1.発明の基本構成
 本発明は、前記のとおり、内直径が40mm以上 の単孔を備えた筒状の浸漬ノズルを用いて溶 鋼を鋳型内に注入し、断面積が500cm ² 以下のビレットを鋳造する連続鋳造方法であ って、渦流式鋳型内湯面レベルセンサを用い て鋳型内における溶鋼の湯面レベルを計測し 、その計測値に基づいて湯面レベルを制御す るとともに、電磁攪拌を付与して鋳型内にお ける溶鋼の流動を調整し、また、鋳型内にお ける溶鋼のメニスカスから鋳造方向に15~45mの 範囲内に長さが3~8mの鋳造方向に連続した凝� �末期冷却帯を設けて、鋳片の中心部固相率� �0.3~0.99までの領域が凝固末期冷却帯内に入る ように鋳造速度を調整し、鋳片の二次冷却帯 では、冷却水の比水量を0.1~0.8L/kg-steelとして� ��片を冷却することにより、凝固末期冷却帯� ��入口における鋳片表面温度を900~1200℃に調� �するとともに、凝固末期冷却帯では、鋳片� �面における冷却水の水流密度を20~300L/(min・m ² )として冷却し、凝固末期冷却帯の出口から1m 以上の下流側において鋳片を切断する小断面 ビレットの連続鋳造方法である。以下に、本 発明の内容について、さらに詳細に説明する 。

 図1は、本発明の小断面ビレットの連続鋳 造方法を説明するための模式的縦断面図であ る。タンディッシュ1内の溶鋼2は、浸漬ノズ� ��3を経て、鋳型4内に注入され、鋳型内冷却� �およびその下方に位置する二次冷却帯の冷� �装置(スプレーノズル群)11から噴射されるス� ��レー水により冷却され、凝固シェル7を形成 ながら鋳片9となる。ここで、渦流式鋳型内� �面レベルセンサ5により、鋳型4内における溶 鋼湯面6のレベル(高さ位置)が計測され、その 計測値に基づいて湯面レベルが制御されると ともに、電磁攪拌装置10により鋳型内の溶鋼� ��電磁攪拌が付与され、溶鋼の流動が制御さ� ��る。

 そして、中心部に未凝固溶湯8を含む鋳片 9は、ピンチロール12により同図中の右方向に 引き抜かれ、凝固末期冷却帯の冷却装置13か� ��噴射されるスプレー水により冷却されて凝� ��を完了した後、鋳片切断装置(切断用トーチ )14により切断される。

 2.構成要件の規定理由および好ましい態様
 2-1.第1発明
 1)鋳片断面積は500cm ² 以下
 鋳片の断面積は500cm ² 以下とする必要がある。断面積が500cm ² を超えて大きくなると、鋳片表面を冷却する 際の熱収縮を利用して鋳片内部を圧縮すると いう本発明の効果が発揮されにくくなるから である。断面積の下限値は特に規定しないが 、一般的な連続鋳造における断面積の下限値 を考慮し、断面積は150cm ² 程度以上とすることが好ましい。

 2)内直径が40mm以上の単孔を備えた筒状浸漬� ��ズルの使用
 単孔を備えた筒状単孔浸漬ノズルを用いる� ��由は、上記のような小断面の連続鋳造用鋳� ��に溶鋼を注入する場合に、複数の吐出孔を� ��する浸漬ノズルを使用することは困難であ� ��、また、後述する渦流式の鋳型内湯面レベ� ��センサを用いるためには、浸漬ノズルを使� ��する必要があるからである。さらに、単孔� ��内直径を40mm以上とするのは、内径が40mm未� �では、吐出流速が速くなりすぎて、後述す� �電磁攪拌による等軸晶生成作用が低減する� �らである。単孔の内直径の上限値は特に規� �しないが、一般的な小断面ビレットの連続� �造における内直径の下限値を考慮し、内直� �は80mm程度以下とするのが好ましい。

