(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023160565
(43)【公開日】2023-11-02
(54)【発明の名称】鋼の連続鋳造方法
(51)【国際特許分類】
B22D 11/12 20060101AFI20231026BHJP
B22D 11/00 20060101ALI20231026BHJP
B22D 11/16 20060101ALI20231026BHJP
B22D 11/22 20060101ALI20231026BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20231026BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20231026BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20231026BHJP
【ＦＩ】
B22D11/12 C
B22D11/00 A
B22D11/16 104V
B22D11/12 F
B22D11/22 B
B22D11/12 D
C22C38/00 301Z
C22C38/58
C21D9/00 101W
【審査請求】未請求
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022071006
(22)【出願日】2022-04-22
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(74)【代理人】
【識別番号】100195213
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 健治
(74)【代理人】
【識別番号】100202441
【弁理士】
【氏名又は名称】岩田 純
(72)【発明者】
【氏名】高屋 慎
(72)【発明者】
【氏名】廣角 太朗
(72)【発明者】
【氏名】田口 謙治
(72)【発明者】
【氏名】守屋 洋伸
(72)【発明者】
【氏名】天田 克己
【テーマコード（参考）】
4E004
【Ｆターム（参考）】
4E004MC02
4E004MC24
4E004NA01
(57)【要約】
【課題】Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い鋼の連続鋳造において、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制する。
【解決手段】Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い所定の組成を有する鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように前記鋳片を冷却し、次いで前記矯正点に至る前に、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させる、鋼の連続鋳造方法。
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
【選択図】なし
【解決手段】Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い所定の組成を有する鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように前記鋳片を冷却し、次いで前記矯正点に至る前に、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させる、鋼の連続鋳造方法。
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０～１．０％未満、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ａｌ：０．１～２．０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．６００％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｎ：０～０．０２５０％を含む鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、
鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように前記鋳片を冷却し、
次いで前記矯正点に至る前に、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させる、
鋼の連続鋳造方法。
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように前記鋳片を冷却し、
次いで前記矯正点に至る前に、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させる、
鋼の連続鋳造方法。
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
【請求項2】
前記鋳片は、質量％で、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．４００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．００４０％を含む、
請求項１に記載の方法。
請求項１に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本願は鋼の連続鋳造方法を開示する。
【背景技術】
【0002】
近年、薄鋼板等の高強度鉄鋼材料において、機械特性向上のため、ＭｎやＡｌといった合金元素を多量に含む鋼が多く製造されている。
【0003】
しかしながら、これらの合金元素の添加に伴い、連続鋳造において製造された鋳片に表面割れという欠陥が生じ、操業上および製品の品質上の問題となっている。表面割れとは、横ひび割れ、横割れ、コーナー割れといった割れ形態の総称を意味する。
【0004】
連続鋳造の二次冷却帯以降で発生する表面割れは鋳片表層の旧オーステナイト粒界に沿った割れであることが知られている。この割れはＡｌＮやＮｂＣ等の析出により脆化したオーステナイト粒界や、旧オーステナイト粒界に沿って生成するフィルム状フェライトに応力が集中することで発生し得る。割れの形態はかかる応力の方向により異なり、横ひび割れは鋳造方向への引張応力、縦割れは鋳片幅方向への引張応力によって生じる。これらの割れは、特に、オーステナイトからフェライトへの相変態領域近傍の温度域において発生しやすい。したがって、通常は、機械的な応力が鋳片表面にかかる曲げや矯正帯での表面温度を延性が低下する温度域（脆化温度域）から回避し、割れの発生を抑制する方法が取られている。しかしながら、近年、機械特性向上のため様々な元素が添加された鋼種が増えるにつれ、割れ感受性が高い鋼種が増加しており、上記の連続鋳造方法のみでは必ずしも割れ発生を防止することができない。
