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WO2018179181A1 - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

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WO2018179181A1
WO2018179181A1 PCT/JP2017/013065 JP2017013065W WO2018179181A1 WO 2018179181 A1 WO2018179181 A1 WO 2018179181A1 JP 2017013065 W JP2017013065 W JP 2017013065W WO 2018179181 A1 WO2018179181 A1 WO 2018179181A1
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continuous casting
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magnetic field
solid phase
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智也 小田垣
則親 荒牧
三木　祐司
菊池　直樹
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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    • B22D11/20—Controlling or regulating processes or operations for removing cast stock
    • B22D11/207—Controlling or regulating processes or operations for removing cast stock responsive to thickness of solidified shell
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/02—Use of electric or magnetic effects

Definitions

  • the present invention relates to a continuous casting method of steel effective in reducing the center segregation of a slab produced by continuous casting.
  • the molten steel injected into the mold is solidified in the process of solidification, and solute elements such as carbon (C), phosphorus (P), sulfur (S), manganese (Mn) are solidified into a solid phase shell. From the side, the liquid phase is discharged to the unsolidified layer side. These solute elements are concentrated in the unsolidified layer and so-called segregation occurs. The degree of segregation is maximized at and near the thickness center position of the slab, which is the final solidified part.
  • the superheat degree of molten steel in a tundish is adjusted to 50 ° C. or less, poured into a continuous casting mold, electromagnetic force is applied to the unsolidified layer in the slab, and the mixture is stirred.
  • the slab having an unsolidified layer is started from 5 mm.
  • a technique has been disclosed in which light pressure is reduced within a range of 50 mm to compensate for solidification shrinkage, thereby suppressing the flow of concentrated molten steel at the end of solidification.
  • Patent Document 2 molten steel whose superheat degree is adjusted to 20 to 40 ° C. is injected into a continuous casting mold, and the molten steel flow is controlled by applying a static magnetic field at the bottom of the mold to solidify the solidified structure into columnar crystals.
  • Patent Document 3 the superheat of molten steel is 50 to 80 ° C., the solidification structure of the slab is columnar crystals, and a static magnetic field is applied to the slab at a position where the solid phase ratio in the cross section of the slab is 30 to 75%. Applying and improving the center segregation of the slab is disclosed.
  • the technique of combining electromagnetic stirring and light pressure disclosed in Patent Document 1 makes the solidified structure in the thickness center portion of the slab a fine equiaxed crystal by electromagnetic force stirring, and the thickness center of the slab.
  • This is a technique for reducing the flow and accumulation of concentrated molten steel in the thickness center portion of the slab by increasing the flow resistance of the portion.
  • this technique is a technique that compensates for solidification shrinkage by light pressure at the end of solidification, reduces the flow driving force of the concentrated molten steel, and suppresses the flow of the concentrated molten steel. Thereby, a high center segregation reduction effect can be expected.
  • the technique disclosed in Patent Document 1 is insufficient, and it is necessary to further improve the center segregation in the equiaxed crystal structure of the slab.
  • Patent Document 2 controls the solidification structure by electromagnetic force, but the slab part to which the magnetic field is applied is the lower part of the mold, so even if the magnetic field is applied at this part, the center segregation is affected. There is no effect at the end of solidification, and the solidified structure at the center of thickness of the slab cannot be columnar crystallized.
  • Patent Document 3 has a superheat degree of molten steel of 50 to 80 ° C., so that the solidified structure can be completely columnar crystallized.
  • the superheat degree of the molten steel is set to 50 ° C. or higher, and the risk of breakout due to insufficient solidified shell thickness becomes very high.
  • the present invention solves these problems of the prior art, and its purpose is to produce a small slab of central segregation that can meet the strict demands on the quality of steel products in recent years. It is to propose a method for continuous casting of steel.
  • G is a temperature gradient (° C./mm) at a position where the solid fraction of the slab becomes 0.99 when the solid fraction at the center of thickness becomes 0.3
  • V is It is the moving speed (mm / min) of the solid-liquid interface of the slab.
  • a static magnetic field in a direction perpendicular to the direction of drawing the slab is applied to the slab in the range where the solid phase ratio at the thickness center position of the slab exceeds 0 and is 0.3 or less.
  • the thermal convection in the unsolidified layer inside the slab is suppressed, the temperature gradient of the unsolidified layer in the slab thickness direction is increased, and the solidified structure at the center of the slab thickness can be made columnar crystals. .
  • the solidification interface is made uniform and the average segregation particle size of the slab solidified structure is reduced.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a continuous casting machine in which a continuous casting method according to an embodiment of the present invention is used.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average segregated particle size and the application time rate for each magnetic field strength.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the average segregated particle size and the magnetic field strength for each application time rate.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a continuous casting machine 10 in which a continuous casting method according to an embodiment of the present invention is used.
  • 12 is a mold
  • 14 is a slab
  • 16 is an unsolidified layer (unsolidified molten steel)
  • 18 is a solidified shell
  • 20 and 22 are static magnetic field generators placed with the slab 14 interposed therebetween.
  • the slab 14 has an outer shell as a solidified shell 18 and an inside as an unsolidified layer 16.
  • the slab 14 after solidification to the center position of the thickness is all formed by the solidified shell 18 and the unsolidified layer 16 disappears.
  • the continuous casting machine 10 is composed of a plurality of segments (not shown) having a plurality of pairs of slab support rolls facing each other with a slab 14 interposed therebetween.
  • the slab 14 pulled out from the mold 12 is pulled out downward in the casting direction while being supported by a slab support roll disposed in the segment.
