WO2021256243A1 - 連続鋳造方法 - Google Patents

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corner
steel
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智也 小田垣
則親 荒牧
恭寛 重歳
義陽 大場
貴史 丸子
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Definitions

  • the present invention relates to a continuous steel casting method that suppresses the occurrence of surface cracks in slabs in continuous casting.
  • the hot ductility of the alloy steel slab is significantly reduced at the temperature near the Ar 3 transformation point where the solidified structure is transformed from the austenite phase to the ferrite phase.
  • the surface temperature of the slab is controlled by secondary cooling to correct the temperature above the transformation point, or the solidified structure of the slab is controlled to a structure that is hard to crack. Is commonly done.
  • the spray pipe near the corner of the slab is generally closed and the spray width is cut without cooling.
  • Patent Document 1 As a method of controlling the solidification structure, for example, Patent Document 1, to start the secondary cooling of the slab immediately after withdrawal of the slab from the rectangular mold, once Ar 3 transformation of the surface temperature of the slab The time and slab surface to keep the slab surface temperature below the Ar 3 transformation point when cooling to a temperature below the point and then reheating to a temperature above the Ar 3 transformation point and then straightening the slab.
  • a technique has been disclosed in which the solidified structure from the surface of the slab to a depth of at least 2 mm is made into a mixed structure of ferrite and pearlite with an unclear austenite grain boundary by setting the minimum temperature at which the temperature reaches to an appropriate range. Is
  • the technique of spray width cutting is to stop the spray from the spray near the corner of the slab and prevent the corner temperature from dropping.
  • the width of the slabs is wide in response to various needs in recent years, there is a problem that a large amount of capital investment is required to properly spray the corners of the slabs of all sizes.
  • the corners of the slab are cooled from the two sides of the slab on the long side and the short side, so that supercooling is likely to occur.
  • the corner temperature is lowered by radiative cooling even if the cooling spray is not sprayed.
  • Patent Document 1 there is a concern about the influence of dripping water flowing along the slab after being sprayed onto the slab from the secondary cooling spray.
  • the dripping water affects the cooling of the slab surface, so that it may be difficult to quantitatively control the slab surface temperature, for example, by heat transfer calculation.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to prevent surface cracks in a slab which has not been sufficiently eliminated by controlling the temperature of the slab by secondary cooling alone.
  • the purpose is to propose a continuous casting method that surely suppresses and produces high quality slabs without corner cracks in particular.
  • the inventors have found that surface cracking of a slab can be suppressed by suppressing a temperature drop at a corner of a slab during secondary cooling while using a mold having a casting space having an appropriate shape, and have conceived the present invention. ..
  • the continuous casting method of the present invention that advantageously solves the above problems is a method of continuously casting steel, using a mold in which the chamfered shape of the mold corner portion satisfies the following equation (1), and the slab corner portion. It is characterized in that the average secondary cooling water amount density from directly under the mold to the lower straightening is 20 to 60 L / (min ⁇ m 2). 0.09 ⁇ C / L ⁇ 0.20 ... (1)
  • C corner chamfer amount (mm)
  • L Short side length of slab (mm) Represents.
  • the component composition of the steel is C: 0.05 to 0.25% and Mn: 1.0 to 4.0% in mass%, and further Nb: A more preferable solution is to optionally have at least one selected from 0.01 to 0.1%, V: 0.01 to 0.1%, and Mo: 0.01 to 0.1%. It is thought that it can be.
  • the temperature of the corners of the slab is controlled by secondary cooling while using a mold in which a casting space having an appropriate shape is partitioned, so that corner cracking of the continuously cast slab is prevented and high quality is achieved. It will be possible to provide slabs.
  • the steel continuous casting method (steel piece manufacturing method) according to the embodiment of the present invention includes a step of casting while supporting the slabs drawn from the continuous casting mold by a plurality of pairs of rolls facing each other.
  • the molten steel is primarily cooled with a mold.