【0005】
特許文献１には、連続鋳造の鋳型直下から矯正点の手前の冷却過程において、鋼の連続冷却変態線図でのベイナイト、フェライトあるいはパーライト変態開始温度を下回る温度まで鋳片の表層部を冷却し、次いでＡｃ３以上の温度まで３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の昇温速度にて復熱させる、もしくはＡｒ３－１００℃を下回る温度まで鋳片の表層部を冷却し、次いでＡｃ３以上の温度まで１．４℃／ｓ以下の昇温速度にて復熱させることを特徴とする鋼の連続鋳造方法が提案されている。
【0006】
特許文献２には、連続鋳造の鋳型直下において鋼の連続冷却変態線図におけるフェライト－パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域までの鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態線図におけるフェライト－パーライト変態のノーズを通る一定速度の冷却曲線と交差するまで、フェライト－パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法が提案されている。
【0007】
特許文献３には、連続鋳造の鋳型直下から矯正点までにおいて鋳片の表面温度が３５０～４７５℃の間にある時間ＴＬと６００～６７５℃にある時間ＴＨとから求められる時間ＴＡが６０以上となるように前記鋳片を冷却し、Ａｃ３以上の温度域まで復熱させることを特徴とする、Ｎｉ含有低合金鋼の連続鋳造方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】特許第５９２８４１３号公報
【特許文献2】特許第５８８４４７９号公報
【特許文献3】特開２０２０－１３１２０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
上記の従来技術はいずれも、鋼の相変態を利用して結晶粒を微細化し、矯正点における延性を改善させることを目的とした技術である。しかしながら、鋼の組成によっては２次冷却帯に相当する冷却速度においてＡｒ３を定義できない鋼種や、所定の温度履歴を経たとしても表面割れが抑制できない鋼種も実際に生産されている。例えば、Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い鋼に対して上記の従来技術を適用することは難しい。特にＡｌ濃度は、鋼の高温脆化を引き起こすＡｌＮの析出のみならず、冷却中のオーステナイトからベイナイト又はフェライト－パーライトへの変態に大きな影響を与える。このため、Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い鋼の連続鋳造において、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制するためには、連続鋳造時の鋳型直下における鋳片の冷却に関して新たな技術指針が必要である。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明者は、鋳型直下の二次冷却帯で鋳片表層に急冷復熱の温度履歴を与え、表層組織を微細化し、割れを回避するためには、変態挙動に及ぼす合金元素の影響を十分に考慮する必要があると発想した。特にＡｌ濃度及びＭｎ濃度は鋼の変態挙動に大きな影響を与えるため、これらの元素の影響を基礎的に調査した。具体的には、ベイナイト変態のノーズ近傍となる３５０～４５０℃と、フェライト－パーライト変態のノーズ近傍となる５５０～６５０℃の２つの温度域に着目し、これらの温度帯での滞在時間ＴＬ、ＴＨと組織微細化との関係について鋭意検討した。その結果、Ａｌ濃度及びＭｎ濃度と滞在時間ＴＬ、ＴＨとを用いて下記式（１）の通りに求められるＴＡが所定以上となるように鋳型直下において鋳片を冷却したのちに、Ａｃ３点以上まで復熱させることで、矯正点に至る前に鋳片表層組織を微細化できることがわかった。
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
【0011】
以上の知見に基づき、本願は上記課題を解決するための手段の一つとして、
質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０～１．０％未満、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ａｌ：０．１～２．０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．６００％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｎ：０～０．０２５０％を含む鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、
鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように前記鋳片を冷却し、
次いで前記矯正点に至る前に、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させる、
鋼の連続鋳造方法
を開示する。
質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０～１．０％未満、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ａｌ：０．１～２．０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．６００％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｎ：０～０．０２５０％を含む鋼の鋳片を、矯正点を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、
鋳型の直下から前記矯正点に至る前において、前記鋳片の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように前記鋳片を冷却し、
次いで前記矯正点に至る前に、前記鋳片の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させる、
鋼の連続鋳造方法
を開示する。
【0012】
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