  • a plurality of pairs of slab support rolls 24 (reduction rolls 24) in which the roll interval between the opposing rolls is gradually reduced toward the downstream side in the casting direction are disposed in the segment near the solidification completion position of the slab 14. ing.
  • the plurality of pairs of slab support rolls 24 are configured so that the slab 14 is drawn down by a predetermined amount of reduction while being drawn downward in the casting direction.
  • the group of rolls made up of a plurality of pairs of slab support rolls 24 is also referred to as a “lightly pressed belt”.
  • the static magnetic field generators 20 and 22 are, for example, DC magnetic field applying coils, and are provided in segments at positions where the solid phase ratio fs at the center of thickness of the slab 14 is 0.24 to 0.30.
  • the static magnetic field generators 20 and 22 apply a static magnetic field in a direction orthogonal to the drawing direction of the slab 14 to the unsolidified layer 16 inside the slab 14.
  • the unsolidified layer 16 is suppressed from flowing in a direction perpendicular to the drawing direction of the slab by the static magnetic field applied from the static magnetic field generators 20 and 22.
  • the generation of equiaxed crystals at the thickness center portion of the slab 14 is suppressed, and the solidified structure in the thickness direction of the slab 14 is columnar crystallized.
  • the solidified structure at the center of thickness 14 is crystallized into a columnar shape.
  • the static magnetic field generators 20 and 22 apply a static magnetic field in a direction orthogonal to the drawing direction of the slab 14 to a position where the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab 14 is greater than 0 and equal to or less than 0.3. It should just install. Thermal convection of the unsolidified layer 16 occurs when the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab 14 is low and the fluidity of the unsolidified layer 16 is high, while the solid phase at the center position of the slab 14 is thick. It does not occur when the rate fs is high and the fluidity of the unsolidified layer 16 is low.
  • the thermal convection of the unsolidified layer 16 can be effectively suppressed by applying a static magnetic field at a position where the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab 14 is greater than 0 and 0.3 or less. it can. As a result, it becomes possible to reduce the average segregation particle size in the solidified structure at the thickness center portion of the slab 14.
  • the temperature of the center point of the slab 14 is the surface temperature of the solidified shell 18 and publication 1 (Japan Iron and Steel Institute, “Heat transfer experiment and calculation method in continuous slab heating furnace”, May 1971. And the heat transfer calculation formula described in (issued on the 10th).
  • publication 1 Joint Iron and Steel Institute, “Heat transfer experiment and calculation method in continuous slab heating furnace”, May 1971.
  • the heat transfer calculation formula described in issued on the 10th.
  • the profile of the solid phase ratio fs at the center position of the slab thickness along the drawing direction of the slab 14 is obtained. calculate. Based on the profile of the solid phase rate fs at the calculated thickness center position of the slab 14, the installation positions of the static magnetic field generators 20 and 22 in the continuous casting machine 10 are set.
  • the magnetic field strength applied to the slab 14 is 0.15 T or more. If the applied magnetic field strength is smaller than 0.15 T, the average segregation particle size at the thickness center portion of the slab 14 cannot be reduced, and the center segregation of the slab 14 cannot be suppressed.
  • the application time rate for applying a static magnetic field having a magnetic field strength of 0.15 T or more to the slab 14 is 10% or more. If the application time rate is shorter than 10%, the solidified structure at the central portion of the thickness of the slab 14 cannot be made columnar, and the center segregation of the slab 14 cannot be suppressed.
  • the application time rate is a value calculated by the following equation (2).
  • the temperature gradient G is defined as the temperature gradient (° C./mm) at the position where the solid phase ratio of the slab 14 at the time when the solid phase ratio at the thickness center position becomes 0.3, 0.99
  • the solidification speed V is defined as the moving speed (mm / min) of the solid-liquid interface of the slab 14.
  • the value of the following formula (3) consisting of the temperature gradient G and the solidification rate V is 0.27 ° C. ⁇ min It is preferable that it is 1/2 / mm 3/2 or more.
  • Confirmation of the center segregation of the slab 14 can be evaluated by a sample cut out from the thickness center portion of the slab 14 into, for example, a thickness of 50 mm, a width of 410 mm and a length of 80 mm. Specifically, a cross section parallel to the casting direction of the cut sample is etched with saturated picric acid to reveal a macrostructure, and a macrosegregation having a segregation particle diameter of about 5 mm observed at the thickness center of the slab 14 The semi-macro segregated grains having a segregated grain size of about 1 mm are photographed.
  • the photographed image is subjected to image analysis, the average area of the segregated grains is measured, an average particle diameter corresponding to a circle (average segregated particle diameter) is calculated from the average area, and segregation is performed based on the calculated average particle diameter. Grain size can be evaluated.
  • the segregated grains collide with columnar crystals grown from the upper surface side (the anti-reference surface side of the continuous casting machine) and the lower surface side (the reference surface side of the continuous casting machine) as the unsolidified layer 16 is solidified. It is formed in the final solidified portion at the center in the thickness direction. It is known that the size of the segregated grains (segregated grain size) increases as the center segregation increases, and accordingly, the workability and the like decrease. That is, reducing the segregation particle size means reducing the center segregation, and the center segregation of the slab 14 can be evaluated by measuring the segregation particle size.
  • the slab 14 is moved by a plurality of pairs of slab support rolls 24 in the range where the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab 14 is 0.3 to 0.7. It is preferable to perform the reduction within the range of the reduction rate of 5.0% or less (hereinafter also referred to as “light reduction”).
  • the reduction ratio is the ratio (percentage) of the reduction amount (the difference between the thickness of the slab 14 before reduction and the thickness of the slab 14 after reduction) to the thickness of the slab 14 before reduction.