  • the slab is withdrawn from the mold at a predetermined drawing speed, and the slab is secondarily cooled while being supported by a plurality of pairs of rolls arranged in the casting direction to obtain a steel slab.
  • a mold in which a casting space having an appropriate shape is partitioned is used, and it is appropriate in the cooling zone from directly under the mold to the bending back straightening point (lower straightening). It is important to go through a proper cooling pattern.
  • the continuous casting machine used in the present embodiment is not particularly limited as long as it includes bending or bending back straightening from directly under the mold to carrying out the slab.
  • the inventors observed surface cracks in the slabs cast by the curved continuous casting machine. Surface cracks in the slab were concentrated in and near the top corners. This is because tensile stress is generated during bending back correction.
  • the upper surface side of the slab means the inside of the bending of the curved band of the curved continuous casting machine, that is, the long side surface side which is the upper surface of the horizontal band.
  • the cracks were etched, the cracks propagated along the old austenite grain boundaries, so it was considered that the cracks occurred in the temperature range where the ferrite transformation started from austenite (generally called the embrittlement temperature), and the secondary cooling conditions were set. Experiments with various changes were conducted.
  • the inventors focused on the shape of the slab. Since the conventional slab is rectangular and the corners are cooled from two surfaces, supercooling of the corners of the slab is likely to occur. We considered that changing the shape of the slab would change the cooling structure and suppress supercooling, and examined the appropriate slab shape by thermal stress analysis.
  • the slab has a chamfered shape with the four corners of the rectangular cross section orthogonal to the casting direction removed, resulting in supercooling at the slab corners and stress load. It was found that the stress can be reduced. Then, in order to make the four corners of the slab into a chamfered shape, casting using a mold in which the four corners (right-angled portions) of the casting space, which is rectangular like a mold having a rectangular cross section, is removed into a right-angled triangular shape to form a chamfered shape. It is important to do.
  • a mold having a casting space having such a chamfered shape is also referred to as a chamfer mold.
  • the chamfered portion 4 of the chamfer mold is shown in the top view of the chamfer mold of FIG.
  • the ratio of the right-angled triangle to the length a on the long side 2 side of the mold is the ratio b / a of the length b on the short side 3 side of the mold.
  • a thermal analysis was performed on the effect of this ratio b / a on the overcooling of the corners of the slab. The calculation result is shown in FIG.
  • this embodiment is suitable for application to steels having high embrittlement susceptibility to austenite to ferrite transformation.
  • the composition of steel has C: 0.05 to 0.25% and Mn: 1.0 to 4.0% in mass%, and further Nb: 0.01 to 0.1%, V. It can be suitably applied when one or more selected from: 0.01 to 0.1% and Mo: 0.01 to 0.1% are arbitrarily possessed.
  • the component composition is simply expressed as% in "mass%".
  • Mn 1.0 to 4.0% If the Mn content is less than 1.0%, MnS, which is an embrittlement factor, is unlikely to be generated, so that there is no problem. If it is 1.0% or more, the embrittlement sensitivity becomes high, but if it exceeds 4.0%, the product becomes too strong, which is not desirable. Therefore, it is preferable to apply this embodiment in the case of a steel composition having a high embrittlement sensitivity and a Mn content of 1.0 to 4.0%.
  • Nb 0.01 to 0.1%
  • V 0.01 to 0.1%
  • Mo 0.01 to 0.1%
  • Nb, V and Mo contribute to the improvement of steel strength.
  • the content of each element is less than 0.01%, it is difficult to form carbonitride which is an embrittlement factor, so that there is no problem.
  • it exceeds 0.1% the price of the alloy becomes high and the cost rises, and the performance becomes excessive more than necessary. Therefore, it is not desirable to add more than 0.1%.
  • Example 1 Using a curved continuous casting machine, in mass%, C: 0.18%, Si: 1.4%, Mn: 2.8%, P: 0.020% or less, S: 0.003% or less, And Ti: Steel having a predetermined composition containing 0.020% was cast.