【0013】
本開示の方法において、前記鋳片は、質量％で、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．４００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．００４０％を含んでいてもよい。
【発明の効果】
【0014】
本開示の方法によれば、Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い鋼の連続鋳造において、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することができる。本開示の方法で製造した鋳片を熱間圧延することにより、表面割れ等の発生が抑制された鋼板や鋼片を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【図1】本開示の鋼の連続鋳造方法にて採用される連続鋳造機の一例を説明するための概略図である。
【図2】ＴＬ、ＴＨについて補足説明するための図である。
【図3】モデル実験により得られた鋳片表層組織の状態の一例を示す写真図である。
【図4】鋼種Ａ１について、フォーマスタ装置による熱処理パターンと、得られた組織との関係を示す図である。
【図5】鋼種Ｂ１について、フォーマスタ装置による熱処理パターンと、得られた組織との関係を示す図である。
【図6】鋼種Ｃ１について、フォーマスタ装置による熱処理パターンと、得られた組織との関係を示す図である。
【図7】鋼種Ｄ１について、フォーマスタ装置による熱処理パターンと、得られた組織との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0016】
図１を参照しつつ本開示の鋼の連続鋳造方法について説明する。図１においては分かり易さのため冷却スプレーノズル等を省略して示している。冷却スプレーノズルは、例えば、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前までの間のサポートロール間に備えられ、鋳片１の両面側から冷却水を噴射し得る。図１においては垂直曲げ型の連続鋳造機１００を例示したが、本開示の連続鋳造方法は矯正点を有するいずれの連続鋳造機を用いた場合にも適用可能である。例えば、湾曲型の連続鋳造機を用いてもよい。尚、「矯正点」とは、鋳片１の鋳造方向を湾曲から水平方向に矯正するために歪を加える点をいう。なお、矯正は複数個所で行ってもよい。鋳型１０、矯正点２０等を備える連続鋳造機１００の構成そのものについては従来公知の構成と同様とすればよいことから、ここでは詳細な説明を省略する。
【0017】
図１に示されるように、本開示の鋼の連続鋳造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０～１．０％未満、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ａｌ：０．１～２．０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．６００％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｎ：０～０．０２５０％を含む鋼の鋳片１を、矯正点２０を有する連続鋳造機を用いて連続的に鋳造する方法であって、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前において、鋳片１の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、下記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように鋳片１を冷却し、次いで矯正点２０に至る前に、鋳片１の表面温度をＡｃ３以上の温度域まで復熱させることを特徴とする。
【0018】
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
【0019】
１．鋼種
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼にはＦｅ以外にＣ、Ｍｎ及びＡｌが必須で含まれる。また、任意元素として、例えば、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎｂ及びＢから選ばれる少なくとも１つが含まれていてもよい。
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼にはＦｅ以外にＣ、Ｍｎ及びＡｌが必須で含まれる。また、任意元素として、例えば、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎｂ及びＢから選ばれる少なくとも１つが含まれていてもよい。
【0020】
１．１ Ｃ：０．０５～０．４０％
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが少な過ぎると鋼の静的強度および疲労強度が不十分となる場合がある。この点、Ｃの含有量は０．０５質量％以上であり、０．１０質量％以上又は０．１５質量％以上であってもよい。また、Ｃが多過ぎると鋼の靭性が劣化し易い。この点、Ｃの含有量は０．４０質量％以下であり、０．３８質量％以下又は０．３５質量％以下であってもよい。
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが少な過ぎると鋼の静的強度および疲労強度が不十分となる場合がある。この点、Ｃの含有量は０．０５質量％以上であり、０．１０質量％以上又は０．１５質量％以上であってもよい。また、Ｃが多過ぎると鋼の靭性が劣化し易い。この点、Ｃの含有量は０．４０質量％以下であり、０．３８質量％以下又は０．３５質量％以下であってもよい。
【0021】
１．２ Ｓｉ：０～１．０％
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素である。本開示の方法において、鋼にはＳｉが必ずしも含まれていなくてもよい。この点、Ｓｉの含有量は０質量％以上であり、０．１質量％以上又は０．２質量％以上であってもよい。一方で、Ｓｉの含有量が多過ぎると、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｓｉの含有量は１．０質量％未満であり、０．８質量％以下、０．７質量％以下、０．６質量％以下又は０．５質量％以下であってもよい。
