℃以下とすれば、より高い割れ抑制効果が得られること
が明らかとなった。ΔＴが30℃を超える比較例１では、
明らかに柱状γ粒層が厚く成長し、表層の微細γ粒層も
生成しなかったことにより、重度の割れが発生した。

【００７８】水量密度の増加あるいは鋳造速度の低下に
より、0.02Ｖc ＜Ｗとした比較例２および３では、柱状
γ粒層が厚くなり、割れも悪化した。

【００７９】さらにＰおよびＳ含有量の低減処理を行
い、ともに0.001 ％未満とした鋼Ｃを対象とした本発明
例３では、割れは、ＰおよびＳ含有量の高い鋼Ａを対象
とした本発明例１よりも明らかに軽減された。割れは、
一方、Ｐ含有量が0.0028％と高い鋼Ｂを対象とした比較
例４では悪化しており、極低Ｐおよび極低Ｓ化が明らか
に割れの抑制に効果を示した。

【００８０】〔試験２：本発明の第２方法例および比較
例〕表１に示す鋼Ｃを対象として、表４に示す条件（本
発明の第１方法）にしたがって鋳造した鋼鋳片を熱間で
圧延工程に送り、粗圧延を加えて厚さ180mm の鋼片とす
る試験を実施し、加熱炉装入温度と粗圧延後の鋼片割れ
発生状況との関係を調査した。

【００８１】

【表４】

【００８２】加熱炉装入温度の変更は、同一チャージの
鋳片の加熱炉への装入タイミングを変更することにより
行った。圧延鋼片の疵発生状況の評価は、手入れによる
歩留まり低下率で行った。表４に歩留まり低下状況を併
せて示す。

【００８３】表４から明らかなように、鋳片表面温度を
700 ℃に保ったまま熱間で加熱炉に装入した本発明例４
では、手入れによる歩留まりの低下は認められなかっ
た。歩留まりは、一方、600 ℃未満で加熱炉に装入した
比較例５および６の場合には悪化した。このように歩留
まりは、加熱炉に室温または400 ℃で装入しても低下
し、両者間に低下率の差はほとんど認められなかった。

【００８４】

【発明の効果】本発明方法によれば、割れが防止または
軽減されたNi含有鋼鋳片または鋼片を連続鋳造または連
続鋳造−熱間直送圧延により製造することが可能であ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋳造速度を1.0m/min、２次冷却の比水量を0.63
リットル／(kg ・steel)の条件とした場合における鋳片
表層部のマクロ組織写真の模写図である。(a) はΔＴが
60℃、(b) はΔＴが15℃の場合である。

【図２】鋳片表層における柱状γ粒層および微細γ粒層
の厚さに及ぼすΔＴの影響を示す図である。

【図３】鋳片表層の柱状γ粒層の厚さに及ぼす水量密度
Ｗおよび鋳造速度Ｖc の影響を示す図である。

【図４】鋳片表層の柱状γ粒層の厚さを鋳造速度Ｖc と
水量密度Ｗとの関係で整理して示す図である。

【図５】Niを 5.5〜10％含有する鋼鋳片を５℃/minで昇
降温させたときの線膨張率Ｅの温度変化を示す図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量割合で、Ｃ：0.1 ％以下、Si：0.5 ％
以下、Mn：1.0 ％以下、Ni： 5.5〜10％、Ｐ：0.002 ％
以下、Ｓ：0.002 ％以下、Al：0.02％以下およびＮ：
0.001〜0.004 ％を含有する鋼鋳片を湾曲型または垂直
曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、鋳
型内に供給する溶鋼の過熱度を30℃以下とし、２次冷却
ゾーンにおいて、鋳造速度Ｖc (m／min)と下記(1) 式で
定義される水量密度Ｗ〔リットル／(min・cm²)〕との間
に、鋳造方向における全てのロール間について下記(2)
式の関係が成立するように冷却を行い、鋳片表層の柱状
γ粒層の厚さを25mm以下とすることを特徴とするNi含有
鋼鋳片の製造方法。Ｗ＝ＶL ／Ｓ・・・・・・・・・(1) 0.02Ｖc ＞Ｗ・・・・・・・・・(2) ただし、Ｗ：２次冷却の水量密度〔リットル／(min・cm
²)〕ＶL ：２次冷却ゾーンのロールとロールとの間で鋳片表
面に噴射する水量（リットル/min) Ｓ：ロール間の鋳片表面積（cm²) Ｖc ：鋳造速度Ｖc (m／min)
【請求項２】請求項１記載のNi含有鋼鋳片の製造方法に
よりNi含有鋼鋳片とし、次いで熱間のまま圧延工程に直
送して粗圧延を施し、鋼片を製造する方法であって、連
続鋳造中の鋳片を600 ℃以上の温度まで２次冷却し、次
いでこの鋳片を600 ℃以上の温度に保持したまま加熱炉
に装入して加熱した後、粗圧延を行うことを特徴とする
Ni含有鋼片の製造方法。