  • the Ar 3 transformation point of this steel is 805 ° C.
  • the casting conditions were in the range of a casting thickness of 220 mm, a casting width of 1000 to 1600 mm, and a casting speed of 1.20 to 1.80 m / min.
  • the slab temperature when passing through the bent part (lower straightening) was confirmed by measuring with a thermocouple or a radiation thermometer.
  • the slab After casting, the slab is subjected to color check (dye penetrant inspection) after removing oxides on the slab surface by shot blasting in order to facilitate observation of cracks on the slab surface. The presence or absence of cracks in the corners was investigated. Then, the corner crack occurrence rate was evaluated by the number of corner cracked slabs / the number of surveyed slabs ⁇ 100%. For the investigation of internal cracks, a cross-sectional sample perpendicular to the casting direction of the slab was cut out, milled, and then macro-etched with warm hydrochloric acid. The presence or absence of internal cracks was investigated using macro-etched photographs.
  • Example 2 Next, in order to determine the relationship between the average secondary cooling water density applied to the corners of the slab until passing through the bent portion (lower straightening), corner cracks, and internal cracks, a test was conducted under the same steel grade and continuous casting conditions as in Example 1. Was carried out. The results are shown in Table 2.
  • the average secondary cooling water density is less than 20 L / (min ⁇ m 2 ) (test Nos. 10 and 11), so that the corner temperature becomes Ar 3 or more and the corner cracks. Can be seen to be reduced.
  • the thickness of the solidified shell near the corners is insufficient, causing internal cracking due to bulging. From this, it can be seen that it is not possible to suppress both corner cracking and internal cracking with a normal rectangular mold.
  • a chamfer mold test Nos. 17 to 23
  • Corner cracking could not be suppressed unless the density of the next cooling water was reduced to less than 20 L / (min ⁇ m 2 ), and internal cracking due to bulging could not be avoided.