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素である。本開示の方法において、鋼にはＳｉが必ずしも含まれていなくてもよい。この点、Ｓｉの含有量は０質量％以上であり、０．１質量％以上又は０．２質量％以上であってもよい。一方で、Ｓｉの含有量が多過ぎると、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｓｉの含有量は１．０質量％未満であり、０．８質量％以下、０．７質量％以下、０．６質量％以下又は０．５質量％以下であってもよい。
【0022】
１．３ Ｍｎ：１．０～３．０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の内部まで硬度を確保するのに重要な元素である。高強度鋼を得る場合はＭｎの濃度を高濃度とする。具体的には、Ｍｎの含有量は１．０質量％以上であり、１．２質量％以上又は１．５質量％以上であってもよい。一方で、Ｍｎが多過ぎると靭性や加工性を劣化させる虞がある。この点、Ｍｎの含有量は３．０質量％以下であり、２．５質量％以下であってもよい。
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の内部まで硬度を確保するのに重要な元素である。高強度鋼を得る場合はＭｎの濃度を高濃度とする。具体的には、Ｍｎの含有量は１．０質量％以上であり、１．２質量％以上又は１．５質量％以上であってもよい。一方で、Ｍｎが多過ぎると靭性や加工性を劣化させる虞がある。この点、Ｍｎの含有量は３．０質量％以下であり、２．５質量％以下であってもよい。
【0023】
１．４ Ａｌ：０．１～２．０％
Ａｌは脱酸目的で最も広く用いられる元素であり、またＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。一方で、Ａｌが多過ぎると、Ａｌ２Ｏ３の凝集合に伴い鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存するＡｌ２Ｏ３が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じる虞がある。また、Ａｌは、ＡｌＮの析出のみならず、冷却過程におけるオーステナイトからベイナイト又はフェライト－パーライトへの変態に大きな影響を与える。本発明者の新たな知見によれば、鋼のＡｌ含有量が０．１質量％以上２．０質量％以下である場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行うことで、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを顕著に抑制することができる。Ａｌの含有量は、０．２質量％以上又は０．３質量％以上であってもよく、１．８質量％以下、１．７質量％以下又は１．６質量％以下であってもよい。
Ａｌは脱酸目的で最も広く用いられる元素であり、またＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。一方で、Ａｌが多過ぎると、Ａｌ２Ｏ３の凝集合に伴い鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存するＡｌ２Ｏ３が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じる虞がある。また、Ａｌは、ＡｌＮの析出のみならず、冷却過程におけるオーステナイトからベイナイト又はフェライト－パーライトへの変態に大きな影響を与える。本発明者の新たな知見によれば、鋼のＡｌ含有量が０．１質量％以上２．０質量％以下である場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行うことで、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを顕著に抑制することができる。Ａｌの含有量は、０．２質量％以上又は０．３質量％以上であってもよく、１．８質量％以下、１．７質量％以下又は１．６質量％以下であってもよい。
【0024】
１．５ Ｃｒ：０～０．６０％
Ｃｒは、例えば鋼の焼入れ性を向上させるために任意に添加される元素である。この点、Ｃｒの含有量は０質量％以上であり、０．０１質量％以上であってもよい。一方で、Ｃｒが多過ぎる場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｃｒの含有量は０．６０質量％以下であり、０．５０質量％以下、０．４０質量％以下、０．３０質量％以下、０．２０質量％以下又は０．１０質量％以下であってもよい。
Ｃｒは、例えば鋼の焼入れ性を向上させるために任意に添加される元素である。この点、Ｃｒの含有量は０質量％以上であり、０．０１質量％以上であってもよい。一方で、Ｃｒが多過ぎる場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｃｒの含有量は０．６０質量％以下であり、０．５０質量％以下、０．４０質量％以下、０．３０質量％以下、０．２０質量％以下又は０．１０質量％以下であってもよい。
【0025】
１．６ Ｍｏ：０～０．６００％
Ｍｏは、例えば鋼の焼戻し時の２次硬化、疲労強度の改善、焼入れ性の向上等を狙って任意に添加される元素である。Ｍｏの含有量は０質量％以上であり、０．００１質量％以上であってもよい。一方で、Ｍｏが多過ぎる場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｍｏの含有量は、０．６００質量％以下であり、０．５００質量％以下、０．４００質量％以下、０．３００質量％以下、０．２００質量％以下又は０．１００質量％以下であってもよい。
Ｍｏは、例えば鋼の焼戻し時の２次硬化、疲労強度の改善、焼入れ性の向上等を狙って任意に添加される元素である。Ｍｏの含有量は０質量％以上であり、０．００１質量％以上であってもよい。一方で、Ｍｏが多過ぎる場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｍｏの含有量は、０．６００質量％以下であり、０．５００質量％以下、０．４００質量％以下、０．３００質量％以下、０．２００質量％以下又は０．１００質量％以下であってもよい。
【0026】
１．７ Ｎｉ：０～０．５０％
Ｎｉは、例えば鋼の強度及び靭性の確保、焼入れ性の向上等を狙って任意に添加される元素である。Ｎｉの含有量は、０質量％以上であり、０．０１質量％以上であってもよい。一方で、Ｎｉが多過ぎる場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｎｉの含有量は、０．５０質量％以下であり、０．４０質量％以下、０．３０質量％以下、０．２０質量％以下又は０．１０質量％以下であってもよい。
