WO2000061322A1

WO2000061322A1 - Piece en acier moule et produit en acier presentant une excellente aptitude au formage et procede de traitement d'acier en fusion prevu a cet effet, et procede de production associe

Info

Publication number: WO2000061322A1
Application number: PCT/JP2000/002296
Authority: WO
Inventors: Masafumi Zeze; Takashi Morohoshi; Ryusuke Miura; Shintaro Kusunoki; Yasuhiro Kinari; Masayuki Abe; Hiroshi Sugano; Kenichiro Miyamoto; Masaharu Oka; Yuji Koyama
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1999-04-08
Filing date: 2000-04-07
Publication date: 2000-10-19
Also published as: CN1321766C; EP2308617B1; EP1099498A4; EP2308617A3; KR100550678B1; US6918969B2; KR20050103249A; KR20010025119A; EP2292352B1; EP2308616B1; AU3674600A; US20030015260A1; CA2334352C; EP1803512A2; AU753777B2; EP1803512B1; EP1099498A1; CA2334352A1; EP2308616A1; EP2292352A1

Description

明細書加工特性に優れた铸片と鋼材及びそのための溶鋼の処理方法と製造方法技術分野

本発明は、均一な粒径の凝固組織を備え表面欠陥や内部欠陥の発生が少なく、加工特性、さらには品質特性に優れた铸片及びその铸片を加工して製造した鋼材に関する。

また、本発明は、脱炭精練を行った後の溶鋼を造塊法や連続铸造法等を用いて铸塊ゃ铸片に製造する際に、凝固核の生成を促進し、凝固組織を微細にして品質特性や加工特性を高めることができる溶鋼の処理方法に関する。

さらに、本発明は、微細な凝固組織を備え表面欠陥及び内部欠陥が少ないクロム含有溶鋼の铸造方法及びそれを用い製造するシ一ムレス鋼管に関する。背景技術

従来、铸片は、溶鋼を、固定铸型を用いる造塊法や、振動铸型、ベルトキャスター、ストリップキャスタ一等を用いる連続铸造法により、スラブ、ブルーム、ビレツト、薄肉铸片等に铸造し、これを所定のサイズに切断して製造されている。

前記铸片は、加熱炉等により加熱された後、粗圧延や仕上げ圧延等の加工が施されて、鋼板や形鋼等の鋼材となる。

また、シームレス鋼管用の铸片は、同様に、造塊法や連続铸造法により、溶鋼を、ブル一ムゃビレツ卜に铸造して製造される。この铸片は加熱炉等で加熱された後に、粗圧延が施され、製管用の鋼材として製管工程に搬送される。そして、この鋼材は、再加熱された後矩形や円形に成形され次いで、プラグを用いて穿孔されてシームレス鋼管が製造される。

この鋼材の材質及び品質には、圧延等の加工条件のほか、加工前の铸片の凝固組織が大きく影響する。

通常、铸片の組織は、図 7 に示すように、表層に铸型により急激に冷却されて凝固した比較的細かいチル晶と、'その内側に形成された大きな柱状晶、及び、中心部に形成された等軸晶からなつており、場合によっては、柱状晶が中心部まで到達していることがある。

このように、铸片の表層部に粗大な柱状晶が存在する場合は、大きな柱状晶の粒界に、等のトランプエレメントやその化合物が粒界偏析し、その部位が脆くなり、铸片の表層に割れや冷却等の不均一に起因するへこみ疵等の表面欠陥が生じ、研削等の手入れの増加や铸片の屑化等により歩留りが低下する。

このような铸片を用い圧延等の加工を行なう際は、結晶の粒径の不均一に起因する変形の異方性が大きくなるので、幅方向と長さ方向の変形挙動が異なり、へゲ疵ゃ割れ等の欠陥が生じ易くなり、また、 r値（絞り加工指数）等の加工特性が悪くなつたり、しわ疵（特にステンレス鋼板におけるリジング、口一ビング）等の表面欠陥が発生する。

特に、外観を重要視するステンレス鋼材においては、エッジシ一ム疵ゃ口一ビング等の表面欠陥が発生して、外観不良、端部のトリム量の増加を招く。

また、このような铸片を用いてシームレス鋼管を製造すると、この鋼管には、铸片に起因するへゲ疵ゃ割れ等の表面欠陥、あるいは、内部割れ、空洞、中心偏析等の内部欠陥が残存する。また、製管時、成形や穿孔によって上記欠陥が増長され、鋼管の内面に割れやへゲ疵等の欠陥が生じる。このことは、研削等の手入れの増加、あるいは屑化の頻発等による歩留りの低下等を招くことになる。

特に、この傾向は、クロムを含有するフヱライト系ステンレスのシームレス鋼管において顕著に現れる。

また、铸片の内部に、粗大な柱状晶ゃ大きな等軸晶が存在する場合は、铸片には、铸片のバルジングゃ曲げ戻し矯正等によって加えられる歪みに起因する内部割れ、溶鋼の凝固収縮によるセンターポ口シティ（ザク）、凝固末期の未凝固溶鋼の流動に起因する中心偏析等の内部欠陥が生じる。

このように、铸片に発生した表面欠陥は、研削等の手入れの増加や屑化の頻発等による歩留りの低下を招く。そして、この铸片をそのまま用いて粗圧延や仕上げ圧延等の加工を行った場合には、铸片に生じた表面欠陥に加えて、内部割れやザク、中心偏析等の内部欠陥が鋼材に残存して、 UST 不合格や強度低下あるいは外観の悪化等を招き、鋼材の手入れの増加や屑化の頻発等の問題が生じる。

このような铸片における表面欠陥および内部欠陥は铸片の凝固組織を改善することによってその発生を抑制することができる。

铸片に発生する冷却の不均一や、凝固収縮の不均一等に起因する表面割れやへこみ疵等の表面欠陥の発生は、铸片の凝固組織を均一で微細な凝固組織にすることにより、抑制できる。

また、铸片内部の凝固収縮及び未凝固溶鋼の流動等に起因する内部割れやセンターポロシティ（ザク）、中心偏析等の内部欠陥の発生は、铸片内部の等軸晶率を高めることにより抑制できる。

したがって、铸片及びこの铸片を用いて製造する鋼材における表面欠陥及び内部欠陥の発生の抑制と、铸片の加工特性や、靱性等の品質特性の向上には、铸片の表層において柱状晶の粗大化を抑制するとともに、铸片内部において、等軸晶率を高め、全体的に均一で微細な凝固組織にすることが重要である。

この対策として、溶鋼中の介在物形態を工夫したり、凝固過程を制御したりして凝固組織を微細な等軸晶組織にし、铸片と、铸片を加工して得られる鋼材において、表面欠陥及び内部欠陥の発生を防止することが種々試みられている。

ところで、従来、铸片の凝固組織における等軸晶率を高める方法として、 1 ) 溶鋼の温度を低くして低温铸造する方法、 2 ) 凝固過程の溶鋼を電磁攪拌する方法、 3 ) 溶鋼が凝固する際に凝固核となる酸化物や介在物自体を溶鋼中に添加したり、成分添加により、それらを溶鋼中に生成させる方法、あるいは、これら 1 ) 〜 3 ) を組合せて行う方法が知られている。

上記 1 ) の低温铸造に係る方法の具体例としては、例えば特公平 7 - 84617号公報に記載されているように、溶鋼を連続铸造する際に、過熱温度（実際の溶鋼温度からこの溶鋼の液相温度を差し引いた温度）を 40°C以下にして铸型内で冷却しながら引き抜いて、凝固した铸片の等軸晶率を 70 %以上にして、フヱライト系ステンレス鋼板に発生するリジングを防止する方法がある。

しかしながら、特公平 7 -84617号公報記載の方法では、過熱温度を低くしているため、铸造途中に溶鋼が凝固してノズル詰まりを起したり地金の付着を生じて铸造が困難になったり、また、溶鋼の粘性が増加して介在物の浮上が阻害されて、溶鋼中に残存した介在物に起因した欠陥等が発生したりする。それ故上記方法においては、十分な等軸晶率を備える铸片が得られるまでに過熱温度を低くすることが困難である。

そして、表面欠陥及び内部欠陥を防止し、且つ加工特性に優れた铸片を製造するために、表層から内部に至る等軸晶を如何なる粒径とし、铸片の凝固組織をどのように均一にすれば良いかについてはこれまでのところ明確にされていない。

また、特開昭 57 - 62804号公報には、铸片における、センターポロシティ一等の内部欠陥を無くすため、内部に未凝固が存在している状態で、铸片を圧下し、中心近傍を圧着する方法が開示されているしかし、上記、特開昭 57 - 62804号公報記載の方法では、圧下により铸片の中心近傍を圧着するので、未凝固部が大きい場合は、脆弱な凝固層に大きな圧下力がかかり、これが、内部割れや中心偏析等の原因になる。一方、圧下不足が生じると、センターポロシティ等の内部欠陥が残存し、これが原因で、製管工程で穿孔した際に、割れやへゲ疵などの内面欠陥が発生し、鋼管の品質低下を招く等の問題がある。

このように、従来の方法では、微細な凝固組織を備え、表面欠陥及び内部欠陥を抑制したクロム含有鋼の铸片を製造すること、更に、連続铸造された铸片をブレークダウン（大圧下）しないで製管することが困難である。しかも、クロム含有鋼（フヱライト系ステンレス鋼）の鋼管を工業的に、無欠陥で安定して製造するには、如何なる铸造ゃ铸片の処理等を行えば良いかについて、これまでのところ明確になされていない。

さらに、上記 2 ) の溶鋼を電磁攪拌する方法には、例えば、特開昭 49 - 52725号公報や、特開平 2 - 151354号公報に記載されているように、铸型内あるいは铸型の下流側における凝固過程の溶鋼に電磁攪拌を施して、介在物の浮上を促進し、柱状晶の成長を抑制して、铸片の凝固組織を改善する方法がある。

しかしながら、特開昭 49- 52725号公報や、特開平 2 — 151354号公報記載の方法では、電磁攪拌により铸型近傍の溶鋼に攪拌流を付与した場合は、铸片の表層部を微細な凝固組織にすることができるが、铸片内部の凝固組織の微細化は十分でない。一方、铸型の下流側の溶鋼に攪拌流を付与した場合は、铸片内部の凝固組織を微細化できるが、铸片の表層部には粗大な柱状晶が形成され、铸片の表層部と内部の凝固組織を同時に微細にすることができない。

しかも、凝固過程の溶鋼に電磁攪拌により攪拌流を付与しただけでは、所定の粒径を備えた微細な凝固組織を有する铸片を得ることは困難であり、電磁攪拌による凝固組織の微細化そのものには、限界がある。

さらに、溶鋼を電磁攪拌する方法については、特開昭 50- 16616号公報に記載されているように、凝固過程の溶鋼に電磁攪拌を施し、成長する柱状晶の先端を切断し、柱状晶の切断片を凝固核として利用し、铸片の凝固組織における等軸晶率を 60 %以上にしてリジングを防止する方法がある。

しかし、特開昭 50- 16616号公報記載の方法では、铸型を出た铸片に電磁攪拌を施すため、铸片の表層部には柱状晶が存在することとなり、この柱状晶に起因した割れやへこみ疵等の表面欠陥が铸片に発生したり、あるいは、圧延等の加工を施した鋼材には、へゲ疵ゃ割れ疵に加えてリジング等の表面欠陥が発生する。

また、特開昭 52- 47522号公報に記載されているように、連続铸造铸型内の湯面から 1. 5〜3. 0 mの位置に電磁攪拌装置を設けて、 60 mmHgの推力で攪拌して、微細な凝固組織を有する铸片を製造する方法、あるいは、特開昭 52-60231号公報に記載されているように、溶鋼の過熱度を 10〜50°Cにして铸造を行い、しかも、铸造中の铸片の未凝固層に電磁攪拌を施して、铸片の凝固組織を等軸晶からなる微細な組織にして、中心偏析ゃセンターポロシティ等の内部欠陥の無い鋼材を製造する方法がある。

しかしながら、特開昭 52- 47522号公報記載の方法では、铸型内で凝固しつつある溶鋼に電磁攪拌を行って、成長する柱状晶（デンドライト組織）を抑制するので、電磁攪拌を付与した部位近傍の凝固組織をある程度までは微細にできるが、铸片全体の凝固組織を微細にするには、多段の電磁攪拌装置が必要になり、設備費が増大するという問題がある。そして多段の電磁攪拌装置を設けることは設置スペースの観点からも極めて困難であり、上記特開昭 52- 47522号公報記載の方法は全体の凝固組織を微細化した铸片を製造するのに限界か'ある。

さらに、特開昭 52 - 60231号公報記載の方法では、低温铸造を行うので、浸漬ノズルの内面に介在物が付着してノズル詰まりが生じたり、铸型内溶鋼の温度が低下して湯面皮張りが生じたり、場合によつては、铸造を中断せざるを得ない等、操業が不安定になるという問題がある。

このように、低温铸造の場合は、溶鋼の铸造温度を低くするので、铸型に注湯する浸漬ノズルの詰まりが生じて铸造が中断したり、注湯量の減少に伴う铸造速度が低下する等の事態を招き、铸造温度を铸片の凝固組織を安定して微細化できる程度までの温度に下げることが困難である。

さらに、電磁攪拌装置を用いた場合は、溶鋼の凝固過程において、局部的に電磁攪拌を施しても、铸片の表層部あるいは内部には柱状晶ゃ粗大な等軸晶が生成し、これが、表面欠陥あるいは内部欠陥の原因となり、手入れの増大や屑化の頻発により歩留りが低下したり、内部割れやセンタ一ポロシティ一、中心偏析等の内部欠陥により鋼材の品質が損なわれるという欠点がある。

一方、メニスカスを含めた下流側に、複数の電磁攪拌装置を設けて铸片の全断面の凝固組織を微細にすることも考えられるが、攪拌する部位によつて微細化の程度が異なるので、铸片全体にわたり安定して微細な凝固組織を得ることができない。また、安定した微細な凝固組織を得ようとすれば電磁攪拌装置の設置数が多くなる。電磁攪拌装置の設置数は、設備費用や連続铸造装置の構造の点から制約を受けるので必要な数の設置そのものが困難になる。いずれにしても、複数の電磁攪拌装置を設けても、凝固組織の十分な微細化が図れない。

さらに上記 3 ) の、凝固核となる酸化物や介在物自体を溶鋼中に添加したり、成分添加によりそれらを溶鋼中で生成させる方法の具体例としては、例えば、特開昭 53 - 90129号公報に、鉄粉と C o， B，

W , Mo等の酸化物をくるんだワイヤ一を溶鋼に添加し、このワイヤ一が溶解する位置に電磁攪拌による攪拌流を付与し、铸片全体を等軸晶からなる凝固組織にする方法が記載されている。しかし、この方法では、ワイヤー内にある添加物の溶解が不安定であり、溶け残りが生じる場合がある。溶け残りが生じた場合、この溶け残りは製品欠陥の原因となる。また、ワイヤー内の添加物が全て溶けてもこの添加物を表層から内部にわたって铸片全体にわたり均一に分散させることは非常に困難であり、その結果、凝固組織の大きさが不均一となり好ましくない。さらに、等軸晶化効果は、電磁攪拌位置や攪拌推力の影響を受けるので、設備的な条件で制約を受けてしまうという欠点を有する。また、特開昭 63— 140061号公報には、铸造時に T i N 等の微粒子を添加する方法が記載されているが、この方法を実施する時には、特開昭 53 - 90129号公報と同じ欠点が発現する。

溶鋼への所要成分の添加により、凝固核となる介在物を生成させることによる効果については、例えば、フヱライト系ステンレス鋼の溶鋼中に T i N を生成させ、凝固組織を等軸晶化することが一般に知られている（例えば、鉄と鋼、 1974年 4 一 S 79) 。しかし、上記 T i N の生成により十分な等軸晶化効果を得るためには、上記「鉄と鋼」にも記載されているように、溶鋼中の T i濃度を 0. 1 5重量％以上に高くする必要がある。

したがって、上記 T i N の生成により十分な等軸晶化効果を得るためには、高価な T i合金の添加量が増加して、結局、製造コストが高くなるうえ、さらに、铸造中、粗大な T i N に起因したノズル絞りが生じたり製品板にへゲ疵が生じるなどの問題が生じる。さらに、添加する T i N 量との関係で、鋼の成分組成が制約を受けるので、適用できる鋼種が限定されてしまう。

そこで、できるだけ微量の何んらかの成分の添加で、効率的に微細な等軸晶組織を備える铸片を得る手段が求められ、そのために溶鋼中に Mgを添加する方法が提案された。

しかし、 Mgは沸点が約 1 107°Cと溶鑭温度より低く、溶鋼中への溶解度がほとんど無いため、金属 Mgを溶鋼に投入、添加しても大部分は蒸気となって逃げてしまう。したがって、一般に通常の方法で添加しても、 Mg歩留りは非常に低いものとなるので、 Mgの添加法をェ夫する必要がある。

また、本発明者は、 Mg添加につき研究を進める中で Mg歩留りや、 Mg添加後に生成する酸化物の組成が、溶鋼成分だけでなく、スラグ成分にも影響されることを見い出した。すなわち、単に、溶鋼中に Mgを添加しただけでは、溶鋼中に、凝固核として有効に作用する組成を有する介在物を生成することは困難であることを見い出した。

例えば、特開平 7 -486 16号公報には、取鍋等の容器内の溶鋼表面を覆うスラグを、 MgO を 3〜1 5重量％、 FeO 、 Fe ₂ 0 ₃ 及び MnO を 5 重量％以下にした Cat) · S i 0₂ · A 1 ₂0 ₃ 系のスラグにしておき、このスラグを貫通して Mg合金を添加することにより、溶鋼中の Mg歩留りを高め、しかも、微細な MgO 、及び、 MgO ' A l ₂0₃ の酸化物を生成して鋼材の品質を向上する方法が記載されている。特開平 7 -48616号公報記載の方法では、 CaO · Si0₂ · A 1₂0₃ 系のスラグで溶鋼の表面を覆っているので、 Mgの蒸発を抑制して歩留りの向上を図ることができるという利点を有する。しかし、特開平 7 -48616号公報記載の方法では、溶鋼を覆うスラグ中の FeO 、 Fe₂0₃ 及び MnO の総量を 5重量％以下と規定するのみで、 Si0₂量を規定していない。そうすると、スラグ中の Si0₂の含有量が多い場合は、金属 Mgや Mg合金を添加した際に、 Mgは、スラグ中に含まれる Si0₂と反応して、溶鋼中の Mg歩留りが低下する。 Mg歩留りが低い場合、溶鋼中の A 1₂0₃ 等を MgO を含む酸化物に改質することができず、結局 A1 ₂0₃ 系の粗大な酸化物が溶鋼中に残存しそれが原因となり、铸片ゃ鋼材に欠陥が生じる。

A 1₂0₃ 系酸化物は、凝固核としての作用の程度は小さいので、铸片の凝固組織は粗大化して、铸片の表面あるいは内部に、割れや中心偏析、センターポロシティ等の欠陥が生じ、铸片歩留りの低下等を招くことになる。

さらに、この铸片を加工した鋼材にも、粗大な凝固組織に起因する表面欠陥及び内部欠陥が発生し、歩留りや品質の低下を招く等の問題がある。

さらに、スラグ中の CaO 濃度あるいは溶鋼中の Ca濃度に対して何ら制約を設けていないため、高融点の MgO 等が生成する代りに凝固核として作用しない低融点の複合化合物（CaO— AI ₂0₃ -MgO 系の酸化物）が生成してしまう場合がある。

また、特開平 10— 102131号公報、及び、特開平 10— 296409号公報には、溶鋼中に Mgを 0.001〜0.015 重量％含有させて微細で分散性の良い酸化物を形成し、この酸化物を铸片の全てにわたって分布させることにより、铸片の凝固組織を改善する方法が提案されているしかし、特開平 1 0— 1 02 1 3 1号公報記載の方法、及び、特開平 1 0— 296409号公報記載の方法では、酸化物が铸片の表層部から内部に均一に 50個 Z mm ² 以上の高密度で分布せしめているので、铸片や、加ェ途中の铸片、あるいは、铸片を加工して得た鋼材に、酸化物に起因する割れやへゲ疵等の欠陥が発生する場合がある。このような場合、表面研削等の手入れを必要とし、また、鋼材が屑化したりするので製品の歩留りが低下する。

さらに、鋼材の表面に酸化物が露出したり、また、表層近傍に酸化物が存在したりする場合には、酸や塩水等と接触した際に、酸化物（M gOを含有する酸化物）が溶出し、鋼材の耐食性が低下する等の問題がある。

また、本発明者が、溶鋼への Mg添加による等軸晶化のための最適条件を見い出すため、種々の実験を行なった結果、たとえ、同じ溶鋼成分、及び Zまたは、同じスラグ組成であっても、 A 1等の脱酸元素と M g添加の順序が等軸晶化効果に大きく影響するということを新たに見い出した。

すなわち、溶鋼中に、 Mgを添加した後に、 A 1を添加すると Mg添加後に生成した M gO の表面を A 1 ₂ 0 ₃ が覆うので、生成した Mg O が、凝固核として有効に作用しないということを見い出した。

その結果、 M g O による凝固組織の微細化効果を得ることができず、凝固組織が粗大化して、割れ等の表面欠陥や中心偏析、センターポロシティ等の内部欠陥が発生する。その結果、铸片ゃ鋼材への手入れが増えたり、鋼片ゃ鋼材の屑化を招くことになり、製品の歩留りや品質が低下する。

このように、従来の凝固核として酸化物や介在物自体を溶鋼中に添加したり、所要の成分添加により溶鋼中に凝固核を生成させる方法では、均一な凝固組織にした無欠陥の铸片を得ることは困難であり、それ故、圧延等の加工特性の高い铸片を得て、さらに、欠陥の少ない良品質の鋼材を得ることができないという問題がある。

そして、また、現在のところ、無欠陥の加工性の良い铸片を安定して工業的に製造するには、如何なる凝固組織にすれば良いかについてこれまでのところ、明確にされていない。

このように、低温铸造ゃ電磁攪拌を行ったり、凝固核を形成する酸化物を添加して铸片の等軸晶化を図る従来の方法では、铸片に生じる割れやへこみ疵、中心偏析、センタ一ポロシティ（ザク）等の表面欠陥及び内部欠陥の発生を抑制しながら、しかも、均一な粒径の凝固組織を得て、無欠陥の铸片とし、その铸片の加工特性を高め、欠陥の少ない品質の優れた鋼材を安定して工業的に製造することができないのが現状である。発明の開示

本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、凝固組織を、微細で均一な凝固組織にし、割れやセンタ一ポロシティ、中心偏析等の表面欠陥及び内部欠陥の発生を抑制し、加工特性、及び又は、品質特性に優れた铸片を提供することを目的とする。