  • the rolling reduction exceeds 5.0%, the amount of rolling is too large, and an internal crack is generated in the slab 14.
  • porosity remains in the central portion of the thickness of the slab 14, so it is desirable to ensure a rolling amount of about 1.0%.
  • the flow of the concentrated molten steel may have occurred before that, and the center segregation of the slab 14 may occur. May not be suppressed. Further, the flow of the concentrated molten steel does not occur in the range where the solid phase ratio at the thickness center position of the slab 14 exceeds 0.7, and the center segregation does not deteriorate even if the reduction is not performed. Therefore, it is necessary to lightly reduce the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab 14 in the range of 0.3 to 0.7.
  • the rolling speed when the rolling speed is less than 0.30 mm / min, the rolling speed is too small with respect to the solidification shrinkage, and the flow of the concentrated molten steel is insufficient, while the rolling speed is 2.00 mm / min. If it exceeds 1, the reduction speed is too large with respect to the amount of solidification shrinkage, and there is a risk of generating reverse V segregation or internal cracks. Therefore, when performing light reduction, it is desirable that the reduction speed be in the range of 0.30 to 2.00 mm / min.
  • a static slab in a direction perpendicular to the slab drawing direction is applied to a slab whose solid phase ratio at the thickness center position of the slab 14 exceeds 0 and is 0.3 or less. Since the magnetic field is applied for a predetermined time for a predetermined time, the thermal convection in the unsolidified layer 16 inside the slab is suppressed, the temperature gradient of the unsolidified layer 16 in the slab thickness direction is increased, and the thickness center portion of the slab 14 is increased.
  • the solidified structure can be columnar crystals.
  • the average segregation particle size at the center portion of the slab thickness is reduced, thereby reducing the center segregation of solute elements such as carbon, phosphorus, sulfur and manganese in the slab 14 cast by the continuous casting machine. Achieved.
  • the continuous casting machine 1 is the same configuration as the continuous casting machine shown in FIG. 1, and the continuous casting machine has an equipment length of 19.9 m, a radius of curvature of 15 m, and a cast slab having a sectional size of 250 mm thick and 410 mm wide.
  • the slab was continuously cast using a casting machine.
  • the molten steel component injected into the mold contains carbon: 0.7% by mass, silicon: 0.2% by mass, manganese: 0.9% by mass, and the drawing rate of the slab is 0.8 m / min.
  • the degree of superheat of the molten steel in the tundish (molten steel temperature ⁇ liquidus temperature) was set to 20 ° C.
  • a static magnetic field generator is installed at a position where the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab is 0.24 to 0.30, and the application time rate defined by the formula (2) is 2%, 5%, 8 %, 10%, 15% and 20%, and the applied time rate and magnetic field strength so that the magnetic field strength is 0.05T, 0.10T, 0.15T, 0.20T and 0.30T. Changed to continuous casting.
  • Table 1 shows the solidified structure at the center of thickness of each slab and the measured average segregation particle size.
  • the solidified structure at the center part of the slab thickness is obtained by etching the cross section of the sample cut out from the slab using saturated picric acid to reveal a macro structure and visually observing the structure. was used to confirm the type of coagulated tissue.
  • the average segregation particle size was determined by measuring the average area of the segregation particles, and setting the average particle size corresponding to the circle calculated from the average area as the average segregation particle size.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average segregation particle size and the application time rate for each magnetic field strength
  • FIG. 3 shows the measurement result shown in Table 1 with the application time. It is the graph which showed the relationship between average segregation particle size and magnetic field intensity for every rate.
  • FIG. 2 shows that the average segregation particle diameter hardly changes even when the application time rate is increased when the magnetic field strength is 0.10 T or less. On the other hand, it was found that when the magnetic field strength was 0.15 T or more, the average segregation particle size could be reduced by setting the application time rate to 10% or more.
  • FIG. 3 shows that when the application time rate is 8% or less, the average segregation particle diameter hardly changes even when the magnetic field strength is increased. On the other hand, it was found that when the application time rate is 10% or more, the average segregation particle size can be reduced by setting the magnetic field strength to 0.15 T or more.
  • the continuous casting machine is provided with a static magnetic field generator at least in a range where the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab is greater than 0 and equal to or less than 0.3, from the static magnetic field generator,
  • a static magnetic field generator at least in a range where the solid phase ratio fs at the thickness center position of the slab is greater than 0 and equal to or less than 0.3, from the static magnetic field generator.
  • Table 2 shows the results of the investigation of the porosity of the center portion of the slab thickness for each rolling condition when a static magnetic field with a magnetic field strength of 0.15 T is applied at an application time rate of 10% to control the solidified structure to columnar crystals. .
  • the porosity at the center of the slab thickness was evaluated by visually observing the sample cross section.
  • the temperature gradient G is a temperature gradient (° C./mm) at a position where the solid phase ratio of the slab at the time when the solid phase ratio at the thickness center position becomes 0.3 is 0.99. is there.
  • the solidification speed V is the moving speed (mm / min) of the solid-liquid interface of the slab.
  • thermocouples Positions with a long side width of 1 ⁇ 2 and a short side thickness of 1 ⁇ 2 and a long side width of 1/2 and a short side thickness of 1 ⁇ 4 are provided on the slab in the water-cooled mold.
  • the temperature profile along the direction toward the center of the slab was obtained from the temperature data output from these thermocouples and the heat transfer calculation formula.
  • the temperature gradient G (degreeC / mm) of the position from which the said solid-phase rate becomes 0.99 was computed from the calculated
  • the position of the solid-liquid interface of the slab was calculated from the temperature profile of the slab calculated from the temperature data output from the thermocouple and the heat transfer calculation formula.