  • the chamfer molds (test Nos. 24 to 31) of the present embodiment were applied, the point that internal cracks occurred at less than 20 L / (min ⁇ m 2 ) (test Nos. 24 and 25) was the same. ..
  • supercooling of the corners of the slab is suppressed in the average secondary cooling water density range (test No. 24 to 30) of 60 L / (min ⁇ m 2) or less, resulting in corner cracking. was able to prevent.

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Abstract

鋳片の表面割れを、確実に抑制し、特にコーナー割れのない高品質なスラブを製造する連続鋳造方法を提案する。鋼を連続鋳造する方法であって、鋳型コーナー部の面取り形状が０．０９≦Ｃ／Ｌ≦０．２０（式中、Ｃ：コーナー面取り量（ｍｍ）、Ｌ：鋳片短辺長さ（ｍｍ）を表す。）の関係を満足するような鋳型を用い、鋳片コーナー部にかかる鋳型直下から下部矯正までの平均２次冷却水量密度を２０～６０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）とする連続鋳造方法である。特に、鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％およびＭｎ：１．０～４．０％を有し、さらに、Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｖ：０．０１～０．１％およびＭｏ：０．０１～０．１％のうちから選ばれる１種以上を任意に有することが好ましい。

Description

連続鋳造方法
　本発明は、連続鋳造における鋳片の表面割れの発生を抑制した、鋼の連続鋳造方法に関するものである。
　近年、高張力鋼の要求仕様が厳格化しており、鋼板の機械的性質の向上を目的に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴｉなどの合金元素の含有量が増加している。このような合金鋼を、例えば垂直曲げ型連続鋳造機を用いて鋳造する場合に、鋳片の矯正部や曲げ部において鋳片の鋳造方向と直交する矩形断面の四隅（以下、鋳片コーナー部ともいう）に応力が負荷され、表面割れ、とりわけ鋳片コーナー部に割れが発生しやすい。このコーナー割れは厚鋼板の表面疵の原因となりやすく、鋼板製品の歩留まりを低下させる原因となる。
　すなわち、合金鋼の鋳片は、その凝固組織がオーステナイト相からフェライト相に変態するＡｒ３変態点の近傍温度にて、熱間延性が著しく低下する。
　そこで、連続鋳造工程では、上述のコーナー割れを防止するために、２次冷却によって鋳片表面温度を制御し変態点以上の温度で矯正するか、鋳片凝固組織を割れにくい組織に制御することが一般に行われている。
　鋳片表面温度を高温に保つためには一般的に鋳片コーナー部近傍のスプレー配管を閉にし、冷却を行わないスプレー幅切りが行われている。
　また、凝固組織を制御する方法としては、例えば、特許文献１には、鋳片を矩形の鋳型から引き抜いた直後に鋳片の２次冷却を開始し、鋳片の表面温度を一旦Ａｒ３変態点より低い温度に冷却した後に、Ａｒ３変態点を超える温度に復熱させ、その後鋳片を矯正する際に、鋳片表面温度をＡｒ３変態点より低い温度に保持する時間と鋳片表面温度が到達する最低の温度とを適切な範囲にすることによって、鋳片表面から少なくとも２ｍｍ深さまでの凝固組織を、オーステナイト粒界が不明瞭なフェライトおよびパーライトの混合組織とする技術が開示されている
特開２００２‐３０７１４９号公報
　しかしながら、上記従来技術には以下の問題がある。
　すなわち、スプレー幅切りの技術は、鋳片コーナー部近傍のスプレーからの噴射を止め、コーナー温度の低下を防ぐものである。しかし、近年の様々なニーズに対応して鋳片の幅も多岐にわたるため、すべてのサイズの鋳片のコーナーを適切にスプレー幅切りするには多大な設備投資が必要になるという問題がある。それに加えて、鋳造速度が遅くなると、鋳片コーナー部はスラブの長辺側、短辺側の２面から冷却されるため過冷却になりやすい。そのうえ、連続鋳造機内での滞在時間が増えるため、冷却スプレーを噴射しなくとも輻射冷却によってコーナー温度が下がってしまうといった問題も生じる。