また、本発明は、この铸片を加工して得られる、表面欠陥及び内部欠陥のない、加工特性及び Z又は品質特性に優れた鋼材を提供することを目的とする。

さらに、本発明は、溶鋼中で、高融点の M gO含有酸化物の生成を促進し、これを凝固核として作用させ、铸片の凝固組織を微細にすることができる溶鋼の処理方法を提供することを目的とする。

さらに、本発明は、铸片の凝固組織を微細な凝固組織にして、割れゃ偏析等の表面欠陥及び内部欠陥の発生を抑制し、鋅片を鋼材に加工する時、鋼材に発生する欠陥が少なく、かつ、耐食性等の品質特性に優れた铸片を铸造することができる連続铸造方法を提供することを目的とする。

さらに、本発明で、铸片の凝固組織を微細な凝固組織にして、割れゃ偏析等の表面欠陥及び内部欠陥の発生を抑制し、铸片をシームレス鋼管に製管する時、鋼管に発生する欠陥が少なく製品の歩留り等を向上できるクロム含有鋼の铸片を铸造する铸造方法、及び、その铸片から製造した鋼管を提供することを目的とする。

前記目的に沿う本発明の铸片（以下、「铸片 A」という。）は、铸造された铸片の全断面の 60 %以上が下記式を満たす等軸晶であることを特徴とする。

D < 1. 2 X ^{1 / 3} + 0. 75

ここで、 Dは結晶の方位が同一である組織としての等軸晶の径（ mm) 、 Xは铸片の表面からの距離（mm) である。

铸片において、上記式を満たす凝固組織を得ることにより、铸片の表層に残存する柱状晶の幅を小さくし、凝固時の溶鋼成分の固液分配に起因するミク口偏析を抑えて割れ抵抗を強め、凝固過程の歪みや铸片のバルジングゃ曲げ戻し矯正等により加えられる応力に起因する割れ欠陥の発生を抑制することができ、さらに、厚み中心部の溶鋼の凝固収縮や溶鋼流動に起因するセンターポロシティや中心偏析等の内部欠陥の発生を防止することができる。

しかも、上記式を満たす凝固組織を有する铸片 Aは、圧延等の加ェを施した際に、変形が均一であり加工特性が高いので、加工された鋼材においては、表面欠陥及び内部欠陥の発生が抑制される。

さらに、铸片 Aにおいて、前記等軸晶が铸片の全断面を占めるようにすることができる。

鍀片の全断面を柱状晶のない均一で微細な凝固組織にして、铸片の表層及び内部におけるミクロ偏析をより小さくすると、凝固過程の歪みや応力に起因する割れ抵抗をより強めることができる。その結果、铸片において、表面欠陥及び内部欠陥の発生をより防止することができ、铸片の表層から内部にわたり、加工時における変形の均一性が增して加工特性が向上する。

前記目的に沿う本発明の加工特性に優れた他の铸片（以下「铸片

B」という。）は、铸造された铸片の表面から等しい深さにおける結晶粒径の最大値が、その深さにおける平均の結晶粒径の 3倍以内であることを特徴とする。

結晶粒径に係る上記関係を満たす凝固組織を得ることにより、铸片の表層から所定の深さに存在する結晶の粒径を均一にすることができる。その結果、 C u等のトランプエレメントの局部的な粒界偏析が抑制されて、表層部の粒界割れが抑制される。更に、加工を施した際に均一な結晶粒の変形が得られ、特定の結晶粒に変形が集中するのを抑制できるので、絞り加工特性指数である r値を向上することができ、かつ、しわ疵、リジング、ロービング等の表面欠陥を防止することができる。

さらに、铸片 Bにおいて铸片の厚み方向の断面の 60 %以上を等軸晶にすることができる。

铸片の厚み方向の断面の 60 %以上を等軸晶にすることにより、铸片の凝固組織を柱状晶の成長が抑制された凝固組織にすることができる。その結果、铸片の表層及び内部における粒界偏析がより抑制され、凝固過程の歪みや応力に起因する割れ抵抗が高まり、铸片における表面欠陥及び内部欠陥の発生が抑制されるとともに、加工を施した際の変形挙動の等方性（圧下により幅及び長さ方向の延び）が向上し、加工特性が向上する。すなわち、鋼材において、割れやへゲ疵、加工変形の不均一性に起因するしわ疵等の表面欠陥が発生するのを防止することができる。また、さらに、铸片 Bにおいて、铸片の厚み方向の全断面を等軸晶にすることができる。

このような凝固組織においては、ミクロ偏析がより一層抑制され、より均一な凝固組織となるので、铸片においては割れ等に対する抑制力がより強くなり、表面欠陥及び内部欠陥の発生がより確実に防止されて、かつ、表層から内部に至る加工時の変形の均一性が増して、加工特性、 r値、靱性がより向上する。

前記目的に沿う本発明の品質特性と加工特性に優れた铸片（以下「铸片（：」という。）は、溶鋼の凝固時に形成される <5フェライトとの格子不整合度が 6 %以下の介在物を 1 00個 Z cm ² 以上含有していることを特徴とする。

5フニライ卜との格子不整合度が小さい介在物は、凝固核を効率良く多数、生成する接種核として作用する。多数の凝固核が形成されれば凝固組織は微細になり、その結果、铸片の表層及び内部におけるミクロ偏析は抑制されて、冷却の不均一や収縮歪み等に対する割れ抵抗が向上する。また、凝固核が、凝固後におけるピンニング作用（凝固直後における結晶粒の成長を抑制する）をなし、凝固組織の粗大化が抑制されて、より安定した微細な凝固組織を得ることができる。

そして、このような凝固組織を有する铸片は、圧延等の加工を施した際には、圧下した方向に容易に変形する。即ち、この铸片は加ェ特性がきわめて高い。

なお、铸片中に含有される介在物の個数が 100個 Z cm ² 未満になると、形成される凝固核の数が少なくなるとともに、凝固後のピンニング作用が十分でなくなるので、铸片の凝固組織が粗大なものとなり、その結果、铸片には表面欠陥及び内部欠陥が発生する。

さらに、铸片 Cにおいては、前記介在物に、 10 m以下の大きさの介在物を 100個ノ cm ² 以上含有させることができる。

介在物が細かければ、凝固核を効率良く多数生成することができ、かつ、ピンニング作用を高めることができるので、より微細で均 —な凝固組織を得ることができる。このような凝固組織を有する铸片においては、圧延等の加工を行う際の加工性が高く、鋼材にへゲ疵ゃ表面割れ、しわ疵等の表面欠陥及び内部欠陥が発生しない。

介在物の大きさが 10 mより大きいと、溶鋼が凝固する際に凝固核としての作用するものの、へゲ疵ゃスリバー疵が発生しやすくなり問題となる。

また、铸片 Cは凝固初晶が 5フライ卜の鋼種のものであってもよい。

铸片の冷却中に相変態が生じ、凝固後、又は、冷却中にフェライト以外の組織となる鋼種であっても、铸片 Cにおける介在物は、接種核として作用し、 5フヱライトの凝固核の生成を促進するので、微細で均一な凝固組織を得ることができる。その結果、冷却後の铸片の結晶組織を微細にすることができる。

前記目的に沿う本発明に係る品質特性に優れた铸片（以下「铸片 D」という）は、溶鋼の凝固時に凝固核を形成するための金属又は金属化合物を溶鋼に添加して铸造した铸片において、該铸片の表層部に含まれる大きさが 10 m以下の金属化合物の個数に対し、該表層部より内部に含まれる大きさが 10 i m以下の金属化合物の個数が 1. 3倍以上であることを特徴とする。

このように、铸片 Dにおいては、金属を溶鋼に添加して生成した金属化合物、又は直接溶鋼に添加した金属化合物のうち、大きさが 10 / m以下の金属化合物が、铸片の表層部より铸片の内部に多く含まれている。この金属化合物が溶鋼が凝固する際の凝固核として働き、凝固組織の等軸晶径を小さくし、その結果、粒界偏析を抑制する。また、この金属化合物は、ピンニング作用をなし凝固後の等軸晶の粗大化を抑制する。

結局、铸片 Cにおいては、凝固過程の歪み及び応力による割れやへこみ疵、介在物等に起因する表面欠陥の発生が防止され、铸片のバルジングゃ曲げ戻し矯正等により加えられる歪みに起因する内部割れへの抵抗が強まり、また、凝固末期における溶鋼の凝固収縮や溶鋼流動に起因するセンターポロシティ（ザク）や中心偏析等の内部欠陥の発生が抑制されている。

しかも、铸片 Dにおいては、表層部の金属化合物の個数を、内部の金属化合物の個数より少なくしているので、铸片に圧延等の加工が施される際に、介在物に起因して発生する表面欠陥が少なくなり、耐食性等の品質特性や加工性等が良好になる。

なお、铸片 Dにおける表層部とは、表層より 1 0 %を超えて表層より 25 %までの範囲をいう。この範囲を外れると、表層部が薄くなり過ぎて金属化合物の多い内部が表層に近くなつたり、内部の金属化合物の個数が増加し、表層部を微細な凝固組織にできず、铸片に加ェを施す際に金属化合物に起因する欠陥が生じ易くなる。

ここで、溶鋼に含まれる金属化合物と、溶鋼の凝固時に形成される（5フヱライトとの格子不整合度を 6 %以下にしてもよい。

このようにすると、溶鋼の凝固時、凝固核の形成能が高くなり、より一層微細な凝固組織が得られ、表層部及び内部のミクロ偏析を極力小さくできる。しかも、圧下方向に対する変形が容易になり、加工特性及び品質特性に優れた铸片を安定して製造することができさらに、铸片 Dをフェライト系ステンレス鋼の铸片とすることができる。

フヱライト系ステンレス鋼の铸片 Dにおいては、粗大化し易い凝固組織を、容易に微細な等軸晶にすることができる。

本発明の上記铸片には、 Mgあるいは Mg合金を溶鋼に添加して生成せしめた MgO 含有酸化物を含有させることができる。

MgO 含有酸化物を含有させることにより、溶鋼中における酸化物の凝集を抑制して酸化物の分散性を高めて、凝固核として作用する酸化物の個数を増すことができる。その結果、铸片の凝固組織は、より安定して微細な凝固組織となる。

本発明の上記铸片は、加熱された後、例えば、 1 100〜 1350 °Cに加熱された後、圧延等の加工が施され鋼材とされるものであるが、上記の各特徴を備えているので、圧延等の加工の際の割れ抵抗が高く、加工を施す際に特定の結晶粒に変形が集中するのが防止されて、結晶粒の均一な変形（変形挙動の等方性）が得られるものである。

したがって、本発明の上記铸片は、圧下した際に、幅及び長さ方向へ均一に変形するから、該铸片を加工して得られる本発明の鋼材は、鋼材に発生するへゲ疵ゃ割れ等の表面欠陥、及び、センターポ口シティや中心偏析等の内部欠陥の発生が極めて少ないものである。しかも、本発明の鋼材は介在物に起因する表面欠陥及び内部欠陥も少なく、耐食性等の品質特性も良好なものである。

ここで本発明の上記铸片を製造するために必要な溶鋼の処理方法 (以下、「本発明の処理方法」という）について説明する。

本発明の処理方法のひとつ（以下「処理方法 I 」という。）·は、精練炉で精練された溶鋼中の総 Ca量を 0. 001 0質量％以下とし、次いで、該溶鋼に所定量の Mgを添加することを特徴とする。

この処理方法 I により、溶鋼中において、カルシウム · アルミネ一ト（1 2 CaO · 7 A 1 ₂ 0 ₃ 等の低融点介在物）の生成を抑制することができる。その結果、カルシウム ' アルミネートに Mg酸化物（MgO) が加わって形成される CaO _ A l ₂ 0 ₃ — MgO の 3元系複合酸化物の形成を防止して、凝固核となる MgO や MgO * Al ₂0₃ 等の高融点酸化物を形成することができる。

ここで、総 Ca量とは、溶鋼中に存在する Caや、 CaO 等の Ca含有化合物の Ca分の合計量であり、処理方法 I で規定する含有量は、溶鋼中に Caを全く含まないか、又は、 0.0010質量％以下含む場合の含有量である。

さらに、本発明の処理方法 I においては、溶鋼中にカルシウム · アルミネートの複合酸化物を含まないようにしてもよい。

このようにすると、溶鋼中に酸化物（MgO) が存在する時、通常、カルシウム ' アルミネートと酸化物（MgO) で形成される CaO— A1₂0 3 -MgO の 3元系複合酸化物の形成を安定して防止することができ、その結果、溶鋼中に MgO や MgO ' Al ₂0₃ 等の高融点酸化物（以下、「Mg0 含有酸化物」ということがある。）をより確実に形成することができて、铸片の凝固組織を微細化して、鋅片に表面欠陥及び内面欠陥が発生するのを防止することができる。

溶鋼に添加する Mgの量は、 0.0010〜0. 10質量％が好ましい。

Mgの添加量が 0.0010質量％未満になると、溶鋼中の MgO 含有酸化物による凝固核の数が少なくなつて、凝固組織を微細にすることができない。一方、 Mgの添加量が 0.10質量％を超えると、凝固組織の微細化の効果は飽和し、添加する Mgや Mg合金が無駄になるし、また、 MgO や MgO 含有酸化物を含めた酸化物の増加に起因して欠陥が生じる場合がある。

本発明の処理方法 I によって処理された溶鋼を铸型に注湯し、冷却して製造した本発明の铸片は、微細な MgO 及びノ又は MgO 含有酸化物により凝固組織が微細化されて、铸片の表面に発生する割れやへこみ疵等の表面欠陥や内部割れやセンターポロシティ（ザク）、中心偏析等の内部欠陥の発生が抑制されたものとなる。そして、この铸片に圧延等の加工を施し鋼材を製造する際には、鋼材に表面欠陥及び内部欠陥が発生するのが防止され、また、手入れや屑化が無くなり製品歩留りと材質が向上する。

本発明の別の処理方法（以下、「処理方法 Π」という。）は、溶鋼に、所定量の Mgを添加する前に、所定量の A1含有合金を溶鋼に添加して脱酸処理を行うことを特徴とする。

この処理方法 Πは、先に A1含有合金を添加して、この A1含有合金と、溶鋼中の酸素、 MnO 、 Si0₂、 FeO 等と反応させて A 1₂0₃ を生成させ、その後に、所定量の Mgを添加することにより、 AI ₂0₃ の表面に、 Mgの酸化によって生成した MgO 、又は、 MgO * Al ₂0₃ を形成するものである。 A 1₂0₃ の表面に存在する MgO 、又は、 MgO ' Al₂0₃ は、凝固初晶である <5フユライトとの格子不整合度が 6 %以下であるので、溶鋼が凝固する際に、凝固核として作用する。その結果、凝固組織が微細化されて、割れ等の表面欠陥や中心偏析、センタ一ポロシティ等の内部欠陥の発生が抑制され、しかも、加工性や耐食性の低下も抑制される。

A1含有合金とは、金属 A1や、 Fe— A1合金等の A1を含有したものを意味し、添加する Mgは、金属 Mgや、 Fe— Si— Mg合金、 Ni— Mg合金等の Mg含有合金を意味する。

さらに、本発明の処理方法 Πにおいては、溶鋼に Mgを添加する前に、所定量の A1含有合金の他に、所定量の Ti含有合金を添加して脱酸処理を行うこともできる。

上記 Ti含有合金の添加により、 Tiを溶鋼中に固溶させ、その一部を ΤΊΝ として生成させて、凝固核として作用せしめ、しかも、脱酸によって生成した A 1₂0₃ の表面に、 MgO 又は MgO · A 1₂0₃ を形成させて、併せて、凝固核として作用させることができる。なお、 Ti含有合金とは、金属 Tiや、 Fe_Ti合金等の Tiを含有したものを意味する o

本発明の処理方法 Πにおいては、 Mgの添加量を 0.0005〜0.010 質量％にするのが好ましい。

この範囲の Mg添加により、脱酸によって生成した A1₂0₃ の表面に MgO 、又は、 MgO · A 1₂0₃ を十分に形成することができる。この Mg 0 又は MgO · A 1₂0₃ は、溶鋼が凝固する際、凝固核として十分に作用し、凝固組織をより微細にする。

Mgの添加量が 0.0005質量％より少ないと、 <5フヱライトとの格子不整合度が 6 %以下の表面を有する酸化物の個数が不足することになり、凝固組織を微細にすることができない。一方、 Mgの添加量が 0.010質量％を超えると、酸化物による凝固組織の微細化効果が飽和するとともに、 Mg添加に要するコス卜が高くなる。

また、本発明の処理方法 Πにおいては、溶鋼をフヱライト系ステンレス鋼の溶鋼にすることができる。

本発明の処理方法 Πによれば、凝固組織が粗大化し易いフニライト系ステンレス鋼の凝固組織を微細化することができ、その結果、铸片の表面に発生する割れやへこみ疵、内部割れ、センタ一ポロシティ、中心偏析等を抑制することができる。

本発明の処理方法 I及び処理方法 Πにおいては、溶鋼中に含まれるスラグゃ脱酸生成物等の酸化物と、溶鋼に Mgを添加した際に生成する酸化物が、下記（ 1 ) 及び（ 2 ) 式を満たすように、 Mgを添加することがより好ましい。

17.4 (kAl ₂0₃ ) + 3.9(kMgO) + 0.3(kMgAl ₂0₄)

+ 18.7 (kCaO) ≤ 500 … ( 1 )

(kAl ₂0₃) + (k gO) + (k gAl₂0₄) + (kCaO) ≥ 95

… ( 2 ) ここで、 kは、酸化物のモル％を表す。この Mg添加により、 5フェライトとの格子不整合度が 6 %以下で、凝固核として有効に作用する酸化物である CaO * A 1₂0₃ · MgO 、

MgO - A 1₂0₃ 、 MgO 等の複合酸化物を生成することができる。溶鋼が凝固する際、これ等の複合酸化物が凝固核として作用し、等軸晶を生成させて铸片の凝固組織を微細にする。

この Mg添加は、フヱライト系ステンレス鋼の溶鋼にも適用できるすなわち、上記 Mg添加により、凝固組織が粗大化し易いフェライト系ステンレス鋼の凝固組織を、より微細な凝固組織にすることができ、铸片に発生する内部割れや中心偏析、センターポロシティ等を抑制することができる。また、この铸片を加工した鋼材においては、粗大な凝固組織に起因する口一ビング、エッジシーム疵の発生を防止することができる。

本発明の別の処理方法（以下「処理方法 m」という）は、溶鋼の液相線温度以上で TiN が晶出する溶解度積を満たす Ti濃度と N濃度の溶鋼に、所定量の Mgを添加することを特徴とする。

この処理方法 mによれば、 TIN が晶出しない高温時には、分散性の良好な MgO や MgO ' Al ₂0₃ の MgO 含有酸化物が生成し、溶鋼温度が低下するにつれ、この MgO 含有'酸化物の上に TiN が晶出して溶鋼中に分散し、これが凝固核として作用して铸片の凝固組織が微細化される。なお、 Mgの添加は、金属 Mgや Fe— SI— Mg合金、 Ni— Mg合金等の Mg含有合金を投入することによって行う。

ここで、前記 Ti濃度〔％Ti〕と N濃度〔％N〕は、下記式を満たすことが好ましい。

〔％Ti〕 X C % N] ≥ ( 〔％Cr〕 ^{2 5} + 150) x 10"⁶

但し、〔％Ti〕は溶鋼中の Ti質量％、 (% N] は溶鋼中の N質量 %、 (%Cr) は溶鋼中の Cr質量％である。本発明の処理方法 mにおいては、溶鋼中に含まれる T iと Nの濃度を所定の範囲に維持して、所定量の Mgを添加するので、生成した T i N を分散性の高い MgO 含有酸化物に随伴させて、溶鋼中に安定して分散させることができる。この T i N が、溶鋼が凝固する際に凝固核として作用して、铸片の凝固組織をより微細にする。

本発明の処理方法 ΙΠは、凝固組織が粗大化し易い C r含有フュライト系ステンレス鋼に対しても、凝固組織の微細化効果を発揮し、铸片ゃ鋼材に、表面欠陥や内部欠陥が発生するのを防止することがでさ <£>。

本発明の処理方法 ΙΠは、特に C rを 10〜23質量％含むフライト系ステンレス溶鋼の铸造に好適なものである。

C rの含有量が 10質量％より少ないと、鋼材の耐食性が低下するとともに、所望の微細化効果が得られない。一方、 C rの含有量が 23質量％を超えると、 C r合金鉄を添加しても鋼材の耐食性が向上しないとともに、合金鉄の添加量が増大し製造コストが高くなる。

本発明の別の処理方法（以下、「処理方法 IV」という。）は、溶鋼を覆うスラグ中に、 Mgによって還元される酸化物を 1 ~ 30質量％含有させておくことを特徴とする。

この処理方法 Wによれば、スラグに含まれる酸化物の総質量を所定値に維持しているので、溶鋼に添加した Mgが、 MgO や MgO を含む酸化物を生成する割合（歩留り）を高くすることができ、その結果、微細な MgO 、あるいは、 MgO を含む酸化物（以下「MgO 含有酸化物」という。）を溶鋼中に分散させることができる。

そして、この MgO あるいは MgO含有酸化物が凝固核として作用し、铸片の凝固組織が微細化される。この結果、铸片の表面に発生する割れやへこみ疵、内部に生じる割れや中心偏析、センタ一ポロシティ等を抑制することができ、铸片の手入れを不要としたり、屑化等を防止して铸片の歩留りを向上でき、さらに、この铸片に圧延等の加工を施した鋼材の品質も向上できる。

ここで、前記スラグ中の酸化物は FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 、 Si0₂の 1 種または 2種以上を意味する。

スラグ中の酸化物を適宜選択することにより、スラグ中の酸化物による Mgの消費を抑制して Mg歩留りを高くし、溶鋼中に効率良く Mg を添加することができる。

さらに、本発明の処理方法 Wにおいては、溶鋼中に含まれる A1₂0 3 を 0.005〜0. 10質量％にすることが好ましい。

これにより、融点の高い A 1₂0₃ を MgO * Al ₂0₃ 等の複合酸化物にすることができ、しかも、 MgO の分散性を利用して、この複合酸化物を溶鋼中に均一に分散せしめ、凝固核として作用する MgO含有酸化物の比率を高めることができる。

本発明の別の処理方法（以下「処理方法 V」という。）は、溶鋼に所定量の Mgを添加する前に、溶鋼を覆うスラグ中の CaO の活量を 0. 3 以下にすることを特徴とする。

この処理方法 Vによれば、溶鋼に添加した Mgによって、 5フェラィトとの格子整合度の優れた MgO や、高融点の MgO含有酸化物を微細に生成させ、溶鋼中に分散させることができる。

そして、溶鋼が凝固する際、この MgOや MgO含有酸化物が凝固核として作用するので、铸片の凝固組織が微細になる。

スラグ中の CaO 活量が 0. 3 を超えると、凝固核として作用しない CaO を含んだ低融点の酸化物、あるいは、 <5フライトとの格子不整合度が 6 %を超える酸化物が増加する。