Ｎｉは、例えば鋼の強度及び靭性の確保、焼入れ性の向上等を狙って任意に添加される元素である。Ｎｉの含有量は、０質量％以上であり、０．０１質量％以上であってもよい。一方で、Ｎｉが多過ぎる場合、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行ったとしても、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することが難しくなる虞がある。この点、Ｎｉの含有量は、０．５０質量％以下であり、０．４０質量％以下、０．３０質量％以下、０．２０質量％以下又は０．１０質量％以下であってもよい。
【0027】
１．８ Ｎ：０～０．０２５０％
Ｎは、例えば鋼において窒化物を生成し、結晶粒粗大化抑制効果を発現させ得る。しかし、Ｎが多過ぎると窒化物の粗大化を招き、鋼の疲労強度を低下させる虞がある。また、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる虞がある。この点、Ｎの含有量は０．０２５０質量％以下であり、鋼材清浄性の観点から、０．０２００質量％以下であってもよい。Ｎの含有量は０質量％以上であり、０．００２０質量％以上であってもよい。
Ｎは、例えば鋼において窒化物を生成し、結晶粒粗大化抑制効果を発現させ得る。しかし、Ｎが多過ぎると窒化物の粗大化を招き、鋼の疲労強度を低下させる虞がある。また、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる虞がある。この点、Ｎの含有量は０．０２５０質量％以下であり、鋼材清浄性の観点から、０．０２００質量％以下であってもよい。Ｎの含有量は０質量％以上であり、０．００２０質量％以上であってもよい。
【0028】
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼は上記の元素に加えて、さらに、以下の元素を含んでいてもよい。すなわち、鋳片１は、質量％で、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．４００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．００４０％を含んでいてもよい。尚、本開示の連続鋳造方法によれば、鋳型直下において上記式（１）を満たすように鋳片の冷却を行うことで、鋳片に含まれるＴｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎｂ及びＢといった任意元素の含有量によらず、鋳片の矯正を行う際に発生する表面割れを安定して抑制することができる。すなわち、以下に説明する元素は、上記式（１）の妥当性に実質的に影響を与えない。
【0029】
１．９ Ｔｉ：０～０．１００％
ＴｉはＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、熱的安定性に優れ、より高温まで結晶粒粗大化抑制効果を持続させる。しかし、Ｔｉが多過ぎると、ＴｉＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。この点、Ｔｉの含有量は０．１００質量％以下であってもよい。Ｔｉの含有量は、０質量％以上であり、０．００１質量％以上又は０．００２質量％以上であってもよい。
ＴｉはＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、熱的安定性に優れ、より高温まで結晶粒粗大化抑制効果を持続させる。しかし、Ｔｉが多過ぎると、ＴｉＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。この点、Ｔｉの含有量は０．１００質量％以下であってもよい。Ｔｉの含有量は、０質量％以上であり、０．００１質量％以上又は０．００２質量％以上であってもよい。
【0030】
１．１０ Ｖ：０～０．４００％
ＶはＴｉ及びＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、Ｖが多過ぎると、ＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。この点、Ｖの含有量は０．４００質量％以下であってもよい。Ｖの含有量は、０質量％以上であり、０．００１質量％以上又は０．００２質量％以上であってもよい。
ＶはＴｉ及びＡｌと同様に窒化物を生成し得る元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、Ｖが多過ぎると、ＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる虞がある。この点、Ｖの含有量は０．４００質量％以下であってもよい。Ｖの含有量は、０質量％以上であり、０．００１質量％以上又は０．００２質量％以上であってもよい。
【0031】
１．１１ Ｃａ：０～０．０１００％
ＣａはＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、Ｃａが多過ぎると、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。この点、Ｃａの含有量は０．０１００質量％以下であってもよい。Ｃａの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。
ＣａはＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、Ｃａが多過ぎると、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。この点、Ｃａの含有量は０．０１００質量％以下であってもよい。Ｃａの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。
【0032】
１．１２ Ｍｇ：０～０．０１００％
ＭｇはＣａ同様、Ａｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、Ｍｇが多過ぎると、ＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。この点、Ｍｇの含有量は０．０１００質量％以下であってもよい。Ｍｇの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。
ＭｇはＣａ同様、Ａｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、Ｍｇが多過ぎると、ＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。この点、Ｍｇの含有量は０．０１００質量％以下であってもよい。Ｍｇの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。
【0033】