  • the moving speed V (mm / min) of the solid-liquid interface of the slab was calculated using the amount of change per time of the temperature profile.

Landscapes

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  • Mechanical Engineering (AREA)
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Abstract

本発明は中心偏析の軽微な鋳片を製造する鋼の連続鋳造方法に関するものであって、連続鋳造機の鋳型に溶鋼を注入しつつ、前記溶鋼が凝固して生成した凝固シェルを前記鋳型から引き抜いて鋳片を製造する際、前記連続鋳造機内の前記鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが０＜ｆｓ≦０．３を満たす鋳片部位の少なくとも一部で、前記鋳片に対して、磁場強度が０．１５Ｔ以上である、前記鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を、下記式で定義される印加時間率を１０％以上として印加する。 印加時間率（％）＝（鋳片に静磁場が印加される時間（ｍｉｎ））×１００／（鋳片厚み中心位置の固相率が０を超えてから０．３になるまでの時間（ｍｉｎ））

Description

鋼の連続鋳造方法
　本発明は、連続鋳造によって製造される鋳片の中心偏析の低減に有効な鋼の連続鋳造方法に関する。
　鋼の連続鋳造において、鋳型に注入された溶鋼は、凝固する過程で、炭素（Ｃ）、燐（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、マンガン（Ｍｎ）などの溶質元素を、固相である凝固シェル側から液相である未凝固層側に排出する。これらの溶質元素は未凝固層中に濃化し、いわゆる偏析が生じる。この偏析の程度は、最終凝固部である鋳片の厚み中心位置及びその近傍で最大となる。
　また、溶鋼は、凝固する過程で数％の体積収縮を起こす。この体積収縮は、等軸晶を多量に含有する、鋳片の凝固末期部の固／液共存領域に負圧の空隙部を発生させる。その結果、溶質元素の濃化した溶鋼（以降、「濃化溶鋼」ともいう）は、固／液共存領域の狭い通路を潜り抜けて負圧の空隙部に吸引され、鋳片の厚み中心部分に中心偏析を形成する。一方、溶質元素の濃化した溶鋼が吸引されなかった場合には、「ポロシティ」と呼ばれる空隙が鋳片の厚み中心部分に形成される。
　中心偏析やポロシティは、鋼製品の品質に悪影響を及ぼす。そのため、これらを低減するべく各種技術が提案され、実施されている。
　例えば、特許文献１には、タンディッシュ内の溶鋼の過熱度を５０℃以下に調整して連続鋳造用鋳型に注入し、鋳片内の未凝固層に電磁気力を作用させて攪拌し、鋳片の厚み中心部分の凝固組織を微細な等軸晶とし、且つ、鋳片の厚み中心位置の固相率が０．１～０．８の時点で、未凝固層を有する鋳片を５ｍｍから５０ｍｍの範囲で軽圧下して凝固収縮を補償し、これによって凝固末期の濃化溶鋼の流動を抑制する技術が開示されている。
　特許文献２には、過熱度を２０～４０℃に調整した溶鋼を連続鋳造用鋳型に注入し、且つ、鋳型下部で静磁場印加による溶鋼流動の制御を行って凝固組織を柱状晶化させて凝固界面を均一化し、更に、凝固末期の鋳片に軽圧下を施して、鋳片の中心偏析を改善する技術が開示されている。
　特許文献３には、溶鋼の過熱度を５０～８０℃として鋳片の凝固組織を柱状晶とし、且つ、鋳片横断面における固相割合が３０～７５％の位置で鋳片に静磁場を印加し、鋳片の中心偏析を改善することが開示されている。
特開平６－１２６４０５号公報 特開平７－１００６０８号公報 特開２００８－２２１２７８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。
　即ち、特許文献１に開示された電磁気力による攪拌と軽圧下とを併用する技術は、電磁気力の攪拌によって鋳片の厚み中心部分の凝固組織を微細な等軸晶とし、鋳片の厚み中心部分の流動抵抗を増大させて、鋳片の厚み中心部分への濃化溶鋼の流動及び集積を軽減する技術である。更に、当該技術は、凝固末期の軽圧下により凝固収縮を補償し、濃化溶鋼の流動駆動力を低減して濃化溶鋼の流動を抑制する技術である。これにより、高い中心偏析低減効果が期待できる。しかし、厳しい品質要求に応えるためには、特許文献１に開示された技術では不十分であり、鋳片の等軸晶組織内の中心偏析をより一層改善する必要がある。
　特許文献２に開示された技術は、電磁気力によって凝固組織を制御しているが、磁場を印加する鋳片部位が鋳型下部であるので、この部位で磁場を印加しても中心偏析に影響する凝固末期には効果はなく、鋳片の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶化することはできない。
　また、特許文献３に記載された技術は、溶鋼過熱度を５０～８０℃とするので、凝固組織を完全に柱状晶化できる。しかしながら、当該技術は、溶鋼過熱度を５０℃以上にしており、凝固シェル厚の不足によるブレイクアウトの危険性が非常に高くなる。その対応として鋳片の引き抜き速度を低速する必要があり、生産性が悪化する。
　本発明は、従来技術が抱えるこれらの問題点を解決するものであって、その目的とするところは、近年における鋼製品の品質への厳しい要求にも応えられる中心偏析の軽微な鋳片を製造することのできる、鋼の連続鋳造方法を提案することである。
　上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］連続鋳造機の鋳型に溶鋼を注入しつつ、前記溶鋼が凝固して生成した凝固シェルを前記鋳型から引き抜いて鋳片を製造する鋼の連続鋳造方法であって、