本発明の処理方法 Vにおいては、スラグの塩基度を 10以下にすることが好ましい。

スラグの塩基度が 10以下に調整されていれば、スラグ中の CaO の活量を安定して抑制でき、 MgO含有酸化物が、低融点の酸化物、あるいは、 <5フヱライトとの格子不整合度が 6 %を超える酸化物になるのを防止することができる。

さらに、本発明の処理方法 Vは、フヱライト系ステンレス鋼の溶鋼に好適に適用できる。

本発明の処理方法 Vを、フェライト系ステンレス鋼の溶鋼の処理に適用すれば、溶鋼が凝固する際に、粗大化し易い凝固組織を微細にすることができ、铸片やそれを加工した鋼材等に発生する表面及び内部欠陥を防止することができる。

本発明の上記铸片は、連続铸造によって製造できるが、その連続铸造方法は、 MgO もしくは MgO 含有酸化物を含有する溶鋼を铸型に注湯し、電磁攪拌装置により、該溶鋼を攪拌しながら铸造することを特徴とする。

この連続铸造方法によれば、溶鋼中で分散性の高い MgO 及び Z又は MgO 含有酸化物を形成せしめ、この酸化物による凝固核の生成の促進作用及びピンニング作用（凝固直後における組織の成長を抑制する）により、铸片の凝固組織を微細化することができる。

しかも、電磁攪拌装置による攪拌により、铸片の表層部に存在する酸化物を少なくすることができ、铸片ゃ鋼材において、酸化物に起因して発生するへゲ疵ゃ割れ等の欠陥を防止し、かつ、耐食性を高めることができる。

ここで、本発明の連続铸造方法においては、電磁攪拌装置を鋅型内のメニスカスから下流側 2. 5 mまでの範囲に設置することが好ましい。

上記範囲に電磁攪拌装置を設置すると、初期に凝固した表層部に捕捉される酸化物を洗い流しながら表層部の凝固組織を微細にし、铸片内部に MgO 及び又は MgO 含有酸化物を多く含有せしめて、凝固組織をより微細な凝固組織にすることができる。そして、その結果、铸片ゃ鋼材において、酸化物に起因して発生するへゲ疵ゃ割れ等の欠陥を防止し、かつ、耐食性を高めることができる。

電磁攪拌装置により攪拌する位置は、メニスカス（湯面）より上部になると溶鋼に攪拌流を効率良く付与できず、一方、 2. 5 mを越えた下流側では、凝固殻が厚くなり過ぎて、表層部となる凝固殻内の酸化物が増加して耐食性が低下する等の問題が生じる。

さらに、本発明の連続铸造方法においては、電磁攪拌装置により溶鋼に付与する攪拌流の流速を l O cmZ秒以上にすることが好ましいこれにより、铸片の凝固殻に捕捉される酸化物を、溶鋼の流れにより洗浄しつつ除去することができる。

攪拌流の流速が 1 0 cm/秒未満では、凝固殻の近傍の酸化物を洗浄しつつ除去できない。また、攪拌流の流速が強くなり過ぎると、溶鋼の表面を覆うパウダーを巻き込んだり、铸型内のメニスカスに乱れが生じるので、攪拌流の流速の上限を 50 cmZ秒にすると好ましいまた、電磁攪拌装置は、铸型内の湯面に対し、水平方向に旋回する攪拌流を付与するように設置することが好ましい。

水平方向に旋回する攪拌流により、铸片の表層部に捕捉される酸化物を効率良く洗浄しつつ除去し、铸片の内部に微細な酸化物を多く存在せしめることができる。

本発明の連続铸造方法は、フェライト系ステンレス鋼の溶鋼から鍀片を铸造する場合にも、好適に適用できる。

特に、上記溶鋼は、クロムを 1 0〜23質量％、 M gを 0. 000 5〜0. 0 1 0 質量％含む溶鋼である。

この方法により、溶鋼中に分散性の高い MgO 及び Z又は M g O 含有酸化物を形成し、凝固核の生成の促進作用及びピンニング作用（凝固直後における組織の成長を抑制する）により铸片の凝固組織を微細な凝固組織にすることができる。

そして、铸片の表層部に発生する表面欠陥や、内部に発生する割れゃ、センターポロシティ等の欠陥を抑制することができる。

しかも、この铸片に加工後穿孔を施す際、孔の内面において、割れやへゲ疵の発生が抑制されて、鋼管の品質が向上する。

Mgの含有量が 0. 0005質量％より少ないと、溶鋼中の MgO が少なくなり、凝固核が十分に生成せず、また、ピンニング作用が弱くなつて、凝固組織を微細にすることができない。一方、 Mgの含有量が 0 . 0 1 0質量％を超えると、凝固組織の微細化の効果が飽和して顕著な効果が発現しないとともに、 Mg、 Mg含有合金等の使用量が増大し製造コストが増加する。また、クロムの含有量が 1 0質量％より少ないと、鋼管の耐食性が低下したり、凝固組織を微細にする効果が小さくなる。クロムの含有量が 23質量％を超えると、添加するクロム合金の量が増加して製造コス卜が上昇する。

ここで、本発明の連続铸造方法をフライト系ステンレス鋼の溶鋼の連続铸造に適用する場合、電磁攪拌装置により、該溶鋼を攪拌しながら铸造してもよい。

上記攪拌により、凝固する際に生成した柱状晶の先端を分断し、柱状晶の成長の抑制と、分断片による凝固核の相互作用により、铸片の凝固組織をより微細にすることができる。

さらに、上記適用の場合、铸片の固相率が 0. 2〜0. 7 の範囲から铸片の軽圧下を開始することが好ましい。

この軽圧下により、铸片の内部に残存する未凝固部が凝固して収縮することにより生じるセンタ一ポロシティを圧着でき、未凝固の溶鋼が流動することによって生じる中心偏析等を防止することができる。

固相率が 0. 2 より小さい範囲から圧下すると、未凝固域が多過ぎるため、圧下しても圧着効果が得られず、また、脆弱な凝固殻に割れが生じたりする。固相率が 0. 7 より大きい範囲から圧下すると、センタ一ポロシティが圧着しない場合がある。そして、センタ一ポ口シティを圧着するのに大きい圧下力が必要となり、圧下装置が大型化する。

前記目的に沿う本発明のシームレス鋼管は、クロムを 1 0〜23重量 %含み、 M gを 0. 0005〜0. 0 1 0 重量％添加した溶鋼を铸型に注湯し、該铸型による冷却と、支持セグメントに布設した冷却水ノズルからの散水による冷却により凝固させながら連続铸造した铸片を、製管工程で穿孔して製造される。

この鋼管は、凝固組織が微細な铸片を用いているので、製管工程での穿孔時、管の表面及び内面における割れやへゲ疵の発生が抑制され、研削等の手入れも不要なものであり、.良品質の鋼管である。図面の簡単な説明

図 1 は、本発明の铸片を铸造する連続铸造装置の断面図である。図 2 は、図 1 に示す連続铸造装置の铸型近傍の断面図である。図 3 は、図 2 に示す铸型の B — B断面図である。

図 4 は、図 1 に示す連続铸造装置の A— A断面図である。

図 5 は、本発明の溶鋼の処理方法に用いる処理装置の断面図である o

図 6 は、本発明の溶鋼の処理方法に用いる他の処理装置の断面図である。

図 7 は、従来の铸片における厚み方向の凝固組織の模式図である図 8 は、本発明の铸片における表層からの距離と等軸晶径及び柱状晶の幅との関係を示す図である。

図 9 は、本発明の铸片における厚み方向の凝固組織の模式図であ図 10は、本発明の铸片における表層からの距離と等軸晶径との他の関係を示す図である。

図 11は、本発明の铸片における表層からの距離と等軸晶径及び柱状晶の幅との他の関係を示す図である。

図 12は、本発明の铸片における表層からの距離と等軸晶径との他の関係を示す図である。

図 13は、本発明の铸片における厚み方向の断面図である。

図 14は、本発明の铸片における表層からの距離と結晶粒径に係る最大粒径 Z平均粒径との関係を示す図である。

図 15は、従来の铸片における表層からの距離と結晶粒径に係る最大粒径平均粒径との関係を示す図である。

図 16は、铸片における 10/z m以下の介在物の個数（個 Zcm²)と等軸晶率（％) との関係を示す図である。

図 17は、 CaO— A 1₂0₃ - gO 系の状態図において、本発明に係る組成領域を示す図である。

図 18は、本発明の溶鋼の処理方法における、溶鋼中の Ti濃度と N 濃度/との溶解度積：〔％Ti〕 X [% Ν] と濃度〔％Cr〕との関係を示す図である。

図 19は、本発明の溶鋼の処理方法における、 Mg添加前のスラグ中の FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 及び S i0₂の総質量％と Mg処理後の溶鋼中の Mg 歩留りとの関係を示す図である。

図 20は、本発明の溶鋼の処理方法における、スラグの塩基度と Ca 0 活量との関係を示す図である。発明を実施するための最良の形態

1 ) 続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。

図 1 及び図 2 に示すように、本発明の铸片の製造に用いる連続铸造装置 10は、溶鋼 11を貯湯するタンディッシュ 12と、タンディッシュ 12から溶鋼 11を铸型 13に注湯する吐出口 14を設けた浸漬ノズル 15 と、铸型 13内の溶鋼 11を攪拌する電磁攪拌装置 16と、図示しない冷却水ノズルからの散水により溶鋼 11を凝固させる支持セグメント 17 と、铸片 18の中央部を圧下する圧下セグメント 19と、圧下した铸片 18を引き抜くピンチロール 20、 21を備えている。

電磁攪拌装置 16は、図 3 に示すように、铸型 13の長片 13 a と 13b の外側に設けられ、長片 13 a側に電磁コイル 16 a、 16b力長片 13 b側に電磁コィル 16 c、 16 dが配置されている。

なお、この電磁攪拌装置 16は、必要に応じて使用される。

圧下セグメント 19は、図 4 に示すように、铸片 18の下面を保持する支持ロール 22と、铸片 18の上面側に当接する凸部 23を有する圧下ロール 24からなつている。この圧下ロール 24が、図示しない油圧装置で圧下され、凸部 23が所定深さ位置まで押し込まれ铸片 18の未凝固部 18bが圧下される。なお、図 2 において、符号 18aは铸片 18の凝固殻である。

铸片 18は、その後所定のサイズに切断された後、後工程に搬送され、図示しない加熱炉、均熱炉等で加熱されてから圧延等の加工が施され鋼材となる。

本発明の処理方法に用いる処理装置を、図 5及び図 6 に示す。図 5 に示す処理装置 25は、溶鋼 11が受鋼された取鍋 26と、取鍋 26の上方に設けられた A1含有合金を貯蔵するホッパ 27、及び、スポンジ Ti 、 Fe— Ti合金等の Ti合金、または、 Fe— N合金、 N—Mn合金、 N— C r合金等の N合金を貯蔵するホッパ 28と、これ等の貯蔵ホッパ 27、 28から上記合金を必要に応じ取鍋 26内の溶鋼 1 1に添加するシユート 29を備えている。

さらに、処理装置 25は、鉄パイプで金属 Mgを覆い線状に加工したワイヤ 30をガイドパイプ 32で案内して、該ワイヤ 30を、スラグ 33を貫通して溶鋼 1 1内に供給する供給装置 3 1を備えている。

なお、図 5 中、符号 34は、取鍋 26内の溶鋼 1 1に不活性ガスを供給するポーラスプラグである。

また、図 6 に示す処理装置 35は、取鍋 1 1と、 Mgあるいは Mg合金の粉末を吹き込むランス 36を備えている。取鍋 26に収容され、表面にスラグ 33が形成された溶鋼 Uの中にランス 36を浸漬し、このランス 36から、例えば、 Mg量で 0. 0005〜0. 01 0 質量％に相当する量の Mgあるいは Mg合金の粉末を不活性ガスにより吹き込む。

一般に、铸片の凝固組織は、図 7 に示すように、表層（表層部）で、铸型により急激に冷却されて凝固した細かい結晶組織のチル晶と、このチル晶の内側に形成された大きな結晶組織の柱状晶とからなる。

さらに、铸片の内部には、等軸晶が形成されたり、柱状晶が中心部まで到達する場合もある。

柱状晶は、粗大な凝固組織であり、圧延等の加工を施す際、変形の異方性が大きく、幅方向と長さ方向の変形挙動が異なる。

それ故、柱状晶の占める割合が大きい凝固組織を有する铸片から製造した鋼材は、微細な等軸晶を備えた铸片から製造した鋼材に比ベ材質が劣り、しわ疵等の表面欠陥が生じ易いものである。

また、铸片の表層に粗大な柱状晶が存在する場合は、大きな柱状晶の粒界に脆い性質のミクロ偏折が存在することになり、その存在部位が脆くなり、铸片の表層に、割れやへこみ疵等の表面欠陥が発生する。

さらに、铸片の内部に柱状晶が存在したり、径の大きな等軸晶が存在したりする場合は、凝固組織に存在するミクロ偏析ゃ凝固収縮等に起因する内部割れ（割れ）やセンターポロシティ（ザク）、凝固完了直前の溶鋼の流動に起因する中心偏析等の内部欠陥が発生して、铸片の品質や鋼材の品質を損なうことになる。

2 ) ( 1 ) 上記表面欠陥及び内部欠陥の発生は、铸片の全断面の 60 %以上が下記式を満足する等軸晶を備えた凝固組織にすることにより防止できる。

D < 1. 2 X ^{1 / 3} + 0. 75

なお、 Dは結晶の方位が同一である組織としての等軸晶の径（ ) 、 Xは铸片の表面からの距離（mm) である。

すなわち、上記式を満足する等軸晶を備えた凝固組織からなる铸片が、本発明の铸片 Aである。

この等軸晶の径は、溶鋼が凝固した铸片の厚み方向の全断面をェツチングして、その表面に光を当てた際に、マクロ組織の結晶方位に従って反射した反射光の明暗で特定される凝固組織の大きさであこの等軸晶の径の検出は、铸片の厚み方向の断面が出るように切断して、その断面を研磨してから、例えば、塩酸やナイタール（硝酸とアルコールの混合液）等と反応させてエッチングして行う。

平均等軸晶径は、マクロ組織を 1 ~ 100 倍の拡大写真に撮り、この拡大写真を画像処理して得られる等軸晶径（mm) から求める。その等軸晶径の中で最も大きいものが最大等軸晶径である。

図 8 は、本発明の铸片 Aにおいて、表層からの距離と等軸晶径の関係を示したものである。铸片の全断面の 60 %以上を前記式を満足する等軸晶を備えた凝固組織にすることで、表層における柱状晶の生成を抑制するとともに、内部における等軸晶径を微細にしているこの铸片 Aにおいては、図 9 に示すように、表層部の柱状晶の成長が抑制されているから、粒界に存在する脆いミク口偏析が少なく、また、あっても極めて小さい。それ故、この铸片 Aにおいては、铸型による冷却時や凝固時に、収縮や応力の不均一等が生じても、ミク口偏析部を起点に発生する割れやへこみ疵等の表面欠陥の発生が抑制される。

さらに、図 9 に示すように、内部の等軸晶径も小さくなつているので、表層部と同様に、粒界に生じるミク口偏折が小さくなり、割れに対する抵抗が高まり、铸片のバルジングゃ曲げ戻し矯正に伴う歪みに起因する内部割れ等の発生が抑制される。

このように、铸片 Aは、加工特性や材質が良好なものであるから、この铸片 Aを用いて鋼材を製造すれば、しわ疵等の表面欠陥のない鋼材を得ることができる。

前記式を満たす等軸晶が、铸片の全断面の 60 %未満になると、柱状晶の範囲が増加するとともに、内部の等軸晶径が大きくなり、铸片に割れやへこみ疵等が発生する。その結果、铸片の手入れが必要になったり屑化等が生じたり、また、铸片に加工を施した際に、鋼材に表面欠陥及び内部欠陥が発生して、鋼材の品質の低下を招く。

本発明の铸片 Aの凝固組織においては、図 10に示すように、铸片の全断面を前記式を満たす等軸晶にすることにより、凝固組織を铸片の全体にわたり均一な凝固組織にすることができ、粒界に存在する脆いミクロ偏析も铸片全体にわたり小さくすることができる。その結果、铸片においては、割れに対する抵抗が高まり、铸型による冷却時や凝固時に収縮や応力の不均一が生じても、ミクロ偏析部を起点に発生する割れやへこみ疵等の表面欠陥の発生と、铸片のバルジングゃ曲げ戻し矯正に伴う歪みに起因する内部割れ等の発生が確実に抑制される。

しかも、凝固核を起点にして凝固させると、等軸晶径を小さくすることができ、その結果、凝固完了直前の溶鋼の流動が良くなり、溶鋼の収縮によるセンターポロシティ（ザク）や中心偏析等の欠陥が防止されて、欠陥の無い铸片を铸造することができる。

さらに、本発明の铸片 Aにおいては、最大等軸晶径を平均等軸晶径の 3倍以内にすることにより、さらに凝固組織を微細なものにして好ましい結果が得られる。

これは、凝固組織中の等軸晶径のバラツキを小さくすることで、均一性の高い凝固組織を有する铸片が得られることとなり、等軸晶の境界に形成されるミクロ偏析がより小さく抑制されて、表面欠陥及び内部欠陥の発生が防止されるからである。

また、等軸晶径が小さいので、圧延等の加工の際に、変形挙動の均一性がより向上する。

最大等軸晶径が平均等軸晶径の 3倍を超えると、その局所的な部分の加工変形が不均一になり、鋼材にしま状のしわ疵等が発生する場合がある。

また、本発明の铸片 Aにおいては、画像処理して得られる等軸晶の径に着目して、図 1 1に示すように、铸片の全断面の 60 %以上が下記式を満たす等軸晶とすることができ、凝固組織として好ましいものが得られる。

D < 0. 08 X ° - ^{7 8} + 0. 5

ここで、 Xは铸片の表面からの距離（mm) 、 Dは铸片の表面から Xの距離にある等軸晶の径（mm) である。

さらに、本発明の铸片 Aにおいては、図 12に示すように、铸片の全断面を上記式を満たす等軸晶とすることができ、凝固組織としてより好ましいものが得られる。

本発明の铸片 Aを図 1及び図 2 に示す連続铸造装置で連続铸造する場合には、タンディッシュ 1 2内の溶鋼 1 1に、 Mg又は Mg合金を添加して、溶鋼 1 1中に MgO の単体、あるいは、 MgO を含有する複合酸化物（以下「MgO 含有酸化物」という。）を形成させる。

MgO は、分散性が良く細粒となって溶鋼 1 1中に均一に分散して、凝固核として作用するとともに、上記酸化物自体、ピンニング（凝固直後の凝固組織の粗大化を抑制）作用をなして、凝固組織の粗大化を抑制し、等軸晶を形成するとともに、等軸晶そのものを微細にし、铸片を均質にする。

添加する Mg又は Mg合金は、 Mg相当で 0. 0005〜0. 1 0質量％を溶鋼中に添加するに足る量が、溶鋼に添加されるが、添加された Mgは、溶鋼中の酸素や、 F e O 、 S i 0 ₂、 MnO 等の酸化物から供給される酸素と反応して、 MgO あるいは MgO 含有酸化物が形成される。

さらに、 Mg又は Mg合金の添加方法は、 Mg又は Mg合金を溶鋼に直接添加するか、あるいは、 Mg又は Mg合金を薄鋼で覆い線状に加工したヮィャで連続的に供給する。

M gの添加量が 0. 0005質量％未満では、凝固核の数が不足し、生成する核が不足するので微細な凝固組織が得られ難い。

また、 Mgの添加量が 0. 1 0質量％を超えると、等軸晶の生成効果が飽和するとともに、铸片の内部の総酸化物量が増加して耐食性等が低下する。さらに、合金コストが上昇する。

このようにして铸造された铸片は、凝固組織が均一かつ微細であり、表面欠陥及び内部欠陥が極めて少なく、良好な加工特性を備えている。

さらに、本発明の铸片 Aは、連続铸造の他に、造塊法やベルトキヤスター、双口ール等の铸造法により铸造することができる。次に、本発明の铸片 Aから製造する鋼材について説明する。

本発明の鋼材は、凝固組織の全断面の 60 %以上が下記式を満足する等軸晶の凝固組織を有する铸片 Aを、図示しない加熱炉ゃ均熱炉等により、 1 150〜1 250°Cに加熱した後、圧延等の加工を施して製造される（例えば、鋼板、形鋼）。

D < 1. 2 X ^{1 / 3} + 0. 75

なお、 Dは結晶の方位が同一である組織としての等軸晶の径（mm ) 、 Xは铸片の表面からの距離（）である。

この鋼材は、上記凝固組織を有する铸片 Aから製造されたものであるから、粒界に存在する脆いミクロ偏折が小さく、ミク口偏析部の割れ抵抗が高くなり、割れやへゲ等の表面欠陥が少ない鋼材であ o

さらに、铸片内部においては、割れや未凝固溶鋼の凝固収縮によるセンタ一ポロシティ（ザク）、溶鋼 12の流動による中心偏析等が抑制されているから、鋼材においては、铸片の内部に存在する内部欠陥に起因して発生する内部欠陥が極めて少ない。

しかも、本発明の铸片 Aは、圧延等の加工の際における変形の均一性が高く、加工特性に優れているものであるから、鋼材においては、靱性等の材質が優れ、しわ疵ゃ割れ等の表面欠陥が少ない。特に、全断面が前記式を満足する等軸晶である铸片を用い、加熱後、圧延等の加工を施して製造した鋼材は、均一な凝固組織を備えた铸片を用いているので、表面欠陥及び内部欠陥が極めて少なく、かつ、加工の際の変形の均一性がよりよいので、加工特性及び材質等に優れている。

さらに、铸片の最大等軸晶径を平均等軸晶径の 3倍以内にすることにより、等軸晶径の境界に形成されるミクロ偏折の大きさを抑制することができ、一層均質な材質特性を備えた鋼材を得ることができる。

( 2 ) 本発明の铸片 Bは、铸片の表面から等しい深さにおける結晶粒径の最大値を、その深さにおける平均の結晶粒径の 3倍以内にしていることを特徴とする。

上記铸片 Bにおいては、図 1 3に示すように、铸片 1 8の表面から等しい深さ a i K 例えば、 2 〜1 0mmの位置における結晶粒径の最大値を、その同じ深さ a mmにおける平均の結晶粒径の値に対して 3倍以内にすることにより、表層に粗大な柱状晶が形成されるのを抑制して、 C u等のトランプエレメント等の粒界偏析を少なくする。その結果、铸片において、冷却や凝固収縮の不均一によるへこみ疵ゃ割れ等の発生が防止されて、铸片の組織を割れに対する抵抗力の高い組織にすることができる。