 3)渦流式鋳型内湯面レベルセンサの使用
 渦流式鋳型内湯面レベルセンサを用いる理� ��は下記のとおりである。すなわち、凝固シ� ��ルを安定的に成長させ、凝固末期冷却帯に� ��ける鋳片中心部の固相率の変動を抑制して� ��本発明の効果を安定して発揮させるために� ��、高精度の計測が可能な渦流式鋳型内湯面� ��ベルセンサを用いる必要があるからである� ��これに対して、他のγ線方式、熱電対方式� �どの鋳型内湯面レベルセンサを用いた場合� �は、湯面レベルの検出感度が低く、本発明� �対象とする鋳型内湯面レベルの高精度制御� �ための計測には耐えられない。

 4)鋳型内溶鋼の電磁攪拌
 電磁攪拌により鋳型内溶鋼の流動を調整す� ��理由は下記の二つである。第一の理由は、� ��磁攪拌を付与して溶鋼の流速を調整するこ� ��により、鋳片中心部における等軸晶の生成� ��促進し、等軸晶の比率を高めることにより� ��鋳片中心部におけるセンターポロシティの� ��達を抑制する確実な効果を得ることができ� ��からである。また、第二の理由は、電磁攪� ��を付与して溶鋼の流動を調整することによ� ��、凝固シェルを均一に成長させる効果を得� ��ことができるからである。

 5)溶鋼メニスカスから鋳造方向に15~45mの範� �内に長さが3~8mの凝固末期冷却帯を設置
 凝固末期冷却帯をメニスカスから15~45mの範� ��内に設ける理由は下記のとおりである。す� ��わち、メニスカスから凝固末期冷却帯まで� ��長さが15m未満の場合には、鋳造速度が小さ� ��なりすぎて、連続鋳造の生産性が低下する� ��らであり、一方、メニスカスから凝固末期� ��却帯までの距離が45mを超えて長くなると、� ��造速度が大きくなりすぎて、安定した鋳造� ��業を行うことが難しくなるからである。こ� ��で、鋳造速度の範囲は、特に規定しないが� ��一般的に1.5~4.0m/min程度の範囲で操業するの� ��生産性を確保し、かつ安定操業を行う上で� ��ましい。

 凝固末期冷却帯の長さを3m以上とする理� �は、下記のとおりである。すなわち、上記� �さが3m未満では、鋳片の十分な冷却を行うこ とができないからであり、また、凝固末期冷 却帯の長さを8m以下とするのは、8mを超えて� �くしても、冷却帯が不必要に長くなるだけ� �なく、過冷却に起因して鋳片の曲がりを生� �るからである。

 6)鋳片中心部の固相率が0.3~0.99の領域が凝固 末期冷却帯内に入るように鋳造速度を調整
 鋳片中心部の固相率が0.3~0.99の領域が凝固� �期冷却帯内に入るように鋳造速度を調整す� �理由は、下記のとおりである。すなわち、� �片中心部のセンターポロシティは、鋳片中� �部の固相率が0.3~0.99の範囲に発生の起点を有 し、かつ、この範囲にて成長する。したがっ て、上記の固相率の範囲となる凝固期間にお いて凝固末期冷却を行うことが、鋳片中心部 におけるセンターポロシティの発生の防止に 有効だからである。

 7)鋳片の二次冷却帯における比水量は0.1~0.8L /kg-steel、かつ凝固末期冷却帯入口における鋳 片表面温度は900~1200℃
 鋳片の二次冷却帯における比水量を0.1~0.8L/k g-steelとするのは下記の理由による。すなわ� �、二次冷却の比水量が0.1L/kg-steel未満では、� ��片が溶鋼の静圧によって膨らみ、鋳片の断� ��積が拡大しやすくなるので、凝固末期冷却� ��における鋳片中心部の固相率を推定するこ� ��が難しくなるからである。一方、二次冷却� ��比水量が0.8L/kg-steelを超えて多くなると、冷 却が不均一となり、冷却むらによる凝固シェ ル厚さのbならつきが生じやすくなって、凝� �末期冷却帯における鋳片中心部の固相率の� �定が難しくなるからである。

