(57)【要約】      （修正有）【課題】７８０ＭＰａ程度以上のハイテン鋼を連続鋳造して製造するに際し、熱間圧延の加熱炉内で発生する置き割れを防止することのできる、鋳片の置き割れ防止方法を提供する。【解決手段】連続鋳造鋳片を連続鋳造機機端で鋳片切断したのちに、表面温度が３５０℃以下とならない条件で、鋳片を加熱して厚み圧下を行い、鋼成分から算出されるＣEQをｘ、圧下比をｙとし、圧下比ｙが下記（１）式を満足する範囲となるように圧下する。ｙ≧０．７１４３ｘ＋０．８５７１（１）【選択図】図１
2020066007.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０３〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｔ．Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜１％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物成分からなり、下記（３）式で規定するＣEQが０．３０以上である連続鋳造鋳片を、
連続鋳造機機端で鋳片切断したのちに、表面温度が３５０℃以下とならない条件で、当該鋳片を加熱して厚み圧下を行い、圧下比を下記（２）式で規定するｙとし、下記（３）式で規定する鋼のＣEQをｘとしたとき、下記（１）式を満足する範囲となるように圧下し、その後に当該鋳片を加熱、熱延することを特徴とする鋳片の置き割れ防止方法。
ｙ≧０．７１４３ｘ＋０．８５７１                                  （１）
ｙ＝（連続鋳造まま鋳片厚み（ｍｍ））／（圧下後鋳片厚み（ｍｍ））      （２）
ｘ＝ＣEQ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）            （３）
ただし、（３）式において、元素記号は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
前記連続鋳造鋳片はさらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．００３〜０．３％
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１に記載の鋳片の置