そして、また、铸片の表面及び内部に発生する割れ等が減少するので、铸片に対する研削等の手入れや、铸片の屑化が少なくなり、铸片の歩留りが向上する。

さらに、铸片に圧延等の加工を施す際の加工性が大幅に改善される。

铸片の表面から等しい深さ a mmにおける結晶粒径の値としては、例えば、铸片表面から 2 〜1 0mmの位置まで研削して、露出表面の結晶粒径を測定した値を用いる。なお、この研削は、铸片の中心部の近傍まで行つてもよい。

铸片の表面からの同一深さにおける結晶粒径の最大値が、平均の結晶粒径の 3倍を超えると、結晶粒径のバラツキが大きくなり、その結果、加工時、特定の結晶粒に変形歪みが集中して変形が不均一になり、しわ疵等の表面欠陥が生じて歩留りの低下を招く。

また、粒界偏折の高い部位が発生し易くなり、この部位を起点にして、表面割れや内部割れが生じる場合がある。その結果、表面欠陥及び内部欠陥が発生し、铸片の手入れや、铸片の屑化等の増加により歩留りが低下し、かつ、鋼材の材質が低下する。

また、本発明の铸片 Bにおいては、図 14に示すように、結晶粒径の最大値を、その同じ深さにおける平均の結晶粒径の値に対して 3 倍以内にし、さらに、铸片の全断面の少なくとも 60 %以上を等軸晶にすることにより、図 9 に示すような、表層における粗大な柱状晶の形成が抑制され、全体にわたり均一な組織にすることができる。

なお、図 1 5に、従来の铸片における表層からの距離と結晶粒径の最大粒径 Z平均粒径の関係を示す。

本発明の铸片 Bに加工を施すと、特定の結晶粒に変形歪みが集中するのが抑制され、変形挙動の等方性（圧下による幅方向と長さ方向の延び）が確保されるので、本発明の铸片 Bは加工性がより高いものである。

それ故、铸片を加工して鋼材を製造する際、割れやへゲ疵等の欠陥に加え、しわ疵（特にステンレス鋼板におけるリジング、ローピング）等の発生を防止することができる。

さらに、粒界に形成される等のトランプエレメント等の粒界偏析をより少なくでき、圧延等の圧下による加工時の割れ等に対する割れ抵抗をより高めることができ、铸片ゃ鋼材に生じる割れ等の欠陥の発生が防止される。

しかし、等軸晶が铸片の全断面の 60 %未満になると、柱状晶の範囲が増加するので、割れやへこみ疵等が発生して、铸片の手入れや屑化等の回数が増えたり、加工を施した鋼材の表面欠陥及び内部欠陥が発生して、歩留りが低下するとともに品質等の低下を招く場合力ある。

同様の理由から、铸片の全断面を等軸晶にすることにより、全体にわたり微細で均一な結晶粒を備えた組織にして粒界偏析を小さくし、表層部や内部の割れ抵抗力を高め、へこみ疵ゃ割れ等を抑制し

、加工を施した変形の等方性をより高め、 r値（絞り加工特性）や鋼材の靱性等の品質及び材質を高めることができる。

なお、結晶粒径は、結晶の方位が同一である組織としての粒径（ mm) であり、铸片表面をエッチングして、マクロ組織の結晶方位に従って反射する反射光の明暗で特定する凝固組織の大きさである。

この結晶粒径の検出は、凝固した铸片の厚み方向の断面が出るように所定の長さに切断し、その外周から所定の深さまでを研削して、その露出した表面を研磨してから、例えば、塩酸やナイタール（硝酸とアルコールの混合液）等と反応させてエッチングをして行うさらに、マクロ組織を 1 〜 100 倍の拡大写真に取り、画像処理し、結晶粒径を測定し、最大直径と平均値を求める。

また、本発明の铸片 Bを連続铸造する際には、タンディッシュ 12 (図 1及び図 2、参照）内の溶鋼 1 1に、 Mg又は Mg合金を添加して、溶鋼 1 1中に MgO の単体、あるいは、 MgO 含有酸化物を形成させる。

Mgの添加量、作用効果及び添加方法は、本発明の铸片 Aの場合と同様である。

さらに、本発明の铸片 Bは、本発明の铸片 Aと同様に、連続铸造の他に、造塊法やベルトキャスター、双ロール等の铸造法により铸造することができる。

本発明の铸片 Bは、図示しない加熱炉ゃ均熱炉等により 1 150〜12 50 °Cに加熱された後、圧延等の加工が施されて、鋼板や形鋼等の鋼材とされる。

この鋼材は、割れやへゲ等の表面欠陥、及び、内部割れ等の内部欠陥が少なく、加工特性に優れた鋼材である。

特に、铸片の厚み方向の断面の少なくとも 60 %を等軸晶に、あるいは、全断面を等軸晶にした铸片を用いると、より欠陥が少なくなり、加工特性、例えば、絞り加工特性に優れた鋼材を得ることができる。

( 3 ) 本発明の铸片 Cは、溶鋼の凝固時に形成される Sフライ卜との格子不整合度が 6 %以下の介在物を 100個 Z cm ² 以上含有していることを特徴とする。

凝固初晶（溶鋼 1 1が凝固する時に最初に晶出する相）が 5フラィトである鋼種の溶鋼（クロム 13質量％を含有するフェライト系ステンレス溶鋼） 1 1は、タンディッシュ 12に設けた浸漬ノズル 15から铸型 13 (図 1 及び図 2、参照）に注湯され、冷却されて凝固殻 18 a を形成しつつ铸片 18となり、支持セグメント 17の下方に進むにつれて、散水する冷却水によって抜熱され、順次、凝固殻 18 aの厚みを増しながら、途中で圧下セグメント 19により圧下され（図 4、参照 ) 、完全に凝固する。

従来の鍀片の厚み方向の断面における凝固組織は、図 7 に示したとおり、铸片の表層（表層部）に、铸型により急激に冷却されて凝固した細かい組織のチル晶が形成され、このチル晶より内側に大きな柱状晶が形成されているものである。

この表層部においては、柱状晶の境界にミクロ偏析が存在し、このミクロ偏折の部位は脆い特性を有するので、铸型による冷却ゃ収縮の不均一性によって铸片の表層に割れやへこみ疵等の表面欠陥の原因となる。

さらに、铸片の内部においては、表層部よりも冷却が緩慢なので、柱状晶、あるいは、大きい等軸晶が生成し、凝固組織の境界には表層部と同様のミクロ偏析が存在することになる。

このミクロ偏析は、表層部と同様に脆い特性を有し、内部が凝固する際の熱収縮や铸片のバルジングゃ曲げ戻し矯正等の機械的な応力による内部割れの起点となる。

一方、铸片内部における等軸晶の粒径が大きい場合は、凝固が進行するにつれて、铸片内部に、溶鋼の供給不足に起因するセンターポロシティや、凝固完了直前の溶鋼の流動に起因する中心偏析等の内部欠陥が生じて、铸片の品質を損なうことになる。

したがって、上記表面欠陥及び内部欠陥を防止するには、溶鋼が凝固する際に、（フライ卜との格子不整合度が 6 %以下の介在物を 100個 Z cm ² 以上になるように、溶鋼中に存在させることが必要である。

この介在物は、溶鋼 12中に含有する 0、 C、 N、 Sや、 S i 0₂等の酸化物と反応して介在物を形成する金属を添加するか、あるいは、介在物そのものを溶鋼に添加することによって、溶鋼中に存在せしめる。

上記金属が溶鋼中の 0、 C、 N、 S、 S i 0₂等と反応して生成した介在物、あるいは、溶鋼中に添加した介在物は、溶鋼中に 10 /z m以下の介在物を形成する。この介在物は、溶鋼が凝固する際の凝固核として働き、凝固を開始する起点になる。

さらに、上記介在物のピンニング作用により凝固組織の成長が抑制され、微細な凝固組織を有する铸片を得ることができる。

特に、介在物として分散性の良いものを用いて、铸型 13内の溶鋼 11の吐出流による攪拌や、電磁攪拌装置 16による攪拌により、大きさ 10 m以下の介在物を 100個 / cm ² 以上を形成させると、前記凝固核とそのピンニング作用がより顕著に発現して、図 16に示すように、等軸晶率が 60 %以上の凝固組織を有する铸片を得ることができ o

铸片の厚み方向の断面における凝固組織は図 9 に示すとおりであり、铸片の内部においては、微細な等軸晶の組織が形成されて、表層部においては、柱状晶の成長が抑制されている。

そして、 10 m以下の介在物を多くすることで、铸片の表層部から内部にいたる全断面の凝固組織をより微細で均一な等軸晶とすることができる。

微細な等軸晶を備えた本発明の铸片 Cは、割れ抵抗が強いので、铸片の表面に発生する割れやへこみ疵等の表面欠陥が発生し難いものである。

さらに、本発明の铸片 Cの内部においては、脆いミクロ偏析部が少なく、熱収縮や何らかの応力が生じても、内部割れ等の発生が少なく、しかも、凝固完了直前の溶鋼の供給不足に起因するセンターポロシティや中心偏析等の内部欠陥の発生も防止されている。

また、铸片に圧延等の加工を施す際、本発明の铸片 Cにおける微細な等軸晶は、圧下する方向に容易に変形するから、本発明の铸片 Cは、加工特性がより高いものである。

しかも、加工性が良いので圧延等の加工を行った後に、しわ疵（口一ビング、リジング、エッジシ一ム）等の表面欠陥が発生せず、また、圧延等の加工の際、铸片内部に存在する内部欠陥に起因する割れ等の内部欠陥の発生も解消できる。

フライト系の鋼種に用いる介在物（この介在物は金属化合物である）の形成には、 Mg、 Mg合金、 Τκ Ce、 Ca、 Zr等の金属や金属の化合物を用い、溶鋼中の 0、 C、 N、 Sや Si0₂等の酸化物と反応させる。

溶鋼に添加する介在物としては、 MgO 、 MgAl ₂0₄ 、 TiN 、 CeS 、 Ce ₂0₃ 、 CaS 、 Zr0₂、 TiC 、 VN等の、（フヱライ卜との格子不整合度が 6 %以下のものを用いる。溶鋼に添加した際の分散性や凝固核の生成の安定性からすれば、特に、 MgO 、 gAl ₂0₄ 、 TiN が好ましい。なお、 < フェライトとの格子不整合度は、溶鋼が凝固して生成される <5フェライ卜の格子定数と金属化合物の格子定数の差を、溶鋼の凝固核の格子定数で除した値であり、この値が小さい程、凝固核の生成が良好になる。

铸片中の介在物の個数を測定するには、走査型電子顕微鏡 SEM(Sc anning Electron Microscope) やスライム法等を用いて、単位面積当たりの lO^ m以下の介在物の個数を数える。

金属化合物の大きさについては、 SEM 等の電子顕微鏡により全断面の介在物を観察して、それぞれの介在物の最大直径と最小直径を平均した値をその介在物の大きさにする。

一方、スライム法の場合は、铸片の全断面の一部を切り出して、この切り出し片を溶解し、次いで、介在物を分級して取り出し、それぞれの介在物の最大直径と最小直径を平均した値により大きさを判定し、その大きさごとの個数を求める。

また、このような介在物を含有する铸片を連続铸造するには、夕ンディッシュ 12内の溶鋼 11に（図 1 及び図 3、参照）、溶鋼中の酸素、あるいは、 FeO 、 Si0₂、 MnO 、窒素、炭素等と反応して、 MgO 、 MgAl₂0₄ 、 TiN 、 TiC 等の介在物を形成する金属を添加するか、あるいは、直接に、これらの介在物を添加する。

特に、 Mgあるいは Mg合金を溶鋼に添加して、溶鋼中に MgO の単体あるいは MgO 含有酸化物からなる介在物を形成させると、溶鋼中での介在物の分散性を向上できるので、より好ましい結果が得られる o

例えば、溶鋼に対して、 0.0005〜0.10質量％の Mgが添加されるように Mgあるいは Mg合金を添加する。

添加方法は、 Mg又は Mg合金を溶鋼に、直接添加するか、あるいは、 Mg又は Mg合金を薄鋼で覆つて線状に加工したワイヤを溶鋼に連続的に供給する（図 5及び図 6、参照）。

Mgの添加量が 0. 0005質量％未満では、凝固核が不足するので、微細な凝固組織が得られ難い。また、介在物自体のピンニング効果が弱くなるので、凝固組織の成長の抑制効果が減少し微細な凝固組織が得られない。

一方、 Mgの添加量が 0. 1 0質量％を超えると、凝固核の生成が飽和するとともに、铸片の内部の総酸化物量が増加して耐食性等が低下する。さらに、合金コストが上昇する。

また、凝固初晶が（5フライトである鋼種の溶鋼としては、例えば、クロムを 1 1〜17重量％を含有した S U S ステンレス等がある。

このように、本発明の铸片 Cは、凝固組織が均一微細であり、表面欠陥及び内部欠陥の発生が抑制されていて、良好な加工特性を備えている。

さらに、本発明の铸片 Cは、連続铸造の他に、造塊法やベルトキヤスタ一、双ロール等の铸造法により铸造することができる。

本発明の铸片 Cは、ピンチロール 20、 21 (図 1 、参照）により引き抜かれて、図示しない切断機により所定のサイズに切断されてから、圧延等の後工程に搬送される。

上記搬送後、本発明の铸片 Cは、図示しない加熱炉ゃ均熱炉等により 1 1 50〜 1 250 °Cに加熱された後、圧延等の加工が施されて、厚板

、薄板、形鋼等の鋼材になる。

この鋼材は、組織の割れ抵抗が強く、加工中や加工後に生じる割れやへゲ等の表面欠陥が少ないものである。

さらに、この鋼材は、铸片内部における中心偏析等が抑制されているので、加工時、铸片の内部欠陥に起因して発生する内部欠陥が少ないものである。

しかも、微細で均一な凝固組織を備えた本発明の铸片 Cは、 r値等の加工特性に優れており、容易に铸片を加工することができ、かつ、加工後の溶接部の靱性にも優れている。

特に、分散性が良く、大きさが l O ^ m以下の介在物を多く形成させた铸片に、圧延等の加工を施して製造した鋼材は、鋼材の表面に発生するへゲ疵ゃ割れ等の発生が確実に防止されていることにくわえ、圧下方向に容易に変形するので延び等の加工特性がより高いものである。

( 4 ) 本発明の铸片 Dは、溶鋼の凝固時に凝固核を形成する金属又は金属化合物を溶鋼に添加して铸造した銬片において、該铸片の表層部に含まれる大きさが 10 m以下の金属化合物の個数に対し、該表層部より内部に含まれる大きさが 10 /z m以下の金属化合物の個数が、 1. 3倍以上であることを特徴とする。

本発明の铸片 Dにおいては、表面欠陥及び内部欠陥を防止するために、溶鋼中の 0、 C、 Nや酸化物等と反応して金属化合物を形成する金属、あるいは、その金属化合物そのものを溶鋼に添加して、溶鋼が凝固する際に、凝固核を形成するようにする。

しかし、溶鋼中に、種々の大きさの金属化合物が形成され、金属化合物の大きさが 10 mを超えると、凝固核になり難く、また、金属化合物自身のピンニング作用による等軸晶の粗大化抑制効果が充分に発現せず、凝固組織の微細化が図れない。

したがって、溶鋼に添加する金属、又は、金属化合物としては、分散性の良いものを用い、大きさが 10 / m以下の金属化合物を多く形成させることが重要である。

さらに、この 10 m以下の金属化合物は、铸片の表層部に存在する個数に対し、铸片の内部に存在する個数を 1. 3倍以上にする必要がある。

この理由は、铸片の表層部では、冷却が迅速に行われるので、凝固核となる金属化合物が比較的少なくても、微細な等軸晶の凝固組織を得ることができるからである。

また、铸片の内部では、 1 0 m以下の金属化合物の個数を表層部における個数の 1 . 3倍以上にすることで、凝固核としての働きと、ピンニング作用により、等軸晶の微細化を促進するとともに、等軸晶の粗大化を抑制し、均一で微細な等軸晶を備えた凝固組織を得ることができる。

図 9 に示すように、铸片の厚み方向の断面における凝固組織の 60 %以上が微細な等軸晶で、表層部の柱状晶も小さく抑制された凝固組織を有する铸片が得られる。

また、铸片の表層部から内部にいたる全断面の凝固組織を微細で且つ均一な等軸晶からなる凝固組織を有する铸片も得ることもできる。

そして、本発明の铸片 Dは、凝固過程の歪み及び応力による割れやへこみ疵と、介在物等に起因する表面欠陥の発生が抑制され、かつ、鍀片のバルジングゃ曲げ戻し矯正等により加えられる歪みに対する内部割れへの抵抗が強められ、さらに、溶鋼の流動性が確保されるので、センターポロシティや中心偏析等の内部欠陥の発生が抑制されているものである。

特に、本発明の铸片 Dにおいては、凝固核となる金属化合物の個数を、表層部では少なく、内部では多くしているので、铸片を薄板や形鋼等の鋼材に加工した際に、介在物に起因する表面のへゲ疵、割れ等の表面欠陥の発生が抑制され、さらに、金属化合物が薄板や形鋼等の表面に露出したり、表層近傍に存在することに起因する耐食性の低下等も防止される。

铸片の表層部の個数に対して、铸片内部の個数が 1. 3倍より小さくなると、凝固組織を微細化するための凝固核が不足し、かつ、ピンニング作用が低下するので、凝固組織が粗大化し、均一な凝固組織が得られず、铸造時の冷却や凝固過程の不均一冷却等による応力や内部の収縮等による割れやへこみ疵等の表面欠陥や、センターポ口シティ、中心偏析等の内部欠陥が発生し、圧延等の加工を行う際における加工性が阻害される。

溶鋼に含まれる金属化合物としては、 MgO 、 gAl₂0₄ 、 TiN 、 Ce S 、 Ce ₂0₃ 、 CaS 、 Zr0₂、 TiC 、 VN等の < フヱライ卜との格子不整合度が 6 %以下のものを用いる。溶鋼に添加した際の分散性や凝固核の生成の安定性の点から、 MgO 、 gAl ₂0₄ 、 TiN がより好ましい o

溶鋼に添加する金属としては、 Mg、 Mg合金、 Ti、 Ce、 Ca、 Zr等の金属を用いる。溶鋼中の 0や C、 N、 Si0₂等の酸化物と反応して、前記金属化合物を形成するものを使用するが、これ等の金属を含む金属化合物を用いることもできる。

特に、 5フェライトとの格子不整合度が 6 %以下の金属化合物を形成する金属、あるいは、金属化合物を溶鋼に添加した場合は、有効に働く凝固核の形成が促進され、かつ、ピンニング作用が顕著に発現するので、より微細の等軸晶からなる凝固組織を有する铸片が得られる。この铸片は、圧下方向に容易に変形して、延び等の加工特性が特に優れている。

このような金属化合物を含む铸片を連続铸造する際には、タンディッシュ 12内の溶鋼 11に（図 1及び図 2、参照）、 Mg、 Mg合金、 Ti 、 Ce、 Ca、 Zr等を添加し、溶鋼 11中の酸素、あるいは、 FeO 、 Si0₂ 、 MnO 、窒素、炭素等と反応させて、 MgO 、 MgAl ₂0₄ 、 TiN 、 TiC 、等の金属化合物を形成させる。特に、 Mgあるいは Mg合金を溶鋼に添加して、溶鋼中に、 MgO の単体、あるいは、 MgO 含有酸化物を形成させると、溶鋼中での金属化合物の分散性が向上するので、より好ましい結果が得られる。例えば、溶鋼に対して、 0. 0005〜0. 01 0 質量％の Mgが添加されるように、 Mgあるいは Mg合金を添加する。

添加方法は、 Mg又は Mg合金を溶鋼に直接添加するか、あるいは Mg 又は Mg合金を薄鋼で覆って線状に加工したワイヤを溶鋼中に連続的に供給する（図 5及び図 6、参照）。

Mgの添加量が 0. 0005 質量％未満では、凝固核の絶対量が不足し、凝固核及びピンニング効果が小さくなり、微細な凝固組織が得られ難い。

一方、 Mgの添加量が 0. 0 1 0質量％を超えると、凝固核の形成効果が飽和するとともに、铸片の内部の総合酸化物量が増加して、耐食性等が低下する。また、合金コストが上昇する。

このようにして铸造された本発明の铸片 Dは、凝固組織が均一であり、表面欠陥及び内部欠陥の発生が抑制されていて、良好な加工特性を備えている _c

本発明の铸片 Dは、連続铸造の他に、造塊法やベルトキャスター、双ロール等の鍀造法により铸造することができるが、厚みが 1 00 nun以上になると、介在物（金属化合物）の分布の調整がし易くなり、表層から内部にいたる凝固組織中の等軸晶を容易に調整できるので、好ましい結果が得られる。铸造においても、例えば、両端が貫通した铸型を用いた垂直あるいは湾曲型の連続铸造により铸造されたものの方が、微細化による効果も大きくなり、好ましい結果が得りれる。

本発明の铸片 Dは、図示しない加熱炉ゃ均熱炉等により 1 1 50〜12 50 °Cに加熱された後、圧延等の加工が施されて薄板、形鋼等の鋼材に加工される。

この鋼材は、铸片内部のミクロ偏析部の割れ抵抗が増しているので、割れやへゲ等の表面欠陥の少ない鋼材である。さらに、鋼材の内部においても、铸片の内部欠陥に起因する内部欠陥や、圧延等の加工に起因する内部割れ等の内部欠陥の発生が極めて少ない。さらに、本発明の铸片 Dは、加工特性及び耐食性も良好なものであるから、該铸片 Dを加工して製造した鋼材も、加工特性及び耐食性が良好なものである。

3 ) 本発明の鋅片を製造するに際しては、溶鋼に対し、何んらかの処理を施す必要がある。以下、本発明の溶鋼の処理方法（本発明の処理方法 I 〜V ) について説明する。

( 1 ) 本発明の処理方法 I は、溶鋼の総 Caを 0.0010質量％以下とし、次いで該溶鋼に Mgを添加することを特徴とする。

図 5及び図 6 に示す処理装置において、取鍋 26中の溶鋼 11において、溶鋼中に含有する Caあるいは CaO 等を合計した総 Ca量は、 0.00 10質量％以下（ 0の場合もある）になるように調整される。しかも、 A 1₂0₃ と CaO の低融点化合物（複合酸化物）であるカルシウム · アルミネ一ト（12CaO · 7 A1₂0₃ )が生成しないようにしている。

溶鋼に含有する総 Ca量が 0.0010質量％を超えると、強脱酸剤である Caが CaO を形成し、これに、以前から含有されている CaO が加わつて、 A 1₂0₃ と結合して低融点の化合物が形成される。

さらに、 Mg又は Mg合金の添加により生成した MgO 力く、 CaO - A1₂0 a の複合酸化物と結合して低融点の CaO— A 1₂0₃ -MgO の 3元系複合酸化物を形成する。この複合酸化物は、溶鋼の温度範囲で溶けるので、凝固核としての働きがなくなり、その結果、微細な凝固組織が得られない。あるいは、上記複合酸化物が比較的高融点の介在物であっても、 CaO を含有するので、 <5フヱライ卜との格子不整合性が低く、凝固核として作用しない。