　また、特許文献１に記載の技術では、２次冷却スプレーから鋳片に噴射された後に鋳片を伝って流れる、垂れ水の影響が懸念される。とりわけ、鋳造速度が遅くなると、垂れ水が鋳片表面の冷却に影響するため、例えば伝熱計算によって、鋳片表面温度を定量的に制御することが困難になる場合があった。
　本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、従来、２次冷却による鋳片の温度制御のみでは十分に解消されなかった鋳片の表面割れを、確実に抑制し、特にコーナー割れのない高品質なスラブを製造する連続鋳造方法を提案することにある。
　発明者らは、適切な形状の鋳造空間を有する鋳型を用いつつ２次冷却での鋳片コーナー部の温度低下を抑制することによって鋳片の表面割れを抑制できることを見出し、本発明を想到した。
　上記課題を有利に解決する本発明の連続鋳造方法は、鋼を連続鋳造する方法であって、鋳型コーナー部の面取り形状が下記（１）式を満足するような鋳型を用い、鋳片コーナー部にかかる鋳型直下から下部矯正までの平均２次冷却水量密度を２０～６０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）とすることを特徴とする。
０．０９≦Ｃ／Ｌ≦０．２０　　　・・・（１）
ここで、Ｃ：コーナー面取り量（ｍｍ）、
　　　　Ｌ：鋳片短辺長さ（ｍｍ）
を表す。
　なお、本発明にかかる連続鋳造方法は、前記鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％およびＭｎ：１．０～４．０％を有し、さらにＮｂ：０．０１～０．１％、Ｖ：０．０１～０．１％およびＭｏ：０．０１～０．１％のうちから選ばれる１種以上を任意に有すること、がより好ましい解決手段になり得るものと考えられる。
　本発明によれば、適切な形状の鋳造空間が区画された鋳型を用いつつ、２次冷却により鋳片コーナー部の温度を制御するので、連続鋳造鋳片のコーナー割れを防止し、高品質のスラブを提供することが可能となる。
本発明の一実施形態にかかる鋳型を示す上面模式図である。 チャンファー形状が鋳片コーナー部の温度に及ぼす影響を示すグラフである。
　本発明の一実施形態にかかる鋼の連続鋳造方法（鋼片の製造方法）は、連続鋳造鋳型から引き抜かれた鋳片を、各々対向する複数対のロールによって支持しつつ鋳造する工程を有する。まず、溶鋼を鋳型で一次冷却する。その後、所定の引き抜き速度で鋳型から鋳片を引き抜き、この鋳片を鋳造方向に並んだ複数対のロールで支持しつつ二次冷却して、鋼片を得る。例えば湾曲型連続鋳造機の場合は、出側近傍に湾曲した鋳片を矯正するロールが１対あるいは複数対存在し、それらのロールにより曲げの矯正がなされて水平方向に引き抜かれる。その際、矯正時に鋳片コーナー部で表面割れを誘発させないために、適切な形状の鋳造空間が区画された鋳型を用いるとともに、鋳型直下から曲げ戻し矯正点（下部矯正）までの冷却帯において適切な冷却パターンを経ることが肝要である。本実施形態において用いる連続鋳造機は、鋳型の直下から鋳片搬出までの間に曲げあるいは曲げ戻し矯正を含むものであれば特に限定されない。
　ここで、発明者らは、湾曲型連続鋳造機にて鋳造された鋳片について、表面割れを観察した。鋳片の表面割れは、上面コーナーおよびその近傍に集中して発生していた。これは曲げ戻し矯正時に引っ張り応力が生じるためである。なお、鋳片の上面側とは、湾曲型連鋳機の湾曲帯の曲げの内側、すなわち水平帯で上面となる長辺面側をいう。
　割れ部をエッチングすると、旧オーステナイト粒界に沿って割れが伝播していたため、オーステナイトからフェライト変態が始まった温度域（一般に脆化温度と呼ぶ）で割れが生じていたと考え、２次冷却条件を種々変更する実験を行った。
　すなわち、種々の２次冷却条件にて伝熱解析を用いた実験を行ったところ、鋳型直下から下部（曲げ）矯正部に入るまでの間に、鋳片コーナー部近傍にかかる２次冷却スプレーの平均水量密度を２０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）未満に制御し、曲げ矯正に入るまでに表面温度がＡｒ３点以下にならないよう制御すれば、鋳片コーナー部の割れが低減することが分かった。
　しかしながら、前述のように、鋳片コーナー部の温度は周囲に比べ下がりやすいため、冷却スプレー量をかなり減らす必要があり、コーナー部以外の鋳片表面に冷却不足が発生してしまった。それにより凝固シェル厚不足による鋳片バルジング（溶鋼静圧によって支持ロール間で鋳片が膨らむ現象）が発生し、凝固シェル内部に割れが発生した。