　前記連続鋳造機内の前記鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが下記の（１）式の範囲内の鋳片部位の少なくとも一部で、前記鋳片に対して、磁場強度が０．１５Ｔ以上である、前記鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を、下記の（２）式で定義される印加時間率を１０％以上として印加する、鋼の連続鋳造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
［２］前記鋳片の厚み中心位置の固相率が０．３である時点において、下記の（３）式の値が０.２７℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2以上である、上記［１］に記載の鋼の連続鋳造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　ここで、Ｇは、厚み中心位置の固相率が０．３となる時点の前記鋳片の固相率が０．９９となる位置での温度勾配（℃／ｍｍ）であり、Ｖは、前記鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）である。
［３］前記鋳片の厚み中心位置の固相率が０．３以上０．７以下の範囲の鋳片部位を、ロール間隔を鋳造方向下流側に向かって段階的に減少させた複数対の鋳片支持ロールで５．０％以下の圧下率で圧下する、上記［１］または上記［２］に記載の鋼の連続鋳造方法。
　本発明によれば、鋳片の厚み中心位置の固相率が０を超えて０．３以下の範囲内の鋳片に、鋳片引き抜き方向と直交する方向の静磁場を所定強度且つ所定時間印加するので、鋳片内部の未凝固層における熱対流が抑制され、鋳片厚み方向における未凝固層の温度勾配が増大し、鋳片の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶とすることができる。その結果、凝固界面が均一化されるとともに、鋳片凝固組織の平均偏析粒径が小さくなる。これにより、連続鋳造機によって鋳造された鋳片の炭素、燐、硫黄、マンガンなどの溶質元素の中心偏析を低減することが達成される。
図１は、本発明の実施形態に係る連続鋳造方法が用いられる連続鋳造機の一例を示す断面模式図である。 図２は、平均偏析粒径と印加時間率との関係を磁場強度ごとに比較して示したグラフである。 図３は、平均偏析粒径と磁場強度との関係を印加時間率ごとに比較して示したグラフである。
　以下、本発明の実施形態を説明する。
　図１は、本発明の実施形態に係る連続鋳造方法が用いられる連続鋳造機１０の一例を示す断面模式図である。図１において、１２は鋳型、１４は鋳片、１６は未凝固層（未凝固溶鋼）、１８は凝固シェル、２０、２２は、鋳片１４を挟んで設置される静磁場発生装置であり、鋳片１４は、外殻を凝固シェル１８とし、内部を未凝固層１６としている。厚み中心位置まで凝固した後の鋳片１４は、全て凝固シェル１８で形成され、未凝固層１６は消滅する。
　連続鋳造機１０は、鋳片１４を挟んで相対する複数対の鋳片支持ロールを有する、複数のセグメント（図示せず）で構成されている。鋳型１２から引き抜かれた鋳片１４は、セグメントに配置される鋳片支持ロールに支持されながら、鋳造方向下方に引き抜かれる。鋳片１４の凝固完了位置近傍のセグメントには、相対するロール間のロール間隔を鋳造方向下流側に向かって段階的に減少させた複数対の鋳片支持ロール２４（圧下ロール２４）が配置されている。この複数対の鋳片支持ロール２４により、鋳片１４は、鋳造方向下方に引き抜かれながら、所定量の圧下量で圧下されるように構成されている。この複数対の鋳片支持ロール２４からなるロール群は、「軽圧下帯」とも呼ばれる。
　静磁場発生装置２０、２２は、例えば、直流磁場印加コイルであって、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが０．２４から０．３０となる位置のセグメントに設けられている。静磁場発生装置２０、２２は、鋳片１４の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を鋳片１４の内部の未凝固層１６に印加する。未凝固層１６は、静磁場発生装置２０、２２から印加される静磁場によって、鋳片の引き抜き方向と直交する方向の流動が抑制される。つまり、凝固シェル側の温度の低い未凝固層１６と、厚み中心側の温度の高い未凝固層１６との混合が抑制され、換言すれば、未凝固層１６による熱対流が抑制され、鋳片の引き抜き方向と直交する方向における未凝固層１６の温度勾配が増大する。静磁場によって未凝固層１６の流動が抑制される理由は、静磁場の印加された空間で溶鋼が移動しようとすると、溶鋼の移動とは反対側の方向に、静磁場による制動力が作用することによる。
　未凝固層１６の温度勾配が増大することで、鋳片１４の厚み中心部分での等軸晶の生成は抑制されて、鋳片１４の厚さ方向の凝固組織が柱状晶化され、鋳片１４の厚み中心部分の凝固組織は柱状晶化される。鋳片１４の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶化することで、凝固界面が均一化されて、凝固末期における大きな空隙部の発生を抑制することができる。これにより、連続鋳造機１０で連続鋳造される鋳片１４の中心偏析を低減させることができる。
　静磁場発生装置２０、２２は、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが０より大きく、０．３以下となる位置に、鋳片１４の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を印加するように設置すればよい。未凝固層１６の熱対流は、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが低く、未凝固層１６の流動性が高い場合に発生し、一方、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが高く未凝固層１６の流動性が低い場合には発生しない。そのため、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが０より大きく、０．３以下となる位置で静磁場を印加することにより、効果的に未凝固層１６の熱対流を抑制することができる。その結果、鋳片１４の厚み中心部分の凝固組織における平均偏析粒径を小さくすることが可能となる。