この総 Ca量や、カルシウム · アルミネー卜の生成を調整するには、溶鋼 11を、精鍊炉ゃ取鍋 26等で脱酸する際に、 Caや Ca合金による脱酸を行わないか、もしくは、 Ca含有しない合金鉄や Ca含有量の少ない合金鉄を用いて脱酸する。

Mg又は Mg合金の添加量は、 Mg相当で 0.0005〜0. 10質量％とする。これは、 Mg添加量が 0.0005質量％未満では、生成する凝固核が不足して、微細な組織が得られ難くなるからであり、また、 0. 10質量％を超えると、等軸晶の生成効果が飽和するとともに、铸片内部の総酸化物量が増加して耐食性等が低下するからである。また合金コス卜が上昇する。

そして、本発明の処理方法 I においては、溶鋼中に含有する総 Ca 量を低くしているので、溶鋼中に含有される酸素や、 FeO 、 Si0₂、 MnO 等の酸化物から供給される酸素によって、 MgO の単体や MgO，

A 0₃ 等の複合酸化物が形成され、これら酸化物が、細粒化して溶鋼中に均一に分散する。

この溶鋼が凝固する際には、多数の凝固核が形成され、さらに、上記酸化物自体がピンニング（凝固直後の組織の粗大化を抑制）効果を奏するので、铸片の凝固組織の粗大化が抑制されるとともに、等軸晶の形成と、等軸晶そのものが微細化かつ均質化される。

Mgの添加量や溶鋼中に含有する総 Ca量は、処理装置 25， 35 (図 5 及び図 6、参照）において調整され、カルシウム · アルミネート（1 2CaO · 7 A 1₂0₃ 等の低融点化合物）の生成が抑制されるように調整されることが好ましい。

そして、溶鋼中に含有される酸素や、 FeO 、 Si0₂、 MnO 等の酸化物から供給される酸素により、 MgO の単体や MgO · A1₂0₃ 等の MgO 含有酸化物を形成し、細粒化した酸化物を溶鋼中に均一に分散させ

本発明の処理方法 Iで処理した溶鋼を連続铸造した铸片の凝固組織は、図 9 に示すように、均質で微細な等軸晶からなる凝固組織となる。

このように処理して铸造された铸片は、所定のサイズに切断され、後工程に搬送されて、図示しない加熱炉、均熱炉等で加熱されてから圧延等の加工が施され、鋼材に製造される。この铸片においては、加工性が大幅に改善されているので、この铸片から製造された鋼材においては、絞り加工性ゃ靱性等が優れている。

また、铸片は、連続铸造の他に、造塊法やベルトキャスター、双ロール等の铸造法により铸造することができる。例えば、連続铸造により厚み lOOi i以上の铸片を铸造すると、表層から内部にいたる組織中の等軸晶径を容易に調整でき、微細化による効果も大きいので好ましい結果が得られる。

( 2 ) 本発明の処理方法 Πは、溶鋼に所定量の Mgを添加する前に、所定量の A1含有合金を該溶鋼に添加して脱酸処理を行うことを特徴とする。

図 5 に示す処理装置 25において、脱炭精練を行った後の溶鋼 11(1 50トン）を取鍋 26に収容して成分調整し、次いで、この溶鋼 11に、貯蔵ホッパ 27から A1を 70kg切り出し、シュート 29から添加し、同時に、取鍋 26の底部に設けたポーラスプラグ 34から、アルゴンガスを供給して溶鋼 11を攪拌しながら、添加した A1により溶鋼 11を十分に脱酸する。

A1脱酸の後、引き続きポーラスプラグ 34からアルゴンガスを供給して、供給装置 31の図示しない回転ドラムを作動してワイャ 30を、ガイドパイプ 32で案内しながら送り出し、スラグ 33を貫通させて、 0.75〜15kgの金属 ( 0.0005〜0.010 質量％) を溶鋼 11内に供給する ο

このように、所定量の Mgを添加する前に、所定量の A1を添加して、溶鋼中の酸素、 MnO 、 Si0₂、 FeO等と反応させて A 1₂0₃ を生成させ、その後に、 Mgを添加して、 Sフェライトとの格子不整合度が 6 %より大きく、溶鋼が凝固する際に、凝固核として作用しない A1₂0 a の表面に、 MgO 、 MgO - Al ₂0₃ 等の MgO 含有酸化物を生成させる。これにより、溶鋼中の介在物の <5フェライ卜との格子不整合度を 6 %より小さくして、この介在物を、溶鋼が凝固する際の凝固核として作用させる。

その結果、溶鋼は、多数に分散した MgO 及び Z又は MgO 含有酸化物を含み、凝固時、これらの酸化物を起点にして多数の箇所で凝固が開始されるので、铸片の凝固組織が微細になる。

本発明の処理方法 mによれば、铸片の表面に発生する割れやへこみ疵を無くし、内部に発生する中心偏析、センターポロシティ等を抑制することができ、铸片や、それを加工した鋼材の手入れや屑化等を抑制して、品質を向上することができる。

なお、溶鋼 11に Mgを添加する前に、すなわち、 A1脱酸を行った後に、 Fe— Ti合金を 50kg、貯蔵ホッパ 28から切り出して、シュート 29 を介して取鍋 26内の溶鋼 11に添加することもできる。

先に、溶鋼内に A1を添加し、脱酸反応により、 A 1₂0₃ が生成しているので、 Fe— Ti合金を添加しても、 Tiは、 Ti0₂を生成せずに、溶鋼中に Tiとして固溶したり、もしくは、溶鋼中の Nと結合して TiN を生成する。

その後、溶鋼内に、供給装置 31の回転ドラムを作動し、ガイドパィプ 32で案内しながらワイャ 30を装入し、 0.75〜151^の1^を溶鋼11 内に供給すると、 A1₂0₃ の表面に、 MgO や MgO 酸化物（MgO · A 1₂0₃ ) が生成する。

A1₂0₃ の表面を覆った、 MgO 及びノ又は MgO · A 1₂0₃ は <5フェラィ卜との格子不整合度が 6 %より小さいので、溶鋼が凝固する際に凝固核として作用する。さらに、前記 TiN も同様に凝固核として作用し、 MgO 及び/又は MgO - A 1₂0₃ との相乗効果により、凝固組織を微細にすることができる。特に、 A1と Tiの添加順序は、前記添加順序の他に、 Tiを先に添加して Ti0₂を生成させ、その後に、添加した A1により、 Ti0₂を還元し、還元された Tiを溶鋼に固溶させてもよい。

また、いずれの場合においても、 Tiは、 MgO 含有酸化物の上に、あるいは、単独で TiN を形成して、凝固核としての作用を一層向上させることができる。そして、 Tiは少ない添加量でよいから、合金コストの低減を図ることができ、かつ、 TiN に起因する欠陥を防止することができる。

本発明の処理方法 Πで処理された溶鋼の一部をサンプリングし、 MgO 含有酸化物の組成を電子顕微鏡による EPMA (電子プローブマイクロアナリシス）法を用いて調査した。

その結果、 A1を添加した後に Mgを添加した場合において、凝固核として作用する介在物は、内部が A 1₂0₃ で、その外周が MgO 、又は、 MgO - A 1₂0₃ からなる MgO 含有酸化物で被覆されたものであることを検証できた。

さらに、 A1を添加してから Tiを添加し、その後に Mgを添加した場合では、 A 1₂0₃ の表面を MgO 含有酸化物が被覆し、さらに、その外周の一部を TiN が覆った構造の介在物が観察されたが、この介在物は、（フヱライ卜との格子不整合度が 6 %より小さいので、有効な凝固核として作用する。

Tiの添加順番について、 Ti、 A1の順番（又は Al、 Tiの順番）に添加し、その後に Mgを添加した場合、また、 A1を添加してから Mgを添加し、その後に Tiを添加した場合のいずれの場合も、介在物の被覆構造は、 A 1₂0₃ 表面を、 MgO 、又は、 MgO · A 1₂0₃ が被覆し、その一部、あるいは全体を TiN が覆う構造であり、凝固核として十分に有効である。

そして、本発明の処理方法 Πを施した溶鋼铸造した铸片は、図 9 に示すように、いずれの場合も、鍀片の断面の表層部と内部の凝固組織が十分に微細になっている。

( 3 ) 本発明の処理方法 I及び処理方法 Πにおいて、溶鋼中に含まれるスラグや脱酸生成物等の酸化物と、溶鋼に Mgを添加した際に生成する酸化物が、下記（ 1 ) 及び（ 2 ) 式を満たすように、所定量の Mgを溶鋼に添加することが好ましい。

17.4 (kAl ₂0₃ ) + 3.9 (kMgO) + 0.3 (kMgAl₂0₄)

+ 18.7 (kCaO) ≤ 500 … ( 1 )

(kAl₂0₃) + (kMgO) + (kMgAl ₂0 + (kCaO) ≥ 95

- ( 2 ) ここで、 kは、酸化物のモル％を表す。

Mgを溶鋼に添加することにより酸化物を生成させ、铸片の凝固組織を微細化する場合、他の添加元素ゃスラグ組成等により、 MgO ' A 1₂0₃ · CaO 系の酸化物が形成されたり、 MgO · CaO 系の高融点酸化物等が形成されたりする。

しかし、 MgO ' Al ₂0₃ · CaO 系の酸化物は、低融点であるので、溶鋼が凝固する際に、凝固核として作用しない。一方、 MgO ' CaO 系の酸化物は、融点が高いので固相状態で存在するが、凝固初晶の Sフニライトとの格子整合性が悪く、凝固核として作用しない。そこで、本発明者は、これ等の MgO · A 1₂0₃ · CaO 系の酸化物及び MgO * CaO 系の酸化物について、鋭意研究を重ねた結果、その酸化物の組成のモル分率を適正な範囲にすれば、この酸化物の低融点化を抑制し、かつ、凝固初晶である 5フェライ卜との格子不整合度を改善することができることを知見した。

図 5 に示す処理装置において、精練炉を用いて、脱炭及び燐、硫黄等の不純物を除去した溶鋼 11を取鍋 26に 150トン受湯した。

その後、ポーラスプラグ 34からアルゴンガスを吹き込みながら、ホッパ 27から A1を 50〜100 kg添加して溶鋼 11を攪拌しながら均一に混合して脱酸を行った。

その後、溶鋼 11をサンプリングして、 EPMA(Electron Probe icr o Analyzer) により、酸化物の組織を分析し、下記（ 3 ) 式を用いて、酸化物と（フニライ卜の格子不整合度の指標である値を計算した。

その値が 500 以下になるように、歩留りを考慮して Mgの添加量を求め、この値に相当する Mgワイヤ 30をガイドパイプ 32で案内しながら供給装置 31を作動して溶鋼 11に添加した。

= 11. (kAl ₂0₃ ) + 3.9 (kMgO) + 0.3 (kMgAl₂0₄)

+ 18.7 (kCaO) ≤ 500 … ( 3 ) なお、 kは酸化物のモル％を表す。

図 17は、 CaO— A 1₂0₃ - MgO の 3元状態図を示しており、上記（ 3 ) 式を満足する図中の領域（〇印で囲む斜線の範囲）内に存在する CaO— A 1₂0₃ —MgO 系の複合酸化物であれば、凝固核として有効に作用する。

α値は、 500 を超えると、複合酸化物が低融点化、あるいは、高融点化しても、酸化物の表面を覆う MgO 含有酸化物が少なくなつて凝固核として作用しなくなる。

さらに、下記（ 4 ) 式により /3値を求める。この S値は、 95未満になると、 Si0₂、 FeO 等の他の酸化物が増加して凝固核となる複合酸化物の生成が阻害される。

β = (kAl ₂0₃) + (kMgO) + (k gAl₂0₄) + (kCaO) ≥ 95

… ( 4 ) なお、 kは、酸化物のモル（％) を表す。従って、 α値が 500 以下となり、値が 95以上となるように、歩留りを考慮して、 Mgの添加量を求める。

このように求めた Mgの値に相当する Mgヮィャ 30をガイドパイプ 32 で案内しながら供給装置 31を作動して溶鋼 1 1に添加する。

その結果、 A 1 ₂ 0 ₃ と CaO に MgO を加えた CaO · A 1 ₂ 0₃ - gO の 3 元系酸化物を多数形成することができたほか、 A l ₂0 ₃ * MgO, MgOも生成し、この複合酸化物を溶鋼中に分散させ、温度の低下とともに、これ等の凝固核を起点にして溶鋼 1 1が凝固を開始し、等軸晶が生成して、微細な凝固組織を備えた铸片を製造することができる。

このようにして、溶鋼 1 1が凝固した铸片の凝固組織は、図 9 に示すように微細な凝固組織となる。

凝固組織を微細にすることにより、铸片の内部割れ、中心偏析、センタ一ポロシティ等の内部欠陥を防止することができる。さらに

、凝固組織が微細な铸片を加工した鋼材は、圧延等の加工性が良好になり、エッジシ一ム疵、口一ビング等の表面欠陥等の発生も安定して防止されたものとなる。

この Mgの添加量としては、 0. 0005〜0. 01 0 質量％の濃度に相当する範囲に調整することが好ましい。

Mg濃度が 0. 0005質量％より低くなると、 5フユライトとの格子不整合度が 5 %以下の複合酸化物を生成できず、铸片の凝固組織を微細化することができない。一方、 Mg濃度を 0. 010質量％より高くしても、凝固組織の微細化効果が飽和し、 Mgの添加コストが増大する o

( 4 ) 本発明の処理方法 IIIは、溶鋼の液相線温度以上で T i N が晶出する溶解度積を満たす T i濃度と N濃度の溶鋼に、所定量の Mgを添加することを特徴とする。

そして、本発明の処理方法 mにおいて、溶鋼がフェライ卜系ステンレス鋼の溶鋼の場合には、前記 Ti濃度〔％Ti〕と N濃度〔％N〕は、下記式を満たすことが好ましい。

〔％Ti〕 X C% N] ≥ ( 〔％Cr〕 ^{2 5} + 150) X 10— ⁶

但し、〔％Ti〕は溶鋼中の Ti質量％、〔％N〕は溶鋼中の N質量 %、 [%Cr] は溶鋼中の Cr質量％である。

また、本発明の処理方法 ΙΠにおいては、溶鋼中に含まれる A1₂0₃ を 0.005〜0.10質量％とする。

TIN は、 Sフヱライ卜との格子不整合度（TiNの格子定数と 5フヱライトとの格子定数の差を 5フライトとの格子定数で除した値）が 4 %と良好なものであるが、この TiN は凝集し易い。それ故、粗大な ΤίΝ が、浸漬ノズルの詰まりを引き起したり、あるいは、鋼材のスリバ一疵等の欠陥の原因になる等の問題がある。

本発明の処理方法 ΠΙにおいて、溶鋼が凝固する際に TiN が凝固核として有効に作用することの他に特徴とする点は、 Mgを溶鋼に添加して生成する MgO 含有酸化物は、分散性が極めて良好であること、しかも、 TiN 力《MgO 含有酸化物上に優先的に晶出することである。本発明者は、この点に着目し、本発明の処理方法 ΠΙでは、 MgO 含有酸化物を利用して、 MgO 含有酸化物上に晶出し凝固核として作用する TiN の分散性を高めて、凝固組織の微細化に有効な凝固核を、溶鋼中に多数分散させるのである。

溶鋼に、 Ti及び Nを添加すると、 Ti濃度と N濃度の積、いわゆる溶解度積〔％Ti〕 X 〔％N〕から TiN の晶出温度が決まる。

例えば、溶鋼に添加した Ti及び Nは、その添加量によっては、約 1500°Cの液相線温度よりも高く、しかも、 Ti N の晶出温度より高い 1506°Cでは、溶鋼中に固溶したままであり、約 1505°C以下の晶出温度に冷却された際に、 TiN として晶出し始めるようにすることができる。本発明者は、所要量の Crを含有するフユライト系ステンレス鋼の凝固組織を微細化するため、 T i濃度と N濃度の溶解度積と、濃度の関係に着目して、実験を行ったところ、図 18に示す結果が得られた。上記式は、図 18に示す結果から得られたものである。

なお、図 18において、 Xは、凝固組織が微細化されなかった例であり、〇は、凝固組織が充分に微細化された例であり、また、 △は、凝固組織は、微細化されたが、铸造時に、ノズル詰まりが発生した例である。

図 5 に示す処理装置において、精練炉を用いて、脱炭及び燐、硫黄等の不純物を除去した溶鋼 1 1を取鍋 26に 150トン受湯した。この溶鋼 1 1は、フヱライト系ステンレス溶鋼であり、 C rを 10〜23質量％含んでいる。

その後、ホッパ 27から Fe— T i合金を 1 50kgと、ホッパ 28から N— Mn合金を 30kg添加して溶鋼 1 1を攪拌しながら均一に混合した。

そして、上記 Fe— T i合金及び N— Mn合金の添加においては、溶鋼 1 1に含まれる T i、 N濃度が上記式を満たすように、 10質量％Crの場合、 T i濃度： 0. 020質量％、 N濃度： 0. 024質量％となるように添加した。

T i N は、 5フヱライトとの格子不整合度が 4 %と低く、 5フヱラィ卜の凝固核となり易い。そして、溶鋼が凝固する際に等軸晶を容易に生成して凝固組織を微細にする効果に優れている。

T i を凝固核として作用させるには、凝固を開始する溶鋼の液相線温度以上、例えば、 1500°C以上で Ti N が晶出し始める必要があり、液相線温度より低温で晶出しても凝固組織の微細化の効果が得られない。

したがって、液相線温度を決定して、溶解度積が上記式を満たす範囲で、 T i及び Nを添加する必要がある。この TiN による微細化の効果をより高めるには、 Tiと Nの添加量を増やして、同一温度における TiN 晶出量を増すことが考えられる。しかし、鋼によって、 Ti量及び N量が制限されている。例え、 Ti 量及び N量を増加した場合でも、晶出してからの時間経過につれ T i が凝集して粗大化し、必ずしも凝固核の個数が増加しない現象が見られ、むしろ、粗大 TiN によるノズル詰まり、鋼材のへゲ疵の発生等の弊害が生じる。

したがって、 Ti量及び N量が同一であっても、溶鋼 11中に、供給装置 31を作動して、 Mgワイヤ 30をガイドパイプ 32で案内しながら（図 5、参照）、溶鋼中に 75kgの Mgを供給して、 Mgを 0.0005〜0.010 質量％の濃度にして、 MgO 含有酸化物を生成することで、晶出した TiN を微細な状態で溶鋼中に分散せしめることができる。

すなわち、 Ti及び Nを添加する前、あるいは、 Tiを添加した後に、 TiN の晶出温度により高い温度で Mgを添加し、 MgO 含有酸化物を生成させる。

そして、溶鋼の温度が低下するにつれ、 TiN が晶出するが、 MgO 含有酸化物と TiN の格子不整合度が近いため、 TiN は、微細に分散した MgO 含有酸化物の上に優先して晶出し、 Mgの無添加の時よりも効率良く溶鋼中に分散して多数晶出する。

また、溶鋼に添加した Mgの歩留りを高く維持するため、 Tiを添加した後に Mgを添加し、鋅造までの時間を短縮すると、好ましい結果が得られる。

その結果、 Π及び Nを添加した（Mgを添加しない）場合に生じる粗大な TiN に起因するノズル詰まり等の操業の不安定化が防止でき、少ない Τίの添加量でもって、溶鋼が凝固した铸片の凝固組織は、図 9 に示すように微細にすることができる。

凝固組織を微細にすることにより、凝固時の収縮や粗大組織に起因する内部割れ、中心偏析、センタ一ポロシティ等の内部欠陥を防止することができる。

このように、凝固組織が微細な铸片を加工した鋼材は、凝固組織が微細なので、へゲ疵、エッジシ一ム疵、口一ビング等の製品の表面欠陥等の発生も安定して抑制されているものである。

( 5 ) 本発明の処理方法 Wは、溶鋼を覆うスラグ中に、 Mgによつて還元される酸化物を 1 〜 30質量％含有させておくことを特徴とす o

そして、本発明の処理方法 IVにおいては、 Mgによって還元される酸化物は FeO 、 Fe ₂0₃ 、 nO 及び S i 0₂の 1種または 2種以上であるまた、本発明の処理方法 IVにおいては、溶鋼中に含まれる A1₂0₃ を 0.005〜0.10質量％とする。

図 5 に示す処理装置において、脱炭精鍊後、真空二次精鍊（二次精鍊）を施した溶鋼 11を取鍋 26に受湯する。

溶鋼 11中には、アルミニウムやアルミ合金の脱酸剤を添加して、 A1₂0₃ を、 0.005〜0.10質量％含ませておく。

これは、 MgO * Al₂0₃ 等の複合酸化物の生成を促進して高融点の MgO含有酸化物を形成するためであり、さらに、分散性が悪く凝集し易い A 1₂0₃ を MgO と結合させることにより、微細化と分散性を良くし、凝固核としての働きを高め、铸片ゃ鋼材の組織を微細にするためである。

なお、溶鋼中に含まれる A1₂0₃ が 0.005質量％より少ないと、生成した MgO カ^ e ₂0₃ 、 SiC 等と結合して低融点の酸化物を形成し、凝固核としての働きが低下する。一方、溶鋼中に含まれる A 1₂0₃ が 0.10質量％より多くなると、凝集し易い A 1₂0₃ が多くなり過ぎて、铸片ゃ鋼材に酸化物に起因した欠陥が生じる場合がある。溶鋼 11を取鍋 26で受湯する際に、転炉から混入したり、二次精鍊で添加したフラックス等により生成したスラグ 33も流入して取鍋 26 内の溶鋼 11の表面を覆うことになる。

次に、供給装置 31を作動してガイドパイプ 32を通し、 Mgや Mg合金のワイャ 30を 2〜50mZ分の速度で、スラグ 33を貫通して溶鋼 11に侵入させ、溶鋼 11中に Mgを添加する。

従来、溶鋼の表面を覆うスラグは、 CaO 、 Si0₂、 AI2O3 、 FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 等を主成分としているが、このスラグに覆われた溶鋼に Mgを添加すると、溶鋼とスラグの界面で、スラグ中の酸化物と、 Mgや Mg合金が反応して生じた MgO がスラグ中に取り込まれる。その結果、溶鋼中の Mgの濃度を高めることができず、溶鋼中の Mg歩留りが低下していた。

この現象について、本発明者が研究を積み重ねた結果、酸化物の生成自由エネルギーが MgO の生成自由エネルギーより大きいこと、言い換えると、熱力学的に不安定である酸化物の総重量と、溶鋼中の Mg歩留りとの間には重要な関係があることを知見した。