 また、凝固末期冷却帯入口における鋳片� ��面温度を900~1200℃とする理由は下記のとお� �である。すなわち、凝固末期冷却帯の入口� �おける鋳片表面温度が900℃未満になると、� �固末期冷却帯内において鋳片の表面温度が� �下しすぎて、γ相からα相への相変態が生じ� ��鋳片表面において膨張が生じて、センター� ��ロシティ発生の低減効果が損なわれやすく� ��るからである。一方、凝固末期冷却帯の入� ��における鋳片表面温度が1200℃を超えて高く なると、凝固末期冷却帯内における冷却が不 均一となって、冷却むらが生じやすくなり、 ポロシティ発生の低減効果が不安定となる。

 8)凝固末期冷却帯での鋳片表面の水流密度� �20~300L/(min・m ² )
 凝固末期冷却帯での鋳片表面の水流密度を2 0~300L/(min・m ² )とするのは下記の理由による。すなわち、� �流密度が20L/(min・m ² )未満では、冷却作用が弱すぎて、本発明の� �果が十分に発揮されず、また、水流密度が30 0L/(min・m ² )を超えて高いと、鋳片表面温度が低下しす� �て、γ相からα相への相変態が起こり、鋳片� ��面に膨張が生じて、センターポロシティの� ��減効果が損なわれやすくなるからである。

 9)凝固末期冷却帯出口から1m以上下流側にお ける鋳片の切断
 鋳片の切断を、凝固末期冷却帯の出口から1 m以上下流側において行うのは下記の理由に� �る。すなわち、凝固末期冷却帯を出た直後1m 以内の位置で鋳片を切断すると、凝固末期冷 却の冷却むらによって生じた鋳片表面温度の 不均一が、未だ熱拡散によって十分に軽減さ れていないことに起因して、切断後の鋳片に 曲がりが生じやすいからである。つまり、切 断後の鋳片の曲がりを防止するには、凝固末 期冷却帯の出口から少なくとも1m以上下流側� ��切断する必要があるからである。好ましく� ��、凝固末期冷却帯の出口から3m以上下流側� �鋳片の切断を完了するのが望ましい。凝固� �期冷却の冷却むらによって生じた鋳片表面� �度の不均一が熱拡散によって十分に均一化� �れ、鋳片の曲がりが一層防止されやすいか� �である。

 2-2.第2発明
 第2発明は、前記のとおり、鋳型内における 溶鋼の湯面レベルの変動量を±10mm以内に抑制 することを特徴とする第1発明の連続鋳造方� �である。

 鋳型内溶鋼の湯面レベルの変動量を±10mm� ��内に抑制するのが好ましい理由は、湯面レ� ��ルの変動量が±10mmを超えて大きくなると、� ��固シェルの成長が不安定となるからである� ��凝固シェルの成長が不安定になると、凝固� ��期冷却帯における鋳片中心部の固相率の変� ��が増大し、本発明の効果であるところの、� ��ンターポロシティの安定的かつ確実な低減� ��およびそれに基づく鋳片の内質改善が十分� ��達せられなくなる。

 湯面レベルの変動量を±10mm以内に抑制す� ��には、渦流式鋳型内湯面レベルセンサを用� ��て高精度の湯面高さ情報を得ることに加え� ��、溶鋼の流量制御機構に応答性の良好なス� ��ッピングシリンダを用いる、または適正な� ��御ゲインを設定するなどの対策を講じるこ� ��が求められる。

 2-3.第3発明
 第3発明は、第1発明または第2発明において� ��鋳型内における溶鋼の電磁攪拌を、水平面� ��で回転させながら行う攪拌とし、溶鋼の旋� ��流速の最大値を0.2~0.8m/sの範囲内に調整する 連続鋳造方法である。