　尚、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓとは、鋳片１４の引き抜き方向に対して垂直となる方向の断面における中心点の固相率をいう。鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓは、鋳片１４の引き抜き方向に対して垂直となる方向の断面における中心点（以降、単に、「鋳片の中心点」ともいう）の溶鋼温度から算出できる。即ち、固相率が０となる溶鋼温度と固相率が１.０となる溶鋼温度とで求められる固相率差及び温度差との対応関係から、溶鋼温度と固相率との関係式が算出できるので、鋳片１４の中心点の溶鋼温度が算出できれば、当該溶鋼温度に対応した固相率が算出できる。
　また、鋳片１４の中心点の温度は、凝固シェル１８の表面温度と、刊行物１（社団法人日本鉄鋼協会、「連続鋼片加熱炉における伝熱実験と計算方法」、昭和４６年５月１０日発行）に記載される伝熱計算式とを用いて算出できる。凝固シェル１８に熱電対を設け、凝固シェル１８の表面温度の温度変化を取得することで、鋳片引き抜き方向における凝固シェル表面の温度プロファイルが取得できる。取得した凝固シェル１８の表面温度プロファイルと伝熱計算式とを用いて、鋳片１４の中心点の引き抜き方向に沿った温度プロファイルを算出する。
　鋳片１４の中心点の温度プロファイル及び予め算出された溶鋼温度と固相率との関係式を用いて、鋳片１４の引き抜き方向に沿った鋳片厚み中心位置の固相率ｆｓのプロファイルを算出する。算出した鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓのプロファイルに基づいて、連続鋳造機１０における静磁場発生装置２０、２２の設置位置を設定する。
　鋳片１４に印加する磁場強度は０．１５Ｔ以上とする。印加する磁場強度が０．１５Ｔより小さいと、鋳片１４の厚み中心部分の平均偏析粒径を小さくすることができず、鋳片１４の中心偏析を抑制することができない。
　また、鋳片１４に０．１５Ｔ以上の磁場強度の静磁場を印加する印加時間率は１０％以上とする。印加時間率が１０％より短いと、鋳片１４の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶にすることができず、鋳片１４の中心偏析を抑制できない。尚、印加時間率は、下記の（２）式で算出される値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　また、鋳片１４の中心偏析を更に抑制するために、鋳片１４の温度勾配と凝固速度とを制御して凝固組織を均一な柱状晶にすることが好ましい。ここで、温度勾配Ｇを、厚み中心位置の固相率が０．３となる時点の鋳片１４の固相率が０．９９となる位置での温度勾配（℃／ｍｍ）と定義し、また、凝固速度Ｖを、鋳片１４の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）と定義する。
　このように定義したとき、厚み中心位置の固相率ｆｓが０．３である鋳片１４において、温度勾配Ｇ及び凝固速度Ｖからなる下記の（３）式の値が０．２７℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2以上であることが好ましい。これにより、鋳片１４の厚み中心部分における凝固組織を均一な柱状晶とすることができ、連続鋳造機１０で連続鋳造される鋳片１４の中心偏析を更に抑制することができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　一方、（３）式の値が０．２７℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2より小さいと、鋳片１４の厚み中心部分における凝固組織を均一な柱状晶にすることができず、上記効果は発揮されない。
　鋳片１４の中心偏析の確認は、鋳片１４の厚み中心部分から、例えば、厚み５０ｍｍ、幅４１０ｍｍ、長さ８０ｍｍの大きさに切り出した試料によって評価することができる。具体的には、切り出した試料の鋳造方向に平行な断面を飽和ピクリン酸でエッチングしてマクロ組織を現出させ、鋳片１４の厚み中央部で観察される偏析粒径が５ｍｍ程度のマクロ偏析及び偏析粒径が１ｍｍ程度のセミマクロ偏析粒を写真撮影する。そして、撮影した写真を画像解析して、偏析粒の平均面積を測定し、この平均面積から円相当の平均粒径（平均偏析粒径）を算出し、算出した前記平均粒径に基づいて偏析粒の大きさが評価可能である。
　偏析粒は、未凝固層１６の凝固の進行に伴って鋳片１４の上面側（連続鋳造機の反基準面側）及び下面側（連続鋳造機の基準面側）から成長した柱状晶が衝突する厚さ方向中央部の最終凝固部に形成される。この偏析粒の大きさ（偏析粒径）は、中心偏析が大きいほど大きくなり、それに伴って、加工性などが低下することが知られている。即ち、偏析粒径を小さくすることは、中心偏析を小さくすることを意味しており、偏析粒径を測定することで鋳片１４の中心偏析が評価できる。
　上記の手法により、鋳片１４の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶化した場合、双方の凝固界面のデンドライト同士がぶつかる箇所において、デンドライト先端部に小さな空隙部が形成され、小さなポロシティとして鋳片１４に残存する可能性がある。この小さな空隙部の生成を防止するために、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが０．３から０．７の範囲において、複数対の鋳片支持ロール２４により、鋳片１４を５．０％以下の圧下率の範囲で圧下（以降、「軽圧下」ともいう）することが好ましい。凝固末期の鋳片１４の凝固シェル１８を強制的に圧下することで、上述の小さな空隙部は容易に消滅する。また、凝固末期の鋳片１４を圧下することで、濃化溶鋼の流動が抑制され、鋳片１４の中心偏析も改善される。