すなわち、図 19に示すように、 Mg添加前のスラグ中に存在する熱力学的に不安定な酸化物である FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 、 Si0₂の総重量 %を 1 〜30質量％の範囲にして、 Mgや Mg合金のヮィャ一をスラグを貫通して溶鋼に供給すると、 10%以上の Mg歩留りを達成することができる。

なお、この Mg歩留りは、溶鋼中に含まれる Mgや MgO含有酸化物の全てを Mg量に換算した際の歩留りである。実際に溶鋼中での Mgの存在の形態は、その殆どが MgO の単体か、あるいは、 MgO * Al ₂0₃ 等の複合酸化物である。

溶鋼に Mgを添加すると前記スラグ中の酸化物は、下記の（ 1 ) 〜 ( 4 ) 式で示す化学反応によって Mgにより還元されるものと考えられる。

FeO + Mg→MgO + Fe … （ 1 )

Fe ₂0₃ + 3 Mg→ 3 MgO + 2 Fe … ( 2 )

MnO + Mg→MgO +Mn - ( 3 )

Si0₂ + 2 Mg→ 2 MgO + Si … （ 4 )

つまり、溶鋼に添加された Mgは、上記（ 1 ) 〜（ 4 ) 式で示す化学反応で消費され、生成した MgO がスラグ中に移行する。

この場合、スラグ中の FeO 、 Fe₂0₃ 、 MnO 、 Si0₂の総質量％が 1 質量％より少ないと、添加した Mgや Mg合金中の Mgとスラグとの反応を抑制できるが、スラグと溶鋼の熱力学的平衡によって決定される溶鋼中の溶解酸素の量も少なくなる。

その結果、一旦溶鋼中に添加された Mgそのものが、 MgO あるいは MgO - A1₂0₃ 等の複合酸化物を形成せず、時間が経過するにつれて蒸発して Mg歩留りが低下する。

また、前記スラグ中の酸化物の総重量が 30重量％を超えると、溶鋼に'添加した Mgや Mg合金中の Mgとスラグの反応が激しくなつて、添加した Mgの多くが上記（ 1 ) 〜（ 4 ) 式の化学反応で MgO を生成してスラグ中に移行するので、溶鋼中で凝固核として機能する微細な MgO 含有酸化物を形成する量が減少し、添加した Mgの歩留りが低下し、铸片の組織の微細化が図れない。

しかも、微細化に必要な Mg濃度にするには、添加量を增加する必要があり、製造コストの上昇や、 Mgや Mg合金の添加による温度の低下、さらには、スラグ性状の変化等により操業に支障が生じる。

このように、溶鋼に添加する Mgの歩留りを高め、 MgO 、 MgO - A1 20₃ 等の高融点の複合酸化物を形成せしめ、より安定して微細な凝固核を生成するには、スラグ中の酸化物を、下記式で示される範囲にするとよく、さらに、 2〜20重量％の範囲にすると、より好ましい結果が得られる。

1 質量％≤ FeO + Fe ₂0₃ +MnO + Si0₂≤ 30質量％

溶鋼を覆うスラグ中の酸化物の濃度を上記式で示す範囲に調整するには、 Mgを添加する前のスラグを搔き出して、スラグの量を減らし、溶鋼中の還元成分による還元を容易にする力、、あるいは、スラグに還元剤を添加して処理する等の一般に用いる方法を適用することができる。

なお、溶鋼に添加する Mg合金としては、 Si— Mg合金、 Fe— Si— Mg 合金、 Al— Mg合金、 Fe— Si _Mn_Mg合金等の合金を用いることがで

5 る o

( 6 ) 本発明の処理方法 Vは、溶鋼に、所定量の Mgを添加する前に、溶鋼を覆うスラグ中の CaO の活量を 0.3 以下にすることを特徴とする。

そして、さらに、本発明の処理方法 Vにおいては、スラグの塩基度を 10以下にする。

図 5 に示す処理装置において、脱炭精練後、真空二次精鍊（二次精鍊）を施した、炭素 0.01〜0.05質量％、マンガン 0. 10〜0.50質量 %、クロム 10~20質量％を含むフヱライト系ステンレス鋼の溶鋼 11 を取鍋 26に受湯した。

溶鋼 11を取鍋 26で受湯する際に、転炉から混入したり、二次精鍊で添加したフラックス等により生成したスラグ 33も流入して溶鋼 11 の表面を覆うことになる。

このスラグ 33は、厚みが 50〜100 mmであり、そして、スラグ 33中の CaO 活量は 0.3 以下に、また、塩基度（CaOZSi0₂) は 10以下になるように、フラックス等の添加により調整されている。

次に、供給装置 31を作動してガイドパイプ 3 2 により、 Mgや Mg合金のワイヤ 30を案内しながら、 2 〜50m/分の速度で、スラグ 33を貫通して溶鋼 11に進入させ、 Mgや Mg合金を溶鋼中に添加する。

従来、溶鋼の表面を覆うスラグは、 CaO や Si0₂、 Al ₂0₃ 、 FeO 等の酸化物を含んでいる力転炉や二次精練による脱硫や脱燐を良好にするため、スラグ中の CaO の濃度を高くすることがある。

この場合は、下記式に示すように、スラグと溶鋼の間の平衡反応により、溶鋼中の Ca濃度も高くなる。

CaO →Ca+ 0

この溶鋼に、 Mgあるいは Mg合金を添加すると、溶鋼中には、 CaO - A1₂0₃ 一 MgO 等の低融点の複合酸化物が生成したり、 5 フヱライトとの格子不整合度が大きな酸化物が生成する。

これらの酸化物は、溶鋼が凝固する際の凝固核として作用せず、また、ピンニング効果（凝固直後の等軸晶粒の成長の抑制）も奏しないから、凝固組織は粗大化する。その結果、铸片やそれを用いて加工した鋼材には、割れやへゲ疵、センターポロシティ等の表面欠陥及び内部欠陥が発生する。

したがって、凝固核の働き及びピンニング効果を高めるためには、図 20に示すように、スラグの塩基度から下記式で求められるスラグ中の CaO 活量 (aCaO) を 0.3 以下にして、 Mgあるいは Mg合金を溶鋼中に添加する必要がある。

aCaO- 0.027 (Ca0/Si0₂)。 ⁸ + 0. 13

スラグ中の CaO 活量（aCaO) を 0.3 以下にすることにより、 Mgや Mg合金等に含まれる Mgは、 MgO あるいは Mg0—Al ₂0₃ 等の、高融点で、かつ、（フェライ卜との格子不整合度の小さな MgO含有酸化物になり、溶鋼が凝固する際に、凝固核として十分に作用する。しかも、この MgO含有酸化物は、ピンニング効果も十分に発現するので、铸片の凝固組織を微細にして、铸片における表面欠陥及び内部欠陥の発生を抑制することができる。この CaO 活量を 0.2 以下にすると、生成する MgO含有酸化物の融点を高めることができ、凝固核としての働きをより強化することができる。

また、スラグの CaO 活量に代えて、スラグの塩基度を 10以下にすることにより、 MgO あるいは MgO— A 1₂0₃ 等の高融点の MgO含有酸化物を生成させることができる。

この CaO 活量や塩基度は、溶鋼を覆うスラグの厚みを調整したり、スラグ中に A1₂0₂ や MgO を含むフラックスを添加することにより調整することができる。

塩基度が 10を超えた場合は、添加した Mgや Mg合金に含まれる Mgが CaO- A 1₂0₃ 一 MgO 等の低融点の複合酸化物を形成し、凝固核としての働きをしないばかりでなく、欠陥の発生起点となつたりして、铸片または鋼材の品質を阻害する。

なお、 CaO 活量を 0.2 以下あるいは塩基度を 6以下にすると、 Mg 0 含有酸化物（凝固核として作用する）の生成が促進されるとともに、そのピンニング効果が、さらに高められるので、鍀片の凝固組織を、確実に微細にすることができる。

なお、溶鋼に添加する Mg合金としては、 Si— Mg合金、 Fe_ Si— Mg 合金、 A1— Mg合金、 Fe— Si— Mn_ Mg合金、 Ni— Mg合金等の合金を用いる

そして、 Mgを 0.0005〜0.010 質量％添加した溶鋼を铸型中で、凝固せしめ铸片を製造する。

4 ) 次に、本発明の铸片 A〜Dの製造方法について説明する。本発明の铸片 A〜 Dは、 MgO 含有酸化物を含有する溶鋼を铸型に注湯し、電磁攪拌装置により、該溶鋼を攪拌しながら連続铸造して製造される。

本発明の铸片を連続铸造する際、電磁攪拌装置を铸型内のメニスカスから下流側 2.5mまでの範囲に設置する。

また、本発明の铸片を連続铸造する際、電磁攪拌装置により溶鋼に付与する攪拌流の流速を lOcmZ秒以上にする。

図 1 〜図 4 に示す連続铸造装置において、クロムを 16.5質量％含有する溶鋼 11は、浸漬ノズル 15の吐出口 14から铸型 13内に注湯され、铸型 13による冷却と、支持セグメント 17に付設した冷却水ノズルからの散水による冷却によって、凝固殻 18 aを形成しつつ、引き続き凝固しながら铸片 18としてピンチロール 20、 21により引き抜かれ溶鋼 11には、 0.0005〜0.010 質量％の Mgを含有させる力く、この Mg は、溶鋼 11中の酸素や、 Si0₂、 MnO 等の酸化物と反応して、 MgO 、 MgO · Α 1₂0₃ 等の酸化物を形成する。

この Mgの含有量が 0.0005質量％より少ないと、溶鋼中の MgO が少なくなり、凝固核の生成量及びピンニング作用の程度が低くなつて、凝固組織を微細にできない。一方、 Mgの含有量が 0.010質量％を超えると、凝固組織の微細化の効果が飽和して顕著な効果が発現できず、また Mg等の添加コストが増加する。

また、電磁攪拌装置 16は、铸型 13内の湯面（メニスカス）から下流側 500mmの位置に配置している。

攪拌の形態は、電磁コイル 16a , 16bにより铸型 13の長片 13 aの内側に沿って短片 13 dから短片 13 cに向かう攪拌流を付与し、電磁コイル 16 c， 16dによって、長片 13b内側に沿って短片 13 cから短片 13dに向かう攪拌流を付与する。全体として図 3 に矢印で示すように、水平方向に旋回する攪拌流を溶鋼 11に付与する。

そして、吐出口 14から注湯された溶鋼 11が铸型 13により冷却され、凝固殻 18 aの近傍に存在する酸化物を洗い流して、酸化物が凝固殻 18 aに捕捉されるのを防止し、酸化物の少ない表層部にすることができる。

この表層部は、铸型 13による冷却と支持セグメント 17に付設した冷却水ノズルからの散水によって速い冷却速度で冷却されるので、微細な凝固組織になり易い。しかも、攪拌流により柱状晶の先端を分断したり、いわゆる組成的過冷（凝固界面での固液分配に伴う溶質成分の濃化により局部的に融点が低下する）の緩和により等軸晶化を促進したりするので、酸化物が少なくても、微細な凝固組織を得ることができる。

また、凝固殻 1 8 aの近傍から洗い流された酸化物は、一部が浮上してメニスカスの表面で図示しないパウダーに捕捉されるが、殆どが铸片の内部に残存して凝固核として働くとともに、ピンニング作用をなすので、铸片の内部を微細な凝固組織にすることができる。

溶鋼 1 1に対する攪拌流は、電磁コィル 16 a〜 16 dに位相の異なる 3相交流を通し、フレミングの法則で知られる移動磁界を溶鋼 1 1に作用させることにより発生する推力（ 5 〜90rnmFe) により付与する推力の強さは、電磁コイル 1 6 a〜16 d に流す電流値をかえることにより調整し、 1 0〜40 cmZ秒の流速になるように調整する。

その結果、铸片 1 8の表層部から内部にいたる 60 %以上の凝固組織を微細な凝固組織にすることができ、割れやへこみ疵等の表面欠陥と、バルジングゃ曲げ戻し矯正による内部割れの発生を抑制するとともに、未凝固溶鋼の流動性を確保し、センターポロシティ（ザク ) や中心偏折の発生を抑制した高品質の铸片 18を製造することができる。

この鍀片 1 8に圧延等の加工を施した鋼材も、割れやへゲ疵、センターポロシティ（ザク）や中心偏析等の表面欠陥及び内部欠陥の発生が抑制されたもので、絞り加工特性及び材質特性に優れたものである。

铸片 18の微細な凝固組織が 60%未満になると、結晶粒が大きくなり、表面欠陥及び内部欠陥が発生し、絞り加工特性等の材質が悪くなる。

さらに、前記理由から、铸片 18の厚み方向の全断面を微細な凝固組織にすることにより、凝固組織をより均一性の高いものにすることができ、铸片及び鋼材の表面及び内部欠陥をより確実に防止し、材質もより安定して向上できる。

特に、このように製造された铸片は、表層部に含まれる酸化物が少ないので、圧延等の加工を施した薄板や型鋼等の表面やその近傍に存在する酸化物を少なくできる。

そして、表面あるいは表面近傍の酸化物が減少すると、酸や塩水等に接触した際に溶出する酸化物（MgO含有酸化物）の量を抑制できるので、これを起点にする鋼材の腐食を防止する。それ故、本発明の連続铸造方法で製造した铸片を加工して得た鋼材は、耐食性にも優れている。

( 8 ) 本発明の連続铸造方法は、フニライ卜系ステンレス溶鋼の連続铸造に適用することができる。

特に、クロムを 10〜23質量％、 Mgを 0.0005〜0.010 質量％含むフェライト系ステンレス溶鋼の連続铸造に好適である。

図 1 〜図 4 に示す連続铸造装置において、クロムを 10〜23重量％含有する溶鋼 11は、浸漬ノズル 15の吐出口 14から铸型 13内に注湯され、電磁攪拌装置 16により攪拌されながら、铸型 13による冷却と、支持セグメント 17に付設した冷却水ノズルからの散水による冷却によって、凝固殻 18 aを形成し、引き続き凝固しながら铸片 18としてピンチロール 20、 21により引き抜かれる。

溶鋼 11には、 0.0005〜0.010 質量％の Mgを含有させ、この Mgは、溶鋼 1 1中に含有されている 0、 S i 0₂、 MnO 等の酸化物と反応して Mg 0 あるいは MgO， A l ₂0 ₃ 等の高融点の酸化物を形成している。

この MgO あるいは MgO， A l ₂ 0 ₃ 等の酸化物は、凝固核として働き凝固組織の等軸晶化を促進し、かつ、凝固直後における組織の成長を抑制するいわゆるピンニング作用も発揮する。さらに、等軸晶の生成を促進して、全断面の 60 %以上を微細な凝固組織（等軸晶）にすることができる C

铸片の微細な凝固組織（等軸晶）が 60 %未満になると、全断面の結晶粒径が大きくなり、表面及び内部欠陥が発生し易くなる。

なお、 Mgの含有量が 0. 0005質量％より少ないと、溶鋼中の MgO 及び Z又は MgO 含有酸化物が少なくなり、凝固殻の生成及びピンニング作用が低下して凝固組織を微細にできない。一方、 Mgの含有量が 0. 010質量％を超えると、凝固組織の微細化する効果が飽和して顕著な効果が発現できず、 Mg等の添加コス卜が増加する。

電磁攪拌装置 16は、铸型 13内の湯面（メニスカス） 25から下流側 500mmの位置に配置しており、铸型 13内の溶鋼 1 1に铸型 1 3の内壁に沿つて旋回する攪拌流を付与する。

この攪拌流の流速、作用効果は、前（ 7 ) 項で説明したとおりでめ " t> 0

得られる铸片は、図 9 に示すように、攪拌流が作用する表層部が極めて微細な等軸晶になり、内部が微細な等軸晶の凝固組織を有するものである。

しかも、微細な等軸晶の凝固組織は、铸片の内部の未凝固部 18 b における溶鋼の流動性を良好にするので、センタ一ポロシティ（ザク）や中心偏折の発生が抑制され、铸片や、さらに、铸片から製造する鋼管においても、割れやへゲ疵等の表面欠陥及び内部欠陥の発生を無くすことができる。また、センターポロシティの発生を抑制するために、铸片に軽圧下を施す場合がある。すなわち、圧下セグメント 1 9を用いて、铸片 1 8の下面を支持ロール 22により保持し、圧下口一ル 24の凸部 23により、上部中央を 3 〜 1 0mm程度の押し込み量になるように軽圧下をする。この軽圧下により、铸片 1 8の内部の未凝固部 1 8 bや生成したセンタ一ポロシティを確実に圧着することができる。

軽圧下は、铸片 1 8の固相率（凝固厚み Z铸片厚み）が 0. 2〜0. 7 の範囲で開始する。

なお、固相率は、铸片にくさびを打ち込み、その先端の溶損状態を判定して、铸片の凝固（固相）域と未凝固域を測定して求める。

この铸片 1 8は、圧下比が 0. 90を超えるブレークダウン（大圧下）を行う必要がなく、一般に行われている分塊工程等の圧延機で行われる圧延の工程を省略することができ、製造コストを大幅に節減できる。

次に、このように铸造された铸片を所定の長さに切断し、製管ェ程により、再加熱を行ってから成形した後、プラグにより穿孔を行つて、シームレス鋼管を製造する。

この鋼管製造に使用される铸片は、凝固組織が微細であることに加えて軽圧下により、センターポロシティ等を確実に圧着しているので、プラグで内部を拡張して穿孔した際に、容易に加工変形し、内面の割れやへゲ疵の発生を確実に防止して優れた品質の鋼管にすることができる。

しかも、製管後に研削等の手入れを行う必要がなく、欠陥による屑化を防止して、製品の歩留りや生産性等を向上することができる o

特に、铸型の近傍で電磁攪拌を施して製造した铸片を用いて製管した場合は、铸片の表層部に含まれる酸化物が少ないことから、製管工程により穿孔した鋼管の表面やその近傍に存在する酸化物も少なくすることができるので、表面が酸や塩水等に接触した際に溶出する酸化物（MgOを含む酸化物）の量を抑制することができ、これを起点にする鋼管の腐食を抑制して耐食性を向上することができる。

5 ) 以下、本発明の実施例について説明する。

なお、本発明は、実施例に限定されるものではなく、本発明の目的、要旨を逸脱しない範囲での条件の変更、実施態様の変更等は、本発明の範囲内である。

実施例 1 一 1

本実施例は、本発明の铸片 Aに係るものである。

タンディッシュ内の溶鋼に Mgを 0. 005質量％添加してから、サイズが幅 1 200mm、厚み 250mmの内寸法の铸型に注湯し、铸型による冷却と支持セグメントからの散水により、铸片を冷却して凝固させ、圧下セグメントを用いて 3 ~ 7 mmの圧下を行ってからピンチロールにより引き抜いた。

そして、铸片を切断して、厚み方向の断面の凝固組織（等軸晶の状態）と、铸片の表層及び内部における欠陥を調査し、さらに、その铸片を 1 250 °Cに加熱してから圧延し、鋼材の表層及び内部における欠陥と加工特性を調査した。表 1 にその結果を示す。

表 1 項目 φ ^fe i 1

9 U 乙夫/ iEWJ

铸片マクロ組織丰衣/届冒 .. 仕 3入日曰曰 H I J 、守 fffi日日、 ¾又八守？ [ϋ日日 1土

全断面が等轴晶は平均等軸晶径の 3倍以内内部：等軸晶（60%)

mn πロ貞〇〇〇

鋼材表面欠陥〇

の ◎ ◎

□ m

πα貝内部欠陥〇 ◎ ◎

鋼材の加工性〇〇 ◎

表 2

表 1 において実施例 1 は、铸片の厚み方向の全断面における凝固組織の 60 %を、下記式を満たす等軸晶（ 1 〜 5. 2 mmの等軸晶径）にした铸片に係るものであり、該铸片においては、表層の柱状晶の範囲に若干の割れが見られたが、内部欠陥である割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥の発生が抑制されていて、全体として良い（〇で表示）結果が得られている。

D < 1. 2 X ^{1 / 3} + 0. 75

なお、 Dは結晶の方位が同一である組織としての等軸晶の径（mm ) 、 Xは铸片の表面からの距離（mm) である。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層にへゲ疵及び割れの発生が少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少なく良好（〇で表示）であり、凝固組織が微細でミクロ偏折が小さいので、圧下する方位に変形し易く、加工後の靱性等も良い（〇で表示） o

実施例 2 は、铸片の厚み方向の全断面が上記式を満たす等軸晶（1 . 0〜 4. 5 mmの等軸晶径）からなる铸片に係るものであり、この铸片は、その表層に柱状晶がなく、表層及び内部欠陥が少なく良好な品質（〇で表示）である。さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層にへゲ疵及び割れの発生が極めて少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も極めて少なく良好（◎で表示）である。またこの鋼材は、凝固組織が微細でミクロ偏析が小さいので、圧下する方位に容易に変形し、加ェ後の靱性等に優れている（〇で表示）。

実施例 3 は、铸片の厚み方向の全断面における凝固組織が前記式を満たす等軸晶（0. 9〜2. 6 議の等軸晶径）からなるとともに、最大等軸晶径を平均等軸晶径の 3倍以内にした铸片に係るものである。この铸片では、表層部に形成されたミクロ偏折が小さく、しかも、バラツキが抑制されているので、へゲ疵及び割れの発生がより少なく、内部おいても、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥がない（〇で表示）。

さらに、この鍀片を用いて圧延した鋼材は、表層のへゲ疵及び割れの表層欠陥、及び、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥に対して極めて優れており（◎で表示）、圧下する方位に容易に変形し、加ェ後の靱性等にも優れている（◎で表示）。

これに対して、表 2 に示すように、比較例 1 は、等軸晶が铸片の厚み方向の断面の 50 %であり、表層に柱状晶が 50 %存在した铸片に係るものである。この铸片においては、表層の柱状晶部に割れが生じ、内部欠陥も発生して悪い評価（ Xで表示）となっている。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、へゲ疵及び割れの表面欠陥及び割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥が発生して（ Xで表示）、加工性及び加工後の靱性等の評価も悪い（ Xで表示）。

比較例 2 は、铸片の厚み方向の全断面が等軸晶であるが、その表層（全体の 40 % ) の等軸晶が前記式を満たしていない铸片に係るものである。この铸片においては、表層におけるへゲ疵及び割れ等の表面欠陥、及び、センタ一ポロシティや中心偏析等の内部欠陥については、やや悪い評価となっている（△で表示）。この铸片を用いて圧延した鋼材については、表層にへゲ疵及び割れがわずかに発生し、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥もわずかに発生してやや悪く（△ で表示）、加工性及び加工後の靱性等もやや悪い（△で表示）ものである。

実施例 1 一 2

本実施例は、本発明の鍀片 Aにおいて、等軸晶の径 D ( mm) が、 D < 0. 08 X ^{c 7 8} + 0. 5 ( X ：铸片の表面からの距離（mm) 、 D ：铸片の表面から Xの距離にある等軸晶の径（ mm) )を満たす場合のものである。