１．１３ ＲＥＭ：０～０．０１００％
ＲＥＭもまたＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、ＲＥＭが多過ぎると、鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる虞がある。この点、ＲＥＭの含有量は０．０１００質量％以下であってもよい。ＲＥＭの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。ＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
ＲＥＭもまたＡｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。しかし、ＲＥＭが多過ぎると、鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる虞がある。この点、ＲＥＭの含有量は０．０１００質量％以下であってもよい。ＲＥＭの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。ＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
【0034】
１．１４ Ｎｂ：０～０．０５０％
Ｎｂは強度および靭性の改善に効果がある。ただし、Ｎｂが多過ぎると効果が飽和する。この点、Ｎｂの含有量は０．０５０質量％以下であってもよい。Ｎｂの含有量は、０質量％以上であり、０．００１質量％以上又は０．００２質量％以上であってもよい。
Ｎｂは強度および靭性の改善に効果がある。ただし、Ｎｂが多過ぎると効果が飽和する。この点、Ｎｂの含有量は０．０５０質量％以下であってもよい。Ｎｂの含有量は、０質量％以上であり、０．００１質量％以上又は０．００２質量％以上であってもよい。
【0035】
１．１５ Ｂ：０～０．００４０％
Ｂは少量で大きな焼入れ性向上効果がある。ただし、Ｂが多過ぎると効果が飽和する。この点、Ｂの含有量は０．００４０質量％以下であってもよい。Ｂの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。
Ｂは少量で大きな焼入れ性向上効果がある。ただし、Ｂが多過ぎると効果が飽和する。この点、Ｂの含有量は０．００４０質量％以下であってもよい。Ｂの含有量は、０質量％以上であり、０．０００１質量％以上又は０．０００２質量％以上であってもよい。
【0036】
１．１６ その他の元素
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼には不純物として、例えば、ＰやＳが含まれていてもよい。このほか、任意元素又は不純物として、Ｃｕ、Ｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓから選ばれる少なくとも１つが含まれていてもよい。これら元素も、上記式（１）の妥当性に実質的に影響を与えない。鋼におけるこれら元素の含有量に特に制限はない。本開示の連続鋳造方法において、鋼は、例えば、質量％で、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｏ：０～０．０２００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｓｂ：０～０．５００％、Ａｓ：０～０．０５０％を含んでいてもよい。さらに、これら以外の元素を含んでいてもよい。
本開示の連続鋳造方法において、鋳造対象となる鋼には不純物として、例えば、ＰやＳが含まれていてもよい。このほか、任意元素又は不純物として、Ｃｕ、Ｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓから選ばれる少なくとも１つが含まれていてもよい。これら元素も、上記式（１）の妥当性に実質的に影響を与えない。鋼におけるこれら元素の含有量に特に制限はない。本開示の連続鋳造方法において、鋼は、例えば、質量％で、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｏ：０～０．０２００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｓｂ：０～０．５００％、Ａｓ：０～０．０５０％を含んでいてもよい。さらに、これら以外の元素を含んでいてもよい。
【0037】
２．鋳片１の２次冷却
図１に示されるように、本開示の連続鋳造方法においては、上記組成を有する鋼の鋳片１を鋳型１０から連続的に引き抜き、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前に、鋳片１の表面に冷却水を噴射する等して鋳片１の２次冷却を行う。ここで、本開示の連続鋳造方法においては、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前において、鋳片１の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、上記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように鋳片１を冷却することが重要である。ＴＡ（ｓ）の上限は特に限定されない。ＴＡ（ｓ）は、例えば、１００以下、８０以下又は６０以下であってもよい。
図１に示されるように、本開示の連続鋳造方法においては、上記組成を有する鋼の鋳片１を鋳型１０から連続的に引き抜き、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前に、鋳片１の表面に冷却水を噴射する等して鋳片１の２次冷却を行う。ここで、本開示の連続鋳造方法においては、鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前において、鋳片１の表面温度が３５０～４５０℃の間にある時間をＴＬ（ｓ）、５５０～６５０℃にある時間をＴＨ（ｓ）として、上記式（１）で定められるＴＡ（ｓ）が３０以上となるように鋳片１を冷却することが重要である。ＴＡ（ｓ）の上限は特に限定されない。ＴＡ（ｓ）は、例えば、１００以下、８０以下又は６０以下であってもよい。
【0038】
尚、本開示の連続鋳造方法においては、ＴＬの温度範囲の下限を３５０℃としているが、鋼種によってはこの温度がマルテンサイト変態開始温度を下回り、組織の一部あるいは全部がマルテンサイトになることも考えられる。しかしながら、その場合でも逆変態後には表層組織の微細化が可能であり、所望の効果を得ることが可能である。
【0039】