 電磁攪拌によって水平面内の回転流を形� ��させる理由は、鋳型内溶鋼の電磁攪拌を行� ��場合に、水平面内の回転流を形成するよう� ��電磁コイルを設置することが、湯面レベル� ��変動を抑制する上で好ましいからである。� ��た、電磁攪拌によって生じる溶鋼の旋回流� ��の最大値を0.2~0.8m/sの範囲内とするのが好ま しい理由は下記のとおりである。すなわち、 上記の流速が0.2m/s未満では、電磁攪拌による 効果、つまり、等軸晶の生成促進によるセン ターポロシティの発生抑制効果、および溶鋼 の流動制御による凝固シェルの均一成長効果 を得ることが難しくなるからである。一方、 同流速が0.8m/sを超えて大きくなると、鋳型内 湯面レベルの変動が増大しすぎて、好ましく ないからである。

 ここで、旋回流速の最大値とは、設置し� ��電磁攪拌コイルにより囲まれた鋳型内空間� ��域において、溶鋼の旋回方向の流速が最も� ��くなる部位における溶鋼の流速をいう。

 2-4.第4発明
 第4発明は、第1発明~第3発明のいずれかの発 明において、鋳造速度の調整を、C、Si、Mn、P 、S、Cr、MoおよびNiの中から選ばれた少なく� �も3種以上の元素の溶鋼中組成ならびに鋳造� ��度の有意な変化に応じて行う連続鋳造方法� ��ある。

 鋳造速度の調整は、C、Si、Mn、P、S、Cr、M oおよびNiの中から選ばれた少なくとも3種以� �の元素の溶鋼中組成ならびに鋳造温度が、� �固速度に及ぼす影響を考慮して行うことが� �ましい。鋳片の凝固速度(詳細には凝固シェ� ��の成長速度)は、溶鋼の組成および鋳造温度 の影響を受けて変動する。本発明者らの経験 および調査によれば、鋳片の凝固速度を十分 な精度で予測するためには、溶鋼組成として 、C、Si、Mn、P、S、Cr、MoおよびNiの中から選� �れた少なくとも3種以上の元素の溶鋼中組成� ��考慮し、かつ、鋳造温度の影響をも同時に� ��慮することが好ましい。

 鋳片の凝固速度は、溶質成分元素の偏析� ��伴う平衡凝固温度の低下や、鋳片の表面酸� ��膜(スケール)の形態変化による成分組成の� �化により影響を受け、また、その影響度合� �操業条件によっても変化する。成分元素の� �析に伴う凝固温度の低下は、成分元素の偏� �を考慮した凝固過程の数値シミュレーショ� �などによって予測することができる。一方� �鋳片の表面酸化膜の形態変化による成分組� �の変化に起因する凝固速度の変化は、計算� �よる予測が難しいので、多数の鋳片の調査� �基づいてその傾向を明らかにする必要があ� �。上記の関係についての調査結果を十分に� �積し、これらの調査結果を用いてデータフ� �ッティングを行った凝固過程の解析を実施� �ることにより、凝固速度を予測することが� �きる。

 また、第4発明における鋳造速度の調整は 、上記の成分組成や鋳造温度といった凝固速 度への影響因子の有意な変化を認識する度に 行うことが、凝固末期冷却帯内に適正な中心 部固相率の鋳片を精度良く納める観点から好 ましい。具体的には、例えば、溶鋼の成分組 成としては、ヒート毎(取鍋毎)の精錬最終段� ��における分析値を用い、鋳造温度としては� ��鋳造量30~50トン(t)毎のタンディッシュ内に� �ける溶鋼温度測定値を用いるなどのように� �影響因子の有意な変化を認識する度に行う� �とが好ましい。

 2-5.第5発明
 第5発明は、第1発明~第4発明において、凝固 末期冷却帯の入口から上流側に2mを超える位� ��で、鋳片の二次冷却を終了する連続鋳造方� ��である。