タンディッシュ内の溶鋼に Mgを 0. 1質量％添加してから、サイズが幅 1 200mm、厚み 250mmの内寸法の铸型に铸湯し、铸型による冷却と支持セグメン卜からの散水により、铸片を冷却して凝固させ、圧下セグメントを用いて 3〜 7 mmの圧下を行ってからピンチロールにより引き抜いた。

そして、铸片を切断して、厚み方向の断面の凝固組織（等軸晶径の状態）と铸片の表層及び内部における欠陥を調査した。さらに、その铸片を 1 250 °Cに加熱してから圧延し、鋼材の表層及び内部における欠陥と加工特性を調査した。その結果を表 3 に示す。

表 3 項目実施例 1 実施例 2 実施例 3 比較例 1 比較例 2 表面欠陥 Δ 〇〇 X

の △

ΏΌΜ 内部欠陥〇〇 ◎ X X

鋼材表面欠陥 △ 〇〇 X Δ の

内部欠陥〇〇 ◎ X X 加工特性〇〇 ◎ X X 表 3 において、 ◎は極めて良好、〇は良好、 △はやや良好、 Xは悪い品質を表している。

表 3 中、実施例 1 は、铸片の全断面における凝固組織の 60 %以上を上記式を満たす等軸晶（1. 5〜3. 2 mmの等軸晶径）にした铸片、及びそれを用いた鋼材に係るものである。铸片の品質については、割れの発生が比較的少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少なく良好であった。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材の品質は、表層にへゲ疵及び割れの発生が比較的少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少なく良好であり、加工後の靱性等も良い結果となっている。

実施例 2 は、铸片の全断面を上記式を満たす等軸晶（0. 3〜2. 9 mm の等軸晶径）にした铸片、及び、それを用いた鋼材に係るものである。この铸片においては、割れの発生が少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥もない良好な品質となっている。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材の品質は、表層にへゲ疵及び割れの発生が少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少なく良好であり、加工後の靱性等も優れている。

実施例 3 は、铸片全断面を径が 0. 5〜1. 4 mmの等軸晶が占め、最大の等軸晶径を平均等軸晶径の 3倍以内にした铸片、及び、それを用いた鋼材に係るものである。铸片は、割れの発生がより少なく、内部についても割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥のない極めて優れた品質を有している。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層にへゲ疵及び割れの等の表面欠陥、及び、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥の発生が極力、抑制されており、加工後の靱性等も優れている。

これに対して、比較例 1 は、铸片の厚み方向の断面における凝固組織の表層から 40 %以上の範囲に柱状晶が存在し、内部の凝固組織の等軸晶径を 2. 0〜3. 1 mmにした铸片及びそれを用いた鋼材に係るものである。この铸片及び鋼材においては、表層におけるミクロ偏折が大きく、铸造中及び铸型等の冷却過程に起因した割れが発生し、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も発生している。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材においては、へゲ疵及び割れの表面欠陥及び割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥が発生して、加工性及び加工後の靱性等も悪い。

比較例 2 は、铸片の厚み方向の断面における凝固組織の 40 %が上記式を満たす等軸晶（2. 8〜5. 7 mmの等軸晶径）である铸片及びそれを用いた鋼材に係るものである。この铸片及び鋼材においては、表層における割れ等についてはかなり抑制できたが、内部に割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥が発生している。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材においては、表層にへゲ疵及び割れが多少発生しており、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も発生して、加工性及び加工後の靱性等も悪い。

実施例 2

本実施例は、本発明の铸片 Bに係るものである。

タンディッシュ内の溶鋼に Mgを 0. 005質量％添加してから、幅 12 ΟΟπιπκ 厚み 250mmの内寸法の铸型で連続铸造を行ない、鋅型による冷却と支持セグメントからの散水により、铸片を冷却して凝固させ、圧下セグメントを用いて 3 〜 7 mmの圧下を行ってからピンチローノレにより引き抜いた。

そして、铸片を切断して厚み方向の断面の組織の等軸晶と、铸片の表面から 2 mmごとに研削してから、同じ厚みの位置における表面の結晶粒径を測定し、铸片の表層及び内部における欠陥の調査を行つた。さらに、その铸片を 1250°Cに加熱してから圧延した鋼材の表面疵及びしゎ疵と、その加工特性等を調査した。その結果を表 4 に示す。

表 4

表 4 中、実施例 1 は、铸片の厚み方向の全断面の 30 %に等軸晶が形成されており、同じ厚みの位置の表面において、最大結晶粒径ノ平均結晶粒径を 2〜 2. 7 にした铸片に係るものである。この铸片には、表面割れや内部割れも無く（〇で表示）、この铸片を圧延加工を施して製造した鋼材には、表面疵、しわ疵の発生が軽微であり（〇で表示）、加工特性も良好である（〇で表示）。

実施例 2 は、図 14の実線で示す铸片で、内部に 60 %以上の等軸晶が形成されており、同じ厚みの位置の表面において、最大結晶粒径 /平均結晶粒径が 1 . 7〜2. 5 の铸片に係るものである。この铸片には、表面割れや内部割れも無く（◎で表示）、この铸片を圧延加工を施して製造した鋼材には、表面疵やしゎ疵の発生が無く（◎で表示）、加工特性が非常に良好である（◎で表示）。

これに対して、比較例 1 は、図 1 5の実線で示す铸片で、铸片内部の等軸晶率が 20 %程度と低く、中心部が粗大等軸晶であり、同じ厚み位置における結晶粒径の内、最大結晶粒径/平均結晶粒径の一部が 3倍を超えた（2. 5〜4. 7 )铸片に係るものである。この铸片には、表面割れや内部割れが見られ（ Xで表示）、この铸片を圧延加工を施して製造した鋼材では、表面割れ等の表面疵及びしゎ疵が発生し ( Xで表示）、加工特性も悪い（ Xで表示）。実施例 3

本実施例は、本発明の铸片 Cに係るものである。

夕ンディッシュ内の溶鋼に、 Mgを 0. 005質量％添加してから、幅 1 200mm. 厚み 250mmの内寸法の铸型で連続铸造を行ない、铸型による冷却と支持セグメン卜からの散水により、铸片を冷却して凝固させ、圧下セグメントを用いて 3 〜 7 mmの圧下を行って、ピンチロールで引き抜いた。

そして、铸片を切断して厚み方向の断面の凝固組織の等軸晶率、平均等軸晶径（mm) 、表層及び内部における欠陥を調査した。また、その铸片を 1 250 °Cに加熱してから圧延し、鋼材の表層及び内部における欠陥と加工特性を調査した。結果を表 5 に示す。

表 5 介在物個数介在物のサイズ等軸晶率平均等軸晶径铸片及び铸片及び鋼材の鋼材の項目鋼材の鋼材の溶接部

(個 Zcm² m) (%) (mm) 表面欠陥内部欠陥 r値靱性実施例 1 104 10以上 62 1.8 〇〇〇〇実施例 2 141 10以下 81 1.3 ◎ ◎ ◎ 〇比較例 1 70 10以下 27 2.5 X X X X 比較例 2 45 10以下 15 4.7 X X X X

表 5 中、実施例 1 は、フライト鋼の铸片に含有される（5 フェラィ卜との格子不整合度が 6 %以下の介在物の個数を 104個 Z cm ² にし、その介在物のサイズを 1 0〃 m以上にし、等軸晶率を 62 %、平均等軸晶径を 1. 8mmにした铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵等の表面欠陥の発生が少なく（〇で表示）、内部欠陥である割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も良好である（〇で表示）。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層にリジングゃェッジシーム疵等が少なく（〇で表示）、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も良好であり（〇で表示）、加工性の指標である r値等も良好である（〇で表示）。

実施例 2 は、フヱライト鋼の铸片に含有される <5フヱライ卜との格子不整合度が 6 %以下の介在物の個数を 14 1個 Z cm ² にし、その介在物のサイズを 10 m以下にし、等軸晶率を 81 %、平均等軸晶径を 1. 3mmにした铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵等の表面欠陥の発生が少なく（◎で表示）、内部欠陥である割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も良好である（◎で表示） o

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層にリジングゃェッジシーム疵等が少なく（◎で表示）、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も良好であり（◎で表示）、加工性の指標である r値等も良好である（◎で表示）。

これに対して、比較例 1 は、铸片に含有される介在物の個数を 70 個 Z cm ² にし、その介在物のサイズを 10 m以下にした铸片で、等軸晶率が 27 %、平均等軸晶径が 2. 5 i iの铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵等の表面欠陥が発生し（ Xで表示）、铸片の内部に割れやセンターポロシティ、中心偏析等の内部欠陥が発生している（ Xで表示）。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層にへゲ疵、リジングゃエッジシーム疵等が発生し（ Xで表示）、割れや空洞、偏析等の内部欠陥も悪く（ Xで表示）、加工性の指標である r値等も悪い（ Xで表示）。

比較例 2 は、铸片の単位面積当たりに存在する金属化合物の内で、 1 0 // m以下の金属化合物の個数が、表層部で 45個 Z cm ² 、内部で 45個ノ cm ² にした铸片で、表層部の最大等軸晶粒径及び内部の最大等軸晶粒径が大きくなつた铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵等の表面及び割れ、ザクゃ偏析等の内部欠陥も発生している（ Xで表示）。

さらに、この铸片を用いて圧延した鋼材は、へゲ疵及び割れの表面欠陥及び割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥が発生し（ Xで表示 ) 、加工性の指標である r値も悪い（ Xで表示）。

実施例 4

本実施例は、本発明の铸片 Dに係るものである。

タンディッシュ内の溶鋼に Mgを 0. 005質量％添加してから、サイズが幅 1 200mm、厚み 250mmの内寸法の铸型で連続铸造を行ない、铸型による冷却と支持セグメントからの散水により、铸片を冷却して凝固させ、圧下セグメントを用いて 3 〜 7 mmの圧下を行ってからピンチロールにより引き抜いた。

そして、铸片を切断して厚み方向の断面の凝固組織の等軸晶の大きさと、表層及び内部における欠陥を調査した。また、その铸片を 1 250 °Cに加熱してから圧延し、鋼材の表層及び内部における欠陥と加工特性を調査した。表 6 金属化合物数（個/ cm²) 最大等軸晶粒径 (mm) 銹片又は鋼材の鋼 Μの内部欠陥及び

(a) 表層部 (b)内部 (b)Z(a) 表層部内部表層欠陥 .r値実施例 1 50 66 1.32 1.7 4.9 〇〇実施例 2 95 130 1.37 1.1 3.1 〇〇比較例 1 45 46 1.02 1.8 5.5 X X 比較例 2 97 116 1.19 1.2 4.2 〇 X

表 6 中、実施例 1 は、铸片に含有した金属化合物のうち、 1 0 m 以下の金属化合物の個数が表層部で 50個 Z cm ² 、内部で 66個/ cm ² にし、良好な等軸晶が形成された铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵の発生ゃリジングゃエツジシーム疵等が少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少ない。また、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層のリジングゃエッジシ一ム疵等、さらに、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少なく（〇で表示）、加工性の指標である r値等が良好である（〇で表示）。

実施例 2 は、铸片の単位面積当たりに存在する金属化合物の内で、 10 m以下の金属化合物の個数を表層部で 95個 Z cm ² 、内部で 1 30個 Z cm ² にし、良好な等軸晶が形成された铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵の発生やリジングゃエッジシーム疵等が少なく、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少ない。また、この铸片を用いて圧延した鋼材は、表層のリジングゃエツジシーム疵等、及び割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥も少なく（〇で表示） r値等が良好である（〇で表示）。

これに対して、比較例 1 は、铸片の単位面積当たりに存在する金属化合物のうち、 m以下の金属化合物の個数を、表層部で 45個 / cm ² 、内部で 46個 Z cm ² にした铸片、表層部の最大等軸晶粒径及び内部の最大等軸晶粒径が大きくなつた铸片に係るものである。この铸片においては、割れやへこみ疵等の表面欠陥、及び、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥が発生し、この铸片を用いて圧延した鋼材においては、へゲ疵及び割れの表面欠陥、及び、割れ、ザクゃ中心偏析等の内部欠陥が発生し（ Xで表示）、 r値も悪い（ Xで表示比較例 2 は、铸片の単位面積当たりに存在する金属化合物の内で、 10 m以下の金属化合物の個数を、表層部で 97個 Z cm ² 、内部で 116個ノ cm² にした铸片で、表層部及び内部の等軸晶粒径が小さくなった铸片に係るものである。この铸片及び、この铸片から製造した鋼材においては、表面欠陥及び内部欠陥の発生については良い（〇で表示）が、 r値が悪い（ Xで表示）。

なお、実施例 1及び実施例 2 と同様の 10 2 m以下の金属化合物の個数比を有し、金属化合物として、 MgO 、 MgAl ₂0₄ 、 TiN 、 TiC を 0.06質量％添加した铸片、及び、この铸片を圧延等の加工を施した鋼材についても、凝固組織の等軸晶の大きさと、表層及び内部における欠陥の調査を行い、さらに、その铸片を 1250°Cに加熱してから圧延し、鋼材の表層及び内部における欠陥と加工特性を調査したが、良好な結果が得られている。

実施例 5

本実施例は、本発明の処理方法 I に係るものである。

タンディッシュ内の溶鋼が Caを含まない場合、及び、溶鋼が総 Ca を 0.0002質量％、 0.0005質量％、 0.0006質量％及び 0.0010質量％含む場合において、それぞれの溶鋼に、 Mgを 0.005質量％添加し、その後、サイズが幅 1200mm、厚み 250mmの内寸法の铸型に注湯して連続铸造を行い、铸型による冷却と支持セグメン卜からの散水による冷却で铸片を凝固させ、圧下セグメントを用いて 3〜 7 龍の圧下を行ってからピンチロールにより引き抜いた。

そして、 Mg添加前の溶鋼中の酸化物の主成分、 Mg添加後の溶鋼中の酸化物の主成分、铸片組織の微細化状況を調査した。その結果を表 7 に示す。表 7

表 7 において、実施例 1 は、溶鋼中に Caを含まない場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物 A 1₂0₃ を主成分にした酸化物、そして、 Mg添加後の溶鋼中の介在物が A1₂0₃ · MgO 及び MgO を主成分にした酸化物の場合である。この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は極めて微細化されており、総合評価は極めて良い（◎で表示）。

実施例 2 は、溶鋼中の Caを 0.0002質量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物が A 1₂0₃ を主成分にした酸化物、 Mg添加後の溶鋼中の介在物が A 1₂0₃ · MgO 及び MgO を主成分にした酸化物の場合である。この溶鋼においてはカルシウム · アルミネー卜の生成がなく、この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は極めて微細化されており、総合評価は極めて良い（◎で表示）。

実施例 3 は、溶鋼中の Caを 0. 0005質量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物が A 1₂0₃ を主成分にした酸化物、 Mg添加後の溶鋼中の介在物が A 1₂0₃ · MgO 及び MgO を主成分にした酸化物の場合である。この溶鋼においては、カルシウム ' アルミネートの生成がなく、この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は極めて微細化されており、総合評価は極めて良い（◎で表示）。

実施例 4 は、溶鋼中の Caを 0. 0006質量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物が、主成分の A1₂0₃ の他、数％以下の CaO を含む酸化物であり、また、 Mg添加後の溶鋼中の介在物が数％以下の CaO を含む A1₂0₃ · MgO · CaO 及び MgO · CaO を主成分とする酸化物の場合である。

この溶鋼においては、 Mg添加前、後の介在物の中に CaO が検出されるが、その含有量は数％以下なので、溶鋼の凝固時には、接種効果が発現する。それ故、この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は、微細化されたものとなり、総合評価は良い（〇で表示）。

実施例 5 は、溶鋼中の Caを 0. 0010質量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物が、主成分の A 1₂0₃ の他、数％以下の CaO を含む酸化物であり、また、 Mg添加後の溶鋼中の介在物が、数％以下の CaO を含む A 1₂0₃ · MgO - CaO 及び MgO · CaO を主成分とする酸化物の場合である。

この溶鋼においても、 Mg添加前、後の介在物中に CaO が検出されるが、その含有量は、数％以下なので、溶鋼の凝固時には接種効果が発現する。それ故、この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は、微細化されたものとなり、総合評価は良い（〇で表示）。これに対して、比較例 1 は、溶鋼中の Caを 0. 0012質量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物が A 1₂0₃— CaO (カルシウム · アルミネート）を主成分にした酸化物であり、 Mg添加後の溶鋼中の介在物は、 CaO— A1₂0₃ — MgO を主成分にした酸化物の場合である。この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は粗大化しており、総合評価は悪い（ Xで表示）。

比較例 2 は、溶鋼中の Caを 0.015質量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物力く A1₂0₃— CaO (カルシウム · アルミネート）を主成分にした酸化物であり、 Mg添加後の溶鋼中の介在物は、 CaO - AI2O3 — MgO を主成分にした酸化物の場合である。この溶鋼を铸造して得た铸片の凝固組織は粗大化しており、総合評価は悪い（ X で表示）。

比較例 3 は、溶鋼中の Caを 0.023重量％にした場合であり、 Mg添加前の溶鋼中の介在物力く A1₂0₃— CaO (カルシウム · アルミネート）を主成分にした酸化物であり、 Mg添加後の溶鋼中の介在物は、 CaO - A 1₂0₃ - MgO を主成分にした酸化物の場合である。この溶鋼を铸造して得た鋅片の凝固組織は粗大化しており、総合評価は悪い（ X で表示）。

実施例 6

本実施例は、本発明の処理方法 Πに係るものである。

脱炭精練を行い成分調整した溶鋼を取鍋に 150トン受鋼し、この溶鋼に、 A1と Τίの添加条件を変えて添加し、同時に取鍋に設けたポ一ラスプラグから、アルゴンガスを吹き込みながら攪拌して脱酸を行い、その後に、 Mgを 0.75〜15kg溶鋼内に供給した。そして、この溶鋼を用いて連続铸造した铸片の表層及び内部における欠陥の有無、凝固組織の微細化の良否を調査した。その結果を表 8 に示す。表 8

実施例 8 において、実施例 1 は、 A 1を 50kgを添加して脱酸を行つた後に、 0. 75kgの Mgを添加した場合である。铸片の表層及び内部には欠陥が無く、凝固組織が十分に微細化されており、総合評価は良好である（〇で表示）。

実施例 2 は、 A 1を 75kgを添加してから F e— T i合金を 50kg添加して脱酸を行った後に、 Mgを 15kg添加した場合である。铸片の表層、及び内部には欠陥が無く、凝固組織が十分に微細化されており、総合評価は良好である（〇で表示）。

実施例 3 は、 F e— T i合金を 50kg添加してから、 A 1を 75kgを添加して脱酸を行い、その後に、 Mgを 1 5kg添加した場合である。铸片の表層及び内部には欠陥が無く、凝固組織が十分に微細化されており、総合評価は良好である（〇で表示）。

なお、実施例 1 ~ 3のいずれの場合も図 9 に示すように、铸片の凝固組織は、内部に等軸晶が形成されて、微細化されている。

これに対し、比較例 1 は、 A1を 75kgと Mgを 0.75kgとを同時に溶鋼に添加して脱酸を行った場合である。溶鋼中に、 MgO と A1₂0₃ の複合酸化物が生成したが、 MgO 含有酸化物の表面組織は、 MgO の割合が 10%以下で（フェライトとの格子整合度が悪く、凝固核として不適当であった。その結果、铸片の表層及び内部には欠陥が発生し、図 7 に示すように、凝固組織も粗大になり、総合評価としては悪い ( Xで表示）ものである。

比較例 2 は、 Fe— Ti合金を 50kg添加してから Mgを 15kg添加し、その後に A1を 75kg添加して脱酸を行つた場合である。溶鋼中の酸化物は、その中心部が MgO である力く、表面に A1₂0₃ が生成しているので、凝固核として作用しなかった。その結果、铸片の表層及び内部には欠陥が発生し、凝固組織も粗大になり、総合評価としては悪い（ Xで表示）ものである。

実施例 7

本実施例は、本発明の処理方法 I及び処理方法 Πにおいて、溶鋼中に含まれるスラグや脱酸生成物等の酸化物と、溶鋼に Mgを添加した際に生成する酸化物が、下記（ 1 ) 及び（ 2 ) 式（ kは、酸化物のモル％) を満たすように、所定量の Mgを溶鋼に添加する処理方法に係るものである。

α = 17.4 (kAl ₂0₃ ) + 3.9 (kMg0) + 0.3(k gAl₂0₄)

+ 18.7 (kCaO) ≤ 500 … ( 1 ) β = (kAl₂0₃) + (kMgO) + (kMgAl₂0₄) + (kCaO) ≥ 95

… ( 2 ) 上底吹き転炉を用いて、クロムを 10〜 23質量％含む溶鋼を取鍋に 150トン受湯し、ポーラスプラグからアルゴンガスを吹き込みながら、ホツバから A1を 100kg添加して溶鋼を攪拌しながら均一に混合して脱酸を行った。

その後、溶鋼をサンプリングして、 EPMAにより酸化物の組成を測定し、上記（ 1 ) 及び（ 2 ) 式を満たすように、 Mgの添加量を調整し、複合酸化物を生成させた。その後、溶鋼を連続铸造して铸片を製造した。

そして、铸片の内部割れや中心偏析、センターポロシティ等の内部欠陥の有無、凝固組織の良否、加工後の鋼材の表面性状や加工性を調査した。その結果を表 9 に示す。

表 9

Mg添カロ量酸化物組成（モル酸化物铸片の铸片の鋼材の鋼材の項目総合評価

(kg) A1₂0₃ MgO MgAl₂0₄ CaO その他の α:値内部欠陥凝固組織表面性状加工性実施例 1 125 5.1 37.2 52.4 4.1 1.2 326 良良良〇実施例 2 30 7.4 22.3 51.2 14.2 4.9 497 無良良良〇比較例 1 85 3.3 46.8 29.3 16.8 3.8 563 有亜亜亜 X 比較例 2 30 15.9 30.8 37.2 12.3 11.2 638 有亜亜 X

表 9 中、実施例 1 は、溶鋼に Mgを 1 25kg添加して溶鋼を攪拌し、溶鋼中に含まれる複合酸化物の α値（上記（ 1 ) 式の左辺。酸化物と 5フニライ卜との格子不整合度の指標）を 326 にした場合であり、铸片に内部欠陥が発生しておらず、凝固組織が微細化されて、鋼材の表面性状や加工性も良く、総合評価は良好である（〇で表示） ο

実施例 2 は、 Mgを 30 kg添加して溶鋼を攪拌し、溶鋼中に含まれる複合酸化物の α値を 497 にした場合であり、铸片の表面及び内部において欠陥が発生しておらず、図 9 に示すように凝固組織が微細化されていて、鋼材の表面性状や加工性も良く、総合評価は良好である（〇で表示）。