　そこで、発明者らは鋳片の形状に着目した。従来の鋳片は矩形でありコーナー部が２面から冷却されるため、鋳片コーナー部の過冷却が生じやすい。鋳片の形状を変更することで冷却構造が変わり過冷却が抑制できないかと考え、熱応力解析により適切な鋳片形状を検討した。
　熱応力解析による検討を行った結果、鋳片を、その鋳造方向と直交する矩形断面の四隅の角部を取除いた面取り形状とすることにより、鋳片コーナー部での過冷却、さらに応力負荷を軽減できることを知見した。そして、鋳片の四隅を面取り形状とするには、矩形断面の鋳型の同様に矩形である鋳造空間の四隅（の直角部）を直角三角形状に取り除いて面取り形状とした、鋳型を用いて鋳造を行うことが肝要である。以下、このような面取り形状とした鋳造空間を有する鋳型を、チャンファーモールドとも称する。
　本発明の目的に適合する鋳型の面取り形状を明らかにすべく、鋭意検討を重ねた結果、以下の形状規定が必要であることが判明した。チャンファーモールドにおける面取り部４について、図１のチャンファーモールドの上面図に示す。矩形鋳造空間の各隅の直角部分を直角三角形状に取り除く面取りを行う場合に、該直角三角形を鋳型長辺２側の長さａに対する鋳型短辺３側の長さｂの比ｂ／ａで規定し、この比ｂ／ａが鋳片コーナー部の過冷却に及ぼす影響について熱解析を行った。その計算結果を、面取り前の矩形モールド（図１のｂ＝ａ＝０）での温度を７５０で規格化して、図２に示す。ここで、aは２～２０ｍｍの範囲、ｂは２０ｍｍに固定し調査を行った。チャンファーモールドでの鋳片コーナー部の温度は、面取りによってできた角２点とその間で最低の温度とした。図２に示すように、まず、チャンファーモールドとすることによって鋳片コーナー部の温度が、矩形モールドと比較して高くなることが分かる。特に、比ｂ／ａ＝１において、鋳片コーナー部の温度は最大となる。本実施形態では最も効果の大きくなるｂ／ａ＝１の条件で面取り量Ｃ（＝ａ＝ｂ）とし、連続鋳造鋳型１を設計した。
　本実施形態は、上述したように、オーステナイトからフェライト変態での脆化感受性の高い鋼に適用して好適である。たとえば、鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％およびＭｎ：１．０～４．０％を有し、さらにＮｂ：０．０１～０．１％、Ｖ：０．０１～０．１％およびＭｏ：０．０１～０．１％のうちから選ばれる１種以上を任意に有する場合に好適に適用できる。以下、成分組成は、特に断らない限り、「質量％」を単に％と表記する。
Ｃ：０．０５～０．２５％
　Ｃ含有量が０．０５～０．２５％では特にオーステナイト粒が粗大化しやすい。したがって、脆化感受性の高い、Ｃ含有量が０．０５～０．２５％の鋼組成の場合に本実施形態を適用することが好ましい。
Ｍｎ：１．０～４．０％
　Ｍｎ含有量が１．０％未満では脆化因子であるＭｎＳが生成しにくいため問題にならない。１．０％以上では脆化感受性が高くなるが、４．０％超えでは製品が高強度になりすぎるため望ましくない。したがって、脆化感受性の高い、Ｍｎ含有量が１．０～４．０％の鋼組成の場合に本実施形態を適用することが好ましい。
Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｖ：０．０１～０．１％およびＭｏ：０．０１～０．１％から選ばれる１種以上
　Ｎｂ、ＶおよびＭｏは鋼の強度向上に寄与する元素であるが、その含有量がそれぞれ０．０１％未満では脆化因子である炭窒化物を生成しにくいため問題とならない。一方で、０．１％超えでは、合金の値段が高くなりコストが上昇するうえ、必要以上に過剰性能となるため０．１％より多く添加することは望ましくない。
（実施例１）
　湾曲型連続鋳造機を用いて、質量％で、Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：１．４％、Ｍｎ：２．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、およびＴｉ：０．０２０％を含有した所定の成分組成を持つ鋼を鋳造した。この鋼のＡｒ３変態点は８０５℃である。鋳造条件は、鋳造厚み２２０ｍｍ、鋳造幅１０００～１６００ｍｍおよび鋳造速度１．２０～１．８０ｍ／ｍｉｎの範囲であった。なお、曲げ部（下部矯正）通過時の鋳片温度は、熱電対や放射温度計を用いて測定することで確認した。鋳造後の鋳片は、鋳片表面の割れの観察を容易にするために、ショットブラストにより鋳片表面の酸化物を除去し、その後、カラーチェック（染色浸透探傷試験）を行って、鋳片コーナー部の割れ有無を調査した。そして、コーナー割れ発生率として、コーナー割れ鋳片本数／調査鋳片本数×１００％で評価した。内部割れの調査に関しては、鋳片の鋳造方向に垂直な断面サンプルを切り出し、フライス仕上げののち、温塩酸によりマクロエッチングを実施した。マクロエッチングの写真にて内部割れの有無を調査した。