実機の連続鋳造機内においては、鋳片１が鋳型１０の直下から矯正点２０に至る前までの間において、鋳片１の表面の温度が３５０～４５０℃、５５０～６５０℃の領域を複数回通過することもあり得る。この場合は、ＴＬ、ＴＨはそれぞれの温度領域を通過した時間の和で表される。例えば図２に示されるような熱履歴において、ＴＬ、ＴＨは以下の式（２）、（３）で求めることができる。
【0040】
ＴＬ＝ｔ４－ｔ３ (２)
ＴＨ＝(ｔ２－ｔ１)＋(ｔ６－ｔ５) (３)
ＴＨ＝(ｔ２－ｔ１)＋(ｔ６－ｔ５) (３)
【0041】
２次冷却帯において鋳片１を冷却する方法としては、上述した冷却スプレーノズルを用いて冷却水を噴射する方法のほか、気流を用いる方法、特別な冷却設備を備えず放冷する方法等いずれも有効である。さらに、これらを組み合わせて冷却する方法でも構わない。鋳片１の冷却速度は特に限定されるものではなく、いずれの冷却速度であっても所望の効果が発揮される。
【0042】
３．鋳片１の復熱
本開示の連続鋳造方法において、２次冷却帯でオーステナイトを分解した後は、矯正点２０に至る前（例えば、図２のｔ７の時点）に鋳片１の表面温度をＡｃ３以上の温度に復熱させる。この復熱は、鋳片１の表層組織を微細なオーステナイト組織にする、いわゆる逆変態組織を得るために必須である。復熱温度がＡｃ３に満たない場合、逆変態が起こらない場所が残存する。このような組織は矯正歪に対して割れを呈しやすい鋳造まま組織の影響を有するため、Ａｃ３以上にまで復熱させ、オーステナイト単相組織とすることが割れ発生抑制に有効である。尚、矯正点２０に至る迄に鋳片１の表面温度を一旦Ａｃ３以上にまで復熱していれば、その後は鋳片１の表面の熱間延性が高く保たれるため、矯正点２０において温度が低下しても表面割れは問題とはならない。
本開示の連続鋳造方法において、２次冷却帯でオーステナイトを分解した後は、矯正点２０に至る前（例えば、図２のｔ７の時点）に鋳片１の表面温度をＡｃ３以上の温度に復熱させる。この復熱は、鋳片１の表層組織を微細なオーステナイト組織にする、いわゆる逆変態組織を得るために必須である。復熱温度がＡｃ３に満たない場合、逆変態が起こらない場所が残存する。このような組織は矯正歪に対して割れを呈しやすい鋳造まま組織の影響を有するため、Ａｃ３以上にまで復熱させ、オーステナイト単相組織とすることが割れ発生抑制に有効である。尚、矯正点２０に至る迄に鋳片１の表面温度を一旦Ａｃ３以上にまで復熱していれば、その後は鋳片１の表面の熱間延性が高く保たれるため、矯正点２０において温度が低下しても表面割れは問題とはならない。
【0043】
Ａｃ３まで復熱させることにより、鋳片１の表層組織は改質され、適正な２次冷却と組み合わせて表面割れの少ない鋳片を得ることができる。鋳片１内の表面温度や組織のバラつきを一層抑える観点からは、復熱後の最高温度をＡｃ３＋３０℃以上としてもよい。尚、復熱温度が高すぎるとオーステナイト結晶粒が再び粗大化する虞がある。この点、復熱後の最高温度は１２００℃以下であってもよい。
【0044】
尚、Ａｃ３は、変態点記録測定装置（フォーマスタ装置）等を用いて測定することができる。或いは、先行文献（邦武立郎: 熱処理, 43, p. 100(2003)）で提案されている以下の式（４）を用いてＡｃ３を特定することもできる。
【0045】
Ａｃ３＝(32[Si]+17[Mo])-(231[C]+20[Mn]+40[Cu]+18[Ni]+15[Cr])+912 (４)
（式（４）中の[Si]、[Mo]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]は、それぞれの成分の濃度（質量%）を表す。）
（式（４）中の[Si]、[Mo]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]は、それぞれの成分の濃度（質量%）を表す。）
【0046】
鋳片１表面の復熱は、鋳片１の内部から伝わる熱量が鋳片１の表面から放出される熱量を上回ることによっておこる現象である。鋳片１の表面の復熱は、２次冷却帯の冷却を緩和させることで比較的簡単に行うことができる。或いは、鋳造ラインの周囲に熱源や高周波誘導加熱設備を配し、表面を加熱してもよい。鋳片１の復熱速度（昇温速度）は特に限定されるものではなく、いずれの復熱速度であっても所望の効果が発揮される。
【0047】
以上の通り、本開示の連続鋳造方法によれば、Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い鋼の連続鋳造において、矯正点における鋳片の表面割れを安定して抑制することができる。尚、本願において、「鋳片の表面」とは、鋳片の表面全体である必要は無い。すなわち、鋳片の表面のうち、少なくとも表面割れを抑制したい部分について、上記式（１）が満たされるように鋳型直下において冷却を行い、その後、Ａｃ３以上の温度に復熱させればよい。
【実施例0048】
以下、実施例を示しつつ本開示の技術による効果等について、より詳細に説明するが、本開示の技術は以下の実施例に限定されるものではない。
【0049】
１．モデル実験１
２次冷却および復熱による鋳片表層組織微細化効果を十分に得るための条件を解明するために、変態点記録測定装置（フォーマスタ装置）を用いたモデル実験を実施した。
２次冷却および復熱による鋳片表層組織微細化効果を十分に得るための条件を解明するために、変態点記録測定装置（フォーマスタ装置）を用いたモデル実験を実施した。
【0050】
下記表１に示される組成を有する鋼種Ａ１～Ｄ１の各々について、フォーマスタ装置により、１４００℃に加熱後、３５０～７５０℃の所定の温度までヘリウムガスで急冷し、急冷したサンプルを３０～３０００ｓｅｃ等温保持したのち、９００℃まで２０℃／ｓで加熱し、０．４℃／ｓで室温まで冷却した。得られたサンプルの断面をナイタールエッチングし、ＳＥＭで観察した。
【0051】
【表1】
【0052】
観察例を図３（Ａ）及び（Ｂ）に示す。断面観察にて確認された組織は、図３（Ａ）に示される組織Ａ及び／又は図３（Ｂ）に示される組織Ｂで構成されていた。図３（Ａ）から明らかなように、組織Ａにおいては数十μｍオーダーの細かな粒状のフェライトが観察され、粒界フェライトは不明瞭であり、割れ感受性の低い組織であると考えられる。一方、図３（Ｂ）から明らかなように、組織Ｂにおいては粒状フェライトが観察されず、一部粒界フェライトが観察され、割れ感受性の高い組織であると考えられる。
【0053】
鋼種Ａ１～Ｄ１のそれぞれについて、フォーマスタ装置による熱処理の温度パターンと、得られた組織との関係を図４～７に示す。図４が鋼種Ａ１の場合、図５が鋼種Ｂ１の場合、図６が鋼種Ｃ１の場合、図７が鋼種Ｄ１の場合である。図４～７においては、得られた組織が全面Ａであった場合を「○」、ＡとＢの混相であった場合を「△」、全面Ｂであった場合を「×」としてそれぞれ示した。図４～７から明らかなように、鋼種ごとに組織Ａが得られる温度条件が大きく異なった。すなわち、Ａｌ及びＭｎ濃度の影響を考慮しなければ、割れ感受性の低い組織を得るための適切な温度条件を決定できないことが分かった。このモデル実験から、オーステナイトの分解は３５０～４５０℃のベイナイト変態、５５０～６５０℃のフェライト－パーライト変態の起こる２つの温度域における滞在時間が重要であると分かる。ここから、実際の連続鋳造において鋳片表層がこれら２つの温度域両方をまたぐ際の変態挙動を把握すべく、モデル実験を実施した。