これに対し、比較例 1及び比較例 2 は、添加前の溶鋼に含まれる酸化物の組成を何ら考慮せずに、 Mgを、それぞれ 85kg、 30kg添加して溶鋼を攪拌したものである。その結果、溶鋼中に含まれる複合酸化物の α値が 500 を超え、铸片には内部欠陥が発生し、いずれも、図 7 に示すように凝固組織が粗大化して悪くなり、総合評価は悪い（ Xで表示）ものである。

実施例 8

本実施例は、本発明の処理方法 ΙΠに係るものである。

上底吹き転炉を用いて、脱炭及び燐、硫黄等の不純物を除去した C r濃度： 0〜23質量％の溶鋼を取鍋に 150トン受湯し、ポーラスプラグからアルゴンガスを吹き込みながら、 F e—T i合金と N — Mn合金を添加して、溶鋼の T i濃度を 0. 0 1 3 ~ 0. 125 質量％、 N濃度を 0. 00 12〜0. 024 質量％にしてから、 Mgを添加して連続铸造を行い、铸片を製造した。そして、铸造時の操業の安定良否、铸片の凝固組織の微細化の良否、铸片の内部欠陥及び鋼材の表面欠陥の有無を調査した。その結果を表 1 0に示す。表 10 溶鋼量 Cr濃度 Ti濃度 N濃度操業の凝固組織鎵片の鋼材の項目の微細化内部表面総合評価 (卜ン） (質量％) (質量 (質量％) (質量％) 安定良否の良否欠陥の欠陥の有無有無

1 150 0 0. 013 0. 012 0. 0035 良良無無〇施 2 150 10 0. 020 0. 024 0. 0015 良良無〇例 3 150 23 0. 125 0. 022 0. 0025 良良舞無〇比 1 150 10 0. 021 0. 023 添加なし否否有有 X 較 2 150 23 0. 198 0. 038 添加なし否良有 Δ

(ノズル例詰り発生）

表 10中、実施例 1 は、 Cr濃度 0 %の溶鋼の Ti濃度を 0.013質量％に、 N濃度を 0.012質量％にしてから、 Mgを 0.0035質量％添加した場合である。铸造時の操業が安定し、铸片の凝固組織が微細化されており、铸片及び鋼材に欠陥が無く、総合評価は良い（〇で表示）ものである。

実施例 2 は、溶鋼の Cr濃度を 10質量％に、 Ti濃度を 0.020質量％に、 N濃度を 0.024質量％にしてから、 Mgを 0.0015質量％添加した場合である。铸造時の操業が安定し、铸片の凝固組織が微細化されており、铸片及び鋼材に欠陥が無く、総合評価は良い（〇で表示）ものである。

実施例 3 は、 Cr濃度： 23質量％の溶鋼における Ti濃度を 0.125質量％に、 N濃度を 0.022質量％にしてから、 Mgを 0.0025質量％添加した場合である。铸造時の操業が安定し、铸片の凝固組織が微細化されており、铸片及び鋼材に欠陥が無く、総合評価は良い（〇で表示）ものである。

これに対し、比較例 1 は、溶鋼の Cr濃度を 10質量％に、 Ti濃度を 0.021質量％に、 N濃度を 0.023質量％にして、 Mgを添加しなかつた場合である。铸造時にノズル詰まり等が発生して操業が不安定になり、铸片の凝固組織が、図 7 に示すように粗大化して、铸片及び鋼材に欠陥が発生し、総合評価は悪い（ Xで表示）ものである。

比較例 2 は、溶鋼の Cr濃度を 23質量％に、溶鋼の Ti濃度を 0.198 質量％に、 N濃度を 0.038質量％にして、両元素の溶解度積（〔％ Ti) X C% N) ) を TiN の析出しない範囲にして、 Mgを添加しなかつた場合である。比較例 2の場合、凝固組織は微細化しているが、铸造時にノズル詰まりが発生して操業が不安定になり、粗大 TiN に起因した欠陥が鋼材の表面に発生しているので、総合評価は、一応悪い（△で表示）とした。実施例 9

本実施例は、本発明の処理方法 IVに係るものである。

取鍋に 150 トンの溶鋼を受湯し、この溶鋼を覆うスラグの厚みを lOOmiiiにし、 FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 、 S i 0₂の総質量を所定の範囲に調整し、このスラグを貫通して溶鋼に Mg純分で 50kg (0.0333質量となるように Mg合金ワイヤーを供給した。

さらに、この溶鋼を、铸型内寸法が厚み 250mm、幅 1200mmの連続铸造装置を用いて 0.6mZ分の铸造速度で铸造した。

そして、 Mg処理後の溶鋼中の Mg質量％、铸片中の Mg質量％、铸片の凝固組織の微細化状態を調査した。その結果を表 11に示す。

表 11

表 11において、実施例 1 は、 Mg添加前のスラグ中の FeO 、 Fe₂0₃ 、 MnO, Si0₂の総質量を 2.5質量％にした場合である。溶鋼中の Mg を 0.0041質量％、铸片中の Mgを 0.0015質量％にすることができ、铸片の凝固組織が微細化されている。

実施例 2， 3及び 4 は、 Mg添加前のスラグ中の FeO 、 Fe ₂0₃ 、 Mn 0 及び Si0₂の総質量を、それぞれ、 11.3質量％、 16. 1質量％、 22.4 質量％にした場合である。溶鋼中の Mgが、それぞれ、 0.0061質量％、 0.0065質量％、 0.0063質量％であり、铸片中の Mgが、それぞれ、 0.0020質量％、 0.0035質量％、及び、 0.0031質量％と歩留りが高く安定していて、铸片の凝固組織も微細化されている。

実施例 5 は、 Mg添加前のスラグ中の FeO 、 Fe ₂0₃ 、 nO 、及び、 Si0₂の総質量を 28.5質量％にした場合である。溶鋼中の Mgを 0.0036 質量％、鍀片中の Mgを 0.0019質量％にすることができ、铸片の凝固組織が微細化されている。

これに対して、比較例 1 は、 Mg添加前のスラグ中の FeO 、 Fe₂0₃ 、 Mn0、及び Si0₂の総質量を 0.5質量％にした場合である。溶鋼中の Mgが 0.0025質量％であるが、铸片中の Mgが 0.0009質量％となり、 Mgの歩留りが悪く、铸片の凝固組織においては一部が粗大化している o

比較例 2 は、 Mg添加前のスラグ中の FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 、及び、 Si 0₂の総質量を 36.3質量％にした場合である。溶鋼中の Mgが 0.0028 質量％であるが、铸片中の Mgが 0.0008質量％となり、 Mgの歩留りが悪く、铸片の凝固組織においては、一部が粗大化している。

実施例 10

本実施例は、本発明の処理方法 Vに係るものである。

取鍋に 150 トンの溶鋼を受湯し、この溶鋼を覆うスラグの厚みを ΙΟΟΐ ΐにし、スラグ中の CaO 活量ゃスラグの塩基度を調整し、 Mg合金ワイヤーを、このスラグを貫通して溶鋼中に供給し、溶解させ、溶鋼に、 Mg純分で 50kgの量の Mgを添加した。

そして、 Mg処理後の溶鋼中の Mg質量％、及び、铸片の凝固組織の微細化状態を調査した。その結果を表 12に示す。表 12

実施例 1 は、スラグ中の CaO 活量を 0.2 に、塩基度を 3 にして Mg 合金ワイヤーを添加した場合である。 Mg処理後の溶鋼中の Mg濃度が 0.0010質量％で、铸片の凝固組織を微細化（◎で表示）することができ、総合評価は優れた（◎で表示）ものである。

実施例 2及び実施例 3 は、スラグ中の CaO 活量を、それぞれ 0.25 、及び、 0.30として、またスラグ塩基度を、それぞれ、 7及び 10にした場合である。溶鋼中の Mg濃度も高く、铸片の凝固組織も微細（ ◎で表示）であり、総合評価は優れた（◎で表示）ものである。

これに対して、比較例 1 は、スラグ中の CaO 活量を 0.36にし、塩基度を 15にして Mg合金ヮィヤーを添加し、 Mg処理後の溶鋼中の Mgを 0.0050質量％にした場合である。铸片の凝固組織は粗大なものとなり（ Xで表示）、総合評価は悪い（ Xで表示）ものである。

比較例 2 は、スラグ中の CaO 活量を 0.42にし、スラグの塩基度を 20にして Mg合金ワイヤーを添加し、 Mg処理後の溶鋼中の Mgを 0.0100 質量％にした場合である。铸片の凝固組織は粗大なものとなり（ X で表示）、総合評価は悪い（ Xで表示）ものである。

実施例 11

本実施例は、本発明の铸片 A〜Dを製造する連続铸造方法に係るものである。

クロムを 1 6. 5質量％を含有した溶鋼に Mgを 0. 005質量％添加し、その後、幅力 1 200mm、厚み 250mmの内寸法の振動铸型を用いて連続铸造を行い、铸型による冷却と支持セグメントからの散水による冷却で、铸片を凝固させ、ピンチロールにより引き抜いた。

そして、铸片の表層及び内部における欠陥及び介在物個数、及び、凝固組織を調査した。さらに、この铸片を 1 250 °Cに加熱してから圧延して製造した鋼材において、表面の耐食性としわ疵（リジング ) の発生を調査した。その結果を表 1 3に示す。

表 1 3

表 1 3中、実施例は、铸型内のメニスカスから下流側 500mmの位置にコア中心がくるように電磁攪拌装置を設置して溶鋼を攪拌しながら铸造した場合である。この実施例においては、铸片の表層における MgO 含有酸化物（介在物）の個数を少なくして表層の凝固組織を微細にし、表面割れ等の欠陥を防止することができた。また、铸片の内部においては、 Mg O 含有酸化物（介在物）の個数が多くなり、微細な等軸晶が得られ、その結果内部割れをなくし、中心偏析を軽微にすることができた。

さらに、この铸片を圧延した鋼材においては、表面の耐食性が良好であり、凝固組織の粗大化に起因するしゎ疵等の発生もない。

これに対し、比較例 1 は、電磁攪拌装置による溶鋼の攪拌を行わなかった場合である。铸片の表層及び内部において、 MgO 含有酸化物（介在物）の個数が多くなり、表層及び内部における凝固組織は微細化できたが、圧延した鋼材の表面に、 M gO 含有酸化物を起点とする腐食スポットが存在するのが認められた。この鋼材は実用上、不良でめる。

比較例 2 は、 M gの添加を行わず、電磁攪拌装置により溶鋼の攪拌を行った場合である。铸片の内部における凝固組織が粗大になり、内部割れや中心偏折が発生し、この铸片を加工して製造した鋼材には、凝固組織の粗大化に起因するしゎ疵等が発生した。

実施例 1 2

本実施例は、本発明の上記連続铸造をフェライト系ステンレス溶鋼の铸造に適用し、さらに、铸造した铸片からシームレス鋼管を製造することに係るものである。

クロムを 1 3. 0質量％を含有する溶鋼に、 M gを 0. 00 1 0質量％添加し、その後、幅 600 mm、厚み 250 mmの内寸法の振動铸型を用いて連続铸造を行い、铸型による冷却と支持セグメントからの散水による冷却で、铸片を凝固させ、ピンチロールにより引き抜いた。

そして、铸片の凝固組織、及び、穿孔したシームレス鋼管の表面及び内部における欠陥の発生を調査した。その結果を表 1 4に示す。表 14 溶鋼への電磁攪拌条件軽圧下条件铸片の鋼管の口項 g Mg添加量凝固内 ·表面

(質量有 · 擠袢位置開始 ia相率圧下畺 (mm) 組織欠陥評価

1 0. 0010 なし〇〇〇施 2 0. 0010 有りメニスカスカ、ら 0. 5 6 ◎ ◎ ◎ 下流側 500mm

例

3 0. 0010 なし 0. 4 7 〇 ◎

1 無添加有りメニスカスから X X X 下流側 500匪

2 無添加なし 0. 4 7 X X X

表 14において、実施例 1 は、溶鋼に Mgを 0. 00 10質量％添加して铸造し、シームレス鋼管を製造した場合である。铸片の凝固組織が微細化され（〇で表示）、穿孔した際の鋼管の表面及び内部には、割れやへゲ疵が無く（〇で表示）、総合評価は良い（〇で表示）。

実施例 2 は、铸型内のメニスカスから下流側 500minの位置にコア中心がくるように電磁攪拌装置を設置して溶鋼を攪拌しながら铸造し、固相率が 0. 5 となった位置から軽圧下を開始した場合である。铸片の表層において MgO 含有酸化物の個数を少なくし、铸片全体の凝固組織を微細化でき（◎で表示）、穿孔した際の鋼管の表面及び内部には、割れやへゲ疵が全く無く（◎で表示）、総合評価は優れた（◎で表示）ものである。

実施例 3 は、溶鋼に Mgを 0. 00 1 0質量％添加して铸造し、固相率が 0. 4 となった位置から凝固するまでの範囲を、全押し込み深さ 7 mm で軽圧下した場合である。铸片の凝固組織を微細化でき（〇で表示 ) 、穿孔した際の鋼管の表面及び内部には、割れやへゲ疵が無く（ ◎で表示）、総合評価は優れた（◎で表示）ものである。

これに対し、比較例 1 は、溶鋼に Mgを添加しないで铸造し、メニスカスから下流側 500 の位置で電磁攪拌を行って、穿孔した場合である。铸片の凝固組織が粗大になり（ Xで表示）、穿孔した際に鋼管の表面及び内部には、割れやへゲ疵が発生し（Xで表示）、総合評価は悪い（ Xで表示）ものである。

比較例 2 は、溶鋼に Mgを添加しないで铸造し、固相率が 0. 4 となる位置から凝固するまでの範囲を、全押し込み深さ 7 腿で軽圧下した場合である。铸片の凝固組織が粗大になり（ Xで表示）、穿孔した際の鋼管の表面及び内部には、割れやへゲ疵が発生し（Xで表示 ) 、総合評価は悪い（ Xで表示）ものである。産業上の利用可能性

本発明の铸片は、凝固過程の歪みや応力によって铸片に生じる割れゃへこみ疵等の表面欠陥、介在物等に起因する表面欠陥、及び、内部割れやセンターポロシティ（ザク）、中心偏析等の内部欠陥の発生が抑制されているものである。

したがって、本発明の铸片は、加工特性及び品質特性に優れたものであり、さらに、研削等の铸片の手入れを必要とせず、また、屑化が極力低減されるので、歩留りの高いものである。

本発明の処理方法は、溶鋼の凝固時、凝固組織が微細化されるように、溶鋼の特性、溶鋼中の介在物の形態を調整するものであり、本発明の铸片を得るうえで、極めて有用な溶鋼の処理方法である。

さらに、本発明の铸片を製造する連続鍀造方法は、本発明の処理方法で溶鋼に付与した作用効果を、連続铸造時に、さらに高めるものである。

そして、本発明の铸片を加工して製造した鋼板、鋼管等の鋼材は、铸片と同様に、表面欠陥や内部欠陥の発生が抑制されたものとなり、加工特性及び品質特性にも優れたものとなる。

Claims

請求の範囲

1. 铸片の全断面の 60 %以上が下記式を満たす等軸晶であることを特徴とする加工特性に優れた铸片。

D < 1. 2 X ^{1 / 3} + 0. 75

〔ここで、 Dは結晶の方位が同一である組織としての等軸晶の径（ mm) 、 Xは铸片の表面からの距離（mm) である〕

2. 铸片の表面から等しい深さにおける結晶粒径の最大値が、その深さにおける平均の結晶粒径の 3倍以内であることを特徴とする加工特性に優れた铸片。

3. 請求の範囲 2記載の加工特性に優れた铸片において、該铸片の厚み方向の断面の 60 %以上が等軸晶であることを特徴とする加工特性に優れた铸片。

4. 溶鋼の凝固時に形成される Sフライトとの格子不整合度が 6 %以下の介在物を 100個ノ cm ² 以上含有していることを特徴とする品質特性と加工特性に優れた铸片。

5. 請求の範囲 4記載の品質特性と加工特性に優れた铸片において、前記介在物には、 10 / m以下の大きさの介在物が 100個 / cm ² 以上含有されていることを特徴とする品質特性と加工特性に優れた錄片。

6. 溶鋼の凝固時に凝固核を形成するための金属又は金属化合物を溶鋼に添加して铸造した铸片において、該鍀片の表層部に含まれる大きさが 10 z m以下の金属化合物の個数に対し、該表層部より内部に含まれる大きさが 10 / m以下の金属化合物の個数が、 1. 3倍以上であることを特徴とする品質特性に優れた铸片。

7. 請求の範囲 1 〜 6のいずれか 1項に記載の加工特性及びノ又は品質特性に優れた铸片において、該铸片が、 MgO 及び Z又は MgO を含む酸化物を含有することを特徴とする加工特性及びノ又は品質特性に優れた铸片。 .

8. 請求の範囲 1 〜 6のいずれか 1項に記載の加工特性及び Z又は品質特性に優れた铸片において、該铸片がフライト系ステンレス鋼の铸片であることを特徴とする加工特性及びノ又は品質特性に優れた铸片。

9. 铸片の凝固組織を微細化するために溶鋼を処理する溶鋼の処理方法において、溶鋼中の総 Ca量を 0.0010質量％以下とし、次いで、該溶鋼に、所定量の Mgを添加することを特徴とする溶鋼の処理方法。

10. 铸片の凝固組織を微細化するために溶鋼を処理する溶鋼の処理方法において、溶鋼に、所定量の Mgを添加する前に、所定量の A1 含有合金を該溶鋼に添加して脱酸処理を行うことを特徵とする溶鋼の処理方法。

11. 請求の範囲 10記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼に所定量の Mgを添加する前に、所定量の A1含有合金の他に、所定量の Ti含有合金を添加して脱酸処理を行うことを特徴とする溶鋼の処理方法。

12. 請求の範囲 9 または 10記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼中に含まれるスラグや脱酸生成物等の酸化物と、溶鋼に Mgを添加した際に生成する酸化物が、下記（ 1 ) 及び（ 2 ) 式を満たすように、所定量の Mgを溶鋼に添加することを特徴とする溶鋼の処理方法。

17.4 (kAl ₂0₃ ) + 3.9 (k g0) + 0.3(kMgAl ₂0₄ )

+ 18.7 (kCaO) ≤ 500 … ( 1 )

(kAl ₂0₃) + (kMgO) + (kMgAl ₂0₄) + (kCaO) ≥ 95

… ( 2 )

〔ここで、 kは、酸化物のモル％である〕

13. 請求の範囲 9 または 10記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼に添加する Mgは、 0.0010〜0.10質量％であることを特徴とする溶鋼の処理方法。

14. 請求の範囲 9 また 10記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼は、フヱライト系ステンレス溶鋼であることを特徴とする溶鋼の処理方法。

15. 铸片の凝固組織を微細化するために溶鋼を処理する溶鋼の処理方法において、溶鋼の液相線温度以上で TiN が晶出する溶解度積を満たす Ti濃度と N濃度の溶鋼に、所定量の Mgを添加することを特徴とする溶鋼の処理方法。

16. 請求の範囲 15記載の溶鋼の処理方法において、 Ti濃度〔％Ti 〕と N濃度〔％N〕が、下記式を満たすことを特徴とする溶鋼の処理方法。

〔％Ti〕 X 〔％N〕 ≥ ( 〔％Cr〕 ^{2 5} + 150) X 10— ⁶

〔ここで、〔％Ti〕は溶鋼中の Ti質量％、〔％N〕は溶鋼中の N質量％、〔％Cr〕は溶鋼中の Cr質量％である〕

17. 請求の範囲 15又は 16記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼は、 Crを 10〜23質量％含むフヱライト系ステンレス溶鋼であることを特徴とする溶鋼の処理方法。

18. 铸片の凝固組織を微細化するために溶鋼を処理する溶鋼の処理方法において、溶鋼を覆うスラグ中に、 Mgによって還元される酸化物を 1 〜30質量％含有させておくことを特徴とする溶鋼の処理方法 o

19. 請求の範囲] 8記載の溶鋼の処理方法において、 Mgによって還元される酸化物が、 FeO 、 Fe ₂0₃ 、 MnO 及び S i 0₂の 1種または 2種以上であることを特徴とする溶鋼の処理方法。

20. 請求の範囲 18又は 19記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼中に含まれる A 1₂0₃ を 0.005〜0.10質量％とすることを特徴とする溶鋼の処理方法。

2 1. 铸片の凝固組織を微細化するために溶鋼を処理する溶鋼の処理方法において、溶鋼に所定量の Mgを添加する前に、溶鋼を覆うスラグ中の CaO の活量を、 0. 3 以下にすることを特徴とする溶鋼の処理方法。

22. 請求の範囲 Π記載の溶鋼の処理方法において、スラグの塩基度を、 1 0以下にすることを特徴とする溶鋼の処理方法。

23. 請求の範囲 2 1又は 22記載の溶鋼の処理方法において、溶鋼がフェライト系ステンレス鋼であることを特徵とする溶鋼の処理方法 o

24. 微細化した凝固組織を有する铸片を連続的に铸造する铸片の連続铸造方法において、 MgO 及び Z又は MgO を含む酸化物を含有する溶鋼を铸型に注湯し、電磁攪拌装置により、該溶鋼を攪拌しながら铸造することを特徵とする铸片の連続铸造方法。

25. 請求の範囲 24記載の鍀片の連続铸造方法において、電磁攪拌装置を铸型内のメニスカスから下流側 2. 5 mまでの範囲に設置することを特徴とする铸片の連続铸造方法。

26. 請求の範囲 24又は 25記載の铸片の連続铸造方法において、電磁攪拌装置により溶鋼に付与する攪拌流の流束が、 l O cmZ秒以上であることを特徴とする铸片の連続铸造方法。

27. 請求の範囲 24記載の铸片の連続铸造方法において、溶鋼がフェライト系ステンレス溶鋼であることを特徴とする铸片の連続铸造方法。

28. 請求の範囲 27記載の連続铸造方法において、前記溶鋼は、クロムを 1 0 ~ 23質量％、 Mgを 0. 0005〜0. 0 1 0 質量％含むフヱライト系ステンレス溶鋼であることを特徴とする铸片の連続铸造方法。

29. 請求の範囲 27記載の铸片の連続铸造方法において、電磁攪拌装置により、溶鋼を攪拌しながら铸造することを特徴とする铸片の連続铸造方法。

30. 請求の範囲 27記載の铸片の連続铸造方法において、該铸片の固相率が 0.2〜0.7 の範囲から铸片の軽圧下を開始することを特徵とする铸片の連続铸造方法。

31. 請求の範囲 1 〜 8のいづれか 1 項に記載の加工特性及び/または品質特性に優れた铸片を、 1100〜 1350°Cに加熱し、その後、圧延等の加工を施して製造したことを特徴とする加工特性及び品質特性に優れた鋼材。

32. 請求の範囲 28記載の铸片の連続铸造方法により連続铸造した铸片を、加工後穿孔して製造したことを特徴とするシームレス鋼管