　まず、効果を発揮するチャンファーサイズ（面取り量）Ｃ［ｍｍ］の大きさを決定すべく調査を行った。ここで、鋳片コーナー部にかかる鋳型直下から下部矯正までの平均２次冷却水量密度を６０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）に固定した。表１にその結果を示す。鋳片の短辺長さをＬ［ｍｍ］とすると、Ｃ／Ｌが０．０９より小さくなる試験Ｎｏ．１および２の場合、長辺、短辺からの距離が矩形のコーナーとほとんど変わらず、過冷却抑制効果がほとんど得られない。一方で、Ｃ／Ｌが０．２０よりも大きくなる試験Ｎｏ．８および９の場合、面取り部と短辺、または面取り部と長辺のつなぎ部で２面冷却が生じてしまい鋳片コーナー部の温度が低下した。すなわちチャンファーモールドの面取り量は、０．０９≦Ｃ／Ｌ≦０．２０の範囲とする必要があることが分かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２）
　次に曲げ部（下部矯正）通過時までの鋳片コーナー部にかかる平均２次冷却水量密度とコーナー割れ、内部割れの関係を決定すべく実施例１と同様の鋼種、連続鋳造条件にて試験を実施した。結果を表２に示す。
　矩形鋳型（試験Ｎｏ．１０～１６）では平均２次冷却水量密度を２０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）未満にする（試験Ｎｏ．１０および１１）ことで、コーナー温度がＡｒ３以上となり、コーナー割れが軽減することが分かる。しかし、コーナーのみを徐冷することは不可能なため、コーナー近傍の凝固シェル厚が不足し、バルジングによる内部割れを生じさせてしまった。このことから通常の矩形鋳型ではコーナー割れ抑制と内部割れ抑制を両立できないことが分かる。また、本実施形態を外れるチャンファー鋳型（試験Ｎｏ．１７～２３）を用いた場合も、実施例１に示したように、コーナー過冷却抑制効果がほとんどないため、矩形鋳型と同様に平均２次冷却水量密度を２０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）未満にまで下げないとコーナー割れを抑制できず、バルジングによる内部割れを回避することができなかった。本実施形態のチャンファー鋳型（試験Ｎｏ．２４～３１）を適用した場合、２０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）未満（試験Ｎｏ．２４および２５）で内部割れが生じてしまう点は同様であった。一方、鋳片形状を変更した効果により、６０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）以下の平均２次冷却水量密度範囲（試験Ｎｏ．２４～３０）において鋳片コーナー部の過冷却が抑制され、コーナー割れを防ぐことができた。つまり、コーナー部にかかる鋳型直下から下部矯正までの平均２次冷却水量密度を２０～６０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）の範囲とする（試験Ｎｏ．２６～３０）ことで、コーナー割れ抑制と内部割れ抑制とを両立させた鋳片を製造することができた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　１　連続鋳造鋳型
　２　長辺
　３　短辺
　４　面取り部

Claims (2)

  1. 鋼を連続鋳造する方法であって、鋳型コーナー部の面取り形状が下記（１）式を満足するような鋳型を用い、鋳片コーナー部にかかる鋳型直下から下部矯正までの平均２次冷却水量密度を２０～６０Ｌ／（ｍｉｎ・ｍ２）とすることを特徴とする連続鋳造方法。
    ０．０９≦Ｃ／Ｌ≦０．２０　　　・・・（１）
    ここで、Ｃ：コーナー面取り量（ｍｍ）、
    　　　　Ｌ：鋳片短辺長さ（ｍｍ）
    を表す。
  2. 前記鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％およびＭｎ：１．０～４．０％を有し、さらに、Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｖ：０．０１～０．１％およびＭｏ：０．０１～０．１％のうちから選ばれる１種以上を任意に有することを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造方法。
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