【0054】
２．モデル実験２
上記モデル実験１と同様の鋼種Ａ１～Ｄ１について、フォーマスタ装置を用いて１４００℃に加熱後、４００℃にて所定の時間保持した後で、さらに６００℃で所定の時間保持し、９００℃まで２０℃／ｓで再加熱し、その後、０．４℃／ｓで室温まで冷却した。４００℃及び６００℃における各々の保持時間と得られた組織との関係を下記表２に示す。下記表２においては、得られた組織が全面Ａであった場合を「○」、ＡとＢの混相であった場合を「△」、全面Ｂであった場合を「×」としてそれぞれ示した。
上記モデル実験１と同様の鋼種Ａ１～Ｄ１について、フォーマスタ装置を用いて１４００℃に加熱後、４００℃にて所定の時間保持した後で、さらに６００℃で所定の時間保持し、９００℃まで２０℃／ｓで再加熱し、その後、０．４℃／ｓで室温まで冷却した。４００℃及び６００℃における各々の保持時間と得られた組織との関係を下記表２に示す。下記表２においては、得られた組織が全面Ａであった場合を「○」、ＡとＢの混相であった場合を「△」、全面Ｂであった場合を「×」としてそれぞれ示した。
【0055】
【表2】
【0056】
鋼の冷却過程や加熱過程においては、４００℃保持中には粗大なオーステナイトがベイナイトに、６００℃保持中にはこの時点で未変態のオーステナイトがフェライト－パーライトにそれぞれ変態していると推定される。すなわち、表２に示される結果において全面組織Ａを呈したものについては、ベイナイト変態量とフェライト－パーライト変態量との和が変態前のオーステナイト量と釣り合った時点でオーステナイトの分解が完了し、続く９００℃までの復熱を経て、徐冷中に組織Ａを呈したものと考えられる。
【0057】
Ａｌ濃度及びＭｎ濃度が高い鋼種について、３５０～４５０℃の温度域、及び、５５０～６５０℃の温度域における滞在時間ＴＬ（ｓ）、ＴＨ（ｓ）と、鋳片表層組織との関係について、上記と同様にして種々のモデル実験を行った。その結果、下記式（１）で示されるＴＡ（変態温度域での保持時間の合計値）（ｓ）が３０以上であるとき、その後のＡｃ３以上の復熱と冷却とを経ることで、割れ感受性の低い組織が生成するという知見が得られた。
【0058】
ＴＡ＝ＴＬ×［Ａｌ］－１．１×［Ｍｎ］－０．６＋ＴＨ×１０－１×［Ａｌ］－１．５×［Ｍｎ］－１．１ （１）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
（式（１）において［Ａｌ］及び[Ｍｎ]は、鋼におけるＡｌ及びＭｎの濃度（質量％）である。）
【0059】
上記式（１）は、上記鋼種Ａ１～Ｄ１以外の鋼種であってＡｌ濃度及びＭｎ濃度の高い鋼種を用いて実施した実験においても成立することが確認されている。すなわち、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０～１．０％未満、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ａｌ：０．１～２．０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．６００％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｎ：０～０．０２５０％を含む鋼を鋳造対象とした場合、上記式（１）が３０以上となるように鋳片の２次冷却を行うことで、鋳片表層組織の微細化が可能であり、矯正点における鋳片表面割れを抑制することができる。
【0060】
３．実機試験
上記のモデル実験の妥当性を検証すべく、スラブ連続鋳造機において実機試験を行った。具体的には、下記表３に示される鋼種Ａ２～Ｄ２の各々について、曲率半径１２．０ｍの湾曲型連鋳機を用いて２４０ｍｍ×１５００ｍｍのサイズの鋳片を鋳造した。鋳造速度は１．０～１．４ｍ／ｍｉｎである。鋳型から引き抜いた鋳片は鋳型直下に設置したゾーン長さ１ｍのスプレー急冷装置にて急冷した。ゾーン通過後は通常の２次冷却スプレーの水量を調整し、復熱を制御した。鋳片はガス切断機にて５．０±０．２ｍの長さに切断後、表面の観察に供した。
上記のモデル実験の妥当性を検証すべく、スラブ連続鋳造機において実機試験を行った。具体的には、下記表３に示される鋼種Ａ２～Ｄ２の各々について、曲率半径１２．０ｍの湾曲型連鋳機を用いて２４０ｍｍ×１５００ｍｍのサイズの鋳片を鋳造した。鋳造速度は１．０～１．４ｍ／ｍｉｎである。鋳型から引き抜いた鋳片は鋳型直下に設置したゾーン長さ１ｍのスプレー急冷装置にて急冷した。ゾーン通過後は通常の２次冷却スプレーの水量を調整し、復熱を制御した。鋳片はガス切断機にて５．０±０．２ｍの長さに切断後、表面の観察に供した。
【0061】
【表3】
【0062】
なお、鋳片表面の温度は伝熱凝固計算により算出した鋳片Ｌ面中心の温度である。伝熱凝固計算により算出した温度は、連続鋳造機内に設置した鋳片表面温度系のデータと比較により十分高い精度であることを検証した。また、復熱後最高到達温度の目標となるＡｃ３の値は上記式（４）で特定した。
【0063】
得られた鋼片の表面割れを目視観察した。冷却ゾーンにおいて鋳片表層温度が３５０～４５０℃の間にあった時間ＴＬ、５５０～６５０℃の間にあった時間ＴＨ、および復熱が始まってから矯正点に至るまでの最高温度と併せて調査結果を下記表４に示す。下記表４において、表面割れの評価は、割れがないものを「０」、割れの深さがいずれも０．５ｍｍ未満かつ割れの数が鋳片１本当たり１０箇所以下であったものを「１」、いずれにも該当しないものを「２」として表した。
【0064】
【表4】
【0065】
表４に示される結果から明らかなように、上記式（１）で示されるＴＡが３０以上となるように鋳型直下において鋳片表面の冷却を行い、次いで、矯正点に至る前においてＡｃ３以上まで復熱した鋳片（実施例１～９）については、表面に割れは見られず、鋳片表層組織もフェライトが分散した微細組織が観察された。一方で、式（１）で示されるＴＡが３０未満である場合（比較例１、２、４、５、７、８及び９）や、復熱が始まってから矯正点に至るまでの最高温度がＡｃ３未満である場合（比較例３、６及び９）については、鋳片表面に割れが観察された。
【符号の説明】
【0066】
１ 鋳片
１０ 鋳型
２０ 矯正点
１００ 連続鋳造機
１０ 鋳型
２０ 矯正点
１００ 連続鋳造機
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