　ここで、圧下率とは、圧下前の鋳片１４の厚みに対する圧下量（圧下前の鋳片１４の厚みと圧下後の鋳片１４の厚みとの差）の比率（百分率）である。圧下率が５．０％を超えると、圧下量が多すぎて、鋳片１４に内部割れが生成する。一方、圧下率が低すぎると鋳片１４の厚み中心部分にポロシティが残存するので、１．０％程度の圧下量を確保することが望ましい。
　鋳片１４の厚み中心位置の固相率が０．３を超えてから圧下を開始した場合には、それ以前に濃化溶鋼の流動が起こっている可能性があり、鋳片１４の中心偏析を抑制できないおそれがある。また、鋳片１４の厚み中心位置の固相率が０．７を超える範囲では濃化溶鋼の流動は起こらず、圧下しなくても中心偏析は悪化しない。したがって、鋳片１４の厚み中心位置の固相率ｆｓが０．３から０．７の範囲を軽圧下する必要がある。
　また、圧下速度が０．３０ｍｍ／ｍｉｎ未満では、凝固収縮量に対して圧下速度が小さすぎ、濃化溶鋼の流動を抑制することが不十分であり、一方、圧下速度が２．００ｍｍ／ｍｉｎを超えると、凝固収縮量に対して圧下速度が大きすぎ、逆Ｖ偏析や内部割れを発生するおそれがある。したがって、軽圧下を行う際は、圧下速度を０．３０～２．００ｍｍ／ｍｉｎの範囲とすることが望ましい。
　凝固末期の鋳片１４を軽圧下した場合には、静磁場印加による偏析軽減効果と、軽圧下による偏析改善効果及びポロシティ防止効果とにより、連続鋳造機１０で連続鋳造される鋳片１４の中心偏析及びポロシティをより一層低減させることができる。
　以上説明したように、本発明によれば、鋳片１４の厚み中心位置の固相率が０を超えて０．３以下の範囲内の鋳片に、鋳片引き抜き方向と直交する方向の静磁場を所定強度且つ所定時間印加するので、鋳片内部の未凝固層１６における熱対流が抑制され、鋳片厚み方向における未凝固層１６の温度勾配が増大し、鋳片１４の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶とすることができる。その結果、鋳片厚み中心部分の平均偏析粒径が小さくなり、これにより、連続鋳造機によって鋳造された鋳片１４の炭素、燐、硫黄、マンガンなどの溶質元素の中心偏析を低減することが達成される。
　図１に示した連続鋳造機と同じ構成であって、連続鋳造機の設備長さが１９．９ｍ、湾曲半径が１５ｍ、鋳造される鋳片の断面サイズが、厚み２５０ｍｍ、幅４１０ｍｍのブルーム連続鋳造機を用いて鋳片を連続鋳造した。尚、鋳型に注入される溶鋼成分は、炭素：０．７質量％、珪素：０．２質量％、マンガン：０．９質量％を含み、鋳片の引き抜き速度を０．８ｍ／ｍｉｎとし、タンディッシュ内での溶鋼過熱度（溶鋼温度－液相線温度）を２０℃とした。
　鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが０．２４から０.３０となる位置に静磁場発生装置を設置し、（２）式で定義される印加時間率が２％、５％、８％、１０％、１５％及び２０％となるように、また、磁場強度が０．０５Ｔ、０．１０Ｔ、０．１５Ｔ、０．２０Ｔ及び０．３０Ｔとなるように、印加時間率及び磁場強度を変更して連続鋳造した。
　表１に各鋳片の厚み中心部分の凝固組織と測定した平均偏析粒径とを示す。尚、鋳片厚み中心部分の凝固組織は、上述したように、鋳片から切り出した試料の断面を、飽和ピクリン酸を用いてエッチングしてマクロ組織を現出させ、当該組織を目視観察することによって凝固組織の種類を確認した。また、平均偏析粒径も、上述したように、偏析粒の平均面積を測定し、この平均面積から算出される円相当の平均粒径を平均偏析粒径とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　図２は、表１に示した測定結果を、磁場強度ごとに平均偏析粒径と印加時間率との関係を示したグラフであり、図３は、表１に示した測定結果を、印加時間率ごとに平均偏析粒径と磁場強度との関係を示したグラフである。
　図２から、磁場強度が０．１０Ｔ以下であると、印加時間率を大きくしても平均偏析粒径は、ほとんど変化しないことがわかった。一方、磁場強度が０．１５Ｔ以上であると、印加時間率を１０％以上にすることで、平均偏析粒径を小さくできることがわかった。
　図３から、印加時間率が８％以下であると、磁場強度を大きくしても平均偏析粒径は、ほとんど変化しないことがわかった。一方、印加時間率が１０％以上であれば、磁場強度を０．１５Ｔ以上とすることで、平均偏析粒径を小さくできることがわかった。
　また、表１から磁場強度が０．１５Ｔ以上であれば、印加時間率を１０％以上にすることで、鋳片中央部の凝固組織を柱状晶にできることが確認できた。
　これらの結果から、連続鋳造機に、鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが０より大きく０．３以下となる範囲の少なくとも一部に静磁場発生装置を設け、静磁場発生装置から、印加時間率を１０％以上、磁場強度を０．１５Ｔ以上とする静磁場を鋳片に印加しながら連続鋳造することで、鋳片の厚み中心部分の凝固組織を柱状晶化することができ、鋳片厚み中心部分の凝固組織の平均偏析粒径を小さくすること、つまり、鋳片の中心偏析を改善することができることがわかった。
　また、上記連続鋳造機を用い、鋳片に静磁場を印加すると同時に、ロール間隔を鋳造方向下流側に向かって段階的に減少させた複数対の鋳片支持ロールで凝固末期の鋳片を徐々に圧下（軽圧下）する試験を行い、凝固末期の鋳片を圧下することによる鋳片厚み中心部分の凝固組織への影響を調査する試験を行った。
　鋳片の圧下条件は、圧下速度を０．３０～２．００ｍｍ／ｍｉｎの範囲とし、圧下率を０％、０．１％、０．８％、１．０％、５．０％、７．０％、１０．０％と変更し、鋳片の鋳片厚み中心位置の固相率が０．３以上０．７以下の範囲を圧下した。その際に、鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが０．２４から０.３０となる位置に設置した静磁場発生装置を介して、０．１５Ｔの磁場強度の静磁場を、印加時間率を１０％として鋳片に印加した。