 凝固末期冷却帯の入口から上流側に2mを� �える位置で鋳片の二次冷却を終了するのが� �ましい理由は、上記の位置で二次冷却を終� �することが、鋳片の表面温度を均一化して� �固末期冷却の効果を高める上で望ましいか� �である。さらに好ましくは、凝固末期冷却� �の入口から上流側に5m以上の位置で二次冷却 を終了するのがよい。

 上記のとおり、鋳型への溶鋼の供給から� ��次冷却、そして凝固末期冷却を経て鋳片切� ��に到るまでの間の種々の条件を適正化して� ��業することにより、凝固末期冷却によるセ� ��ターポロシティの低減効果を高め、かつ、� ��続鋳造操業を安定化させることができる。

 (実施例)
 本発明の連続鋳造方法の効果を確認するた� ��、下記の鋳造試験を行い、その結果を評価� ��た。本発明例ならびに比較例についての試� ��条件および試験結果を表1に、また、各鋳造 試験に用いた溶鋼の成分組成を表2に示した� �

 溶鋼の組成には、実際のヒート毎にばら� ��きが存在するため、表2においては、鋼組成 は各成分毎のばらつきの範囲により表示した 。

 試験番号Aは、本発明例についての試験で あり、本発明で規定する各条件を全て満たし ているので、鋳片中心部のセンターポロシテ ィが少ない鋳片を得ることのできる試験であ る。

 鋳造条件は、鋳造温度、つまり溶鋼の過� ��度(タンディッシュ内溶鋼温度-鋼の液相線� �度)を35~60℃とし、鋳造の定常部における鋳� �速度を平均2.7m/minとした。試験番号Aにおい� �は、鋳片中心部の固相率が0.3~0.99までの領域 が凝固末期冷却帯内に納まるように、溶鋼の 成分組成および鋳造温度に応じて、±0.1m/min� �鋳造速度の範囲を、0.01m/min刻みで調整した� �

 その結果、試験番号Aでは、安定操業下に おいて鋳片中心部におけるポロシティの発生 を確実に低減させ、高い信頼性のもとに鋳片 の内質を改善することができた。このように して鋳造されたビレットを用いてシームレス パイプを製造し、その内面性状を調査したと ころ、内面疵の発生率が0.1%という極めて良� �な成績が得られた。

 ここで、内面疵の発生率は、パイプ内面� ��目視検査により不適合と判断されたパイプ� ��数を、目視検査を行った総パイプ総本数に� ��り除して、これを百分率とすることにより� ��めた。

 それに対して、試験番号Bは、第1発明で� �定する範囲を外れた比較例についての試験� �ある。試験番号Bでは、浸漬ノズルを用いな� ��オープン給湯方式を採用しており、渦流式� ��鋳型内湯面レベルセンサを適用できないこ� ��から、鋳型内湯面レベルの変動が大きくな� ��、凝固シェルの成長が不安定となった。さ� ��に、試験番号Bは鋳造速度を鋼種毎に予め定 めているに過ぎないので、ヒート毎の溶鋼成 分組成の変動や鋳造温度の変動が凝固シェル の成長速度に及ぼす影響を鋳造速度の調整に 反映できていない。

 その結果、試験番号Bでは、上記の不安定 でかつ不確定な要素に起因して、鋳片中心部 のセンターポロシティの低減効果が損なわれ たのに加えて、操業が不安定となり、頻繁に 凝固シェルの破れ(ブレークアウト)が発生し� ��。また、鋳造されたビレットを用いてシー� ��レスパイプを製造し、その内面性状を調査� ��た結果、内面疵の発生率が7%という劣った� �果となった。

 試験番号Cは、ビレットの横断面積が大き すぎて、本発明で規定する条件を満たさず、 本発明の連続鋳造方法に適さない比較例の試 験である。試験番号Cでは、凝固末期冷却に� �るポロシティの低減技術を適用していない� �で、鋳片中心部に大きなセンターポロシテ� �が発生した。