　表２に、磁場強度が０．１５Ｔの静磁場を印加時間率１０％で印加して凝固組織を柱状晶に制御したときの、圧下条件ごとの鋳片厚み中心部分のポロシティの調査結果を示す。鋳片厚み中心部分のポロシティは、試料断面を目視観察することにより、その程度を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表２に示すように、静磁場の印加後に、圧下率１．０％から５．０％の範囲で、厚み中心位置の固相率が０．３以上０．７以下の範囲の鋳片を圧下することで、ポロシティの発生しない鋳片を製造できることがわかった。圧下率が１．０％未満の場合には、圧下量が不足してポロシティが残存し、一方、圧下量が５．０％よりも大きい場合には、ポロシティの生成は抑制できるが、鋳片に内部割れが発生した。
　凝固組織を柱状晶化させるためには、温度勾配と凝固速度とを制御することが好ましい。具体的には、温度勾配が小さい場合には凝固速度を遅くし、温度勾配が大きい場合には凝固速度を速くしても均一な柱状晶組織が形成されると予測される。そこで、試験用水冷鋳型を用いて温度勾配Ｇと凝固速度Ｖとの関係を調査する試験を行った。試験は、試験用水冷鋳型に溶鋼を注入し、水冷鋳型の内部空間を溶鋼で満たし、水冷鋳型の長辺面のみを水冷して前記溶鋼を冷却し、水冷鋳型の背面に設置した静磁場発生装置を介して、鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが０．３のときに静磁場を印加した。
　ここで、上述したように、温度勾配Ｇは、厚み中心位置の固相率が０．３となる時点の鋳片の固相率が０．９９となる位置の温度勾配（℃／ｍｍ）である。また、凝固速度Ｖは、鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）である。
　水冷鋳型内の鋳片に２本のＲ熱電対（長辺幅１／２で短辺厚み１／２の位置、及び、長辺１／２幅で短辺厚み１／４の位置）を設け、これらの熱電対から出力される温度データと伝熱計算式とから、鋳片の中心に向かう方向に沿った温度プロファイルを求めた。そして、求めた温度プロファイルから、前記固相率が０．９９となる位置の温度勾配Ｇ（℃／ｍｍ）を算出した。つまり、温度勾配Ｇは、当該温度プロファイルから算出される固相率が０．９９となる位置の前後の温度と、当該前後の距離とを用いて算出した。
　鋳片の固液界面の位置は、熱電対から出力される温度データと伝熱計算式とから算出される鋳片の温度プロファイルから算出した。鋳片の固液界面の移動速度Ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）は、当該温度プロファイルの時間当たりの変化量を用いて算出した。
　温度勾配Ｇ及び凝固速度Ｖの関係を調査した結果を表３に示す。表３から、（３）式の値が０．１９℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2より小さい場合は、鋳片の厚み中心部分にデンドライト成長方向がばらついている等軸晶組織が観察された。一方、（３）式の値が０．１９℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2以上の場合は、柱状晶組織が形成され、（３）式の値が０．２７℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2以上の場合は、均一な柱状晶が形成していることが観察された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表３から、（３）式の値が０．２７℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2以上になるように、温度勾配Ｇ及び凝固速度Ｖを制御することによって、鋳片の厚み中心部分の凝固組織における平均偏析粒径を小さくすることができ、鋳片の厚み中心部分の凝固組織を更に均一な柱状晶にすることが確認できた。これにより、連続鋳造機によって鋳造される鋳片の中心偏析を更に低減できることがわかった。
　１０　連続鋳造機
　１２　鋳型
　１４　鋳片
　１６　未凝固層
　１８　凝固シェル
　２０　静磁場発生装置
　２２　静磁場発生装置
　２４　圧下ロール

Claims (3)

  1. 　連続鋳造機の鋳型に溶鋼を注入しつつ、前記溶鋼が凝固して生成した凝固シェルを前記鋳型から引き抜いて鋳片を製造する鋼の連続鋳造方法であって、
    　前記連続鋳造機内の前記鋳片の厚み中心位置の固相率ｆｓが下記の（１）式の範囲内の鋳片部位の少なくとも一部で、前記鋳片に対して、磁場強度が０．１５Ｔ以上である、前記鋳片の引き抜き方向と直交する方向の静磁場を、下記の（２）式で定義される印加時間率を１０％以上として印加する、鋼の連続鋳造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  2. 　前記鋳片の厚み中心位置の固相率が０．３である時点において、下記の（３）式の値が０.２７℃×ｍｉｎ1/2／ｍｍ3/2以上である、請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　ここで、Ｇは、厚み中心位置の固相率が０．３となる時点の前記鋳片の固相率が０．９９となる位置での温度勾配（℃／ｍｍ）であり、
    　Ｖは、前記鋳片の固液界面の移動速度（ｍｍ／ｍｉｎ）である。
  3. 　前記鋳片の厚み中心位置の固相率が０．３以上０．７以下の範囲の鋳片部位を、ロール間隔を鋳造方向下流側に向かって段階的に減少させた複数対の鋳片支持ロールで５．０％以下の圧下率で圧下する、請求項１または請求項２に記載の鋼の連続鋳造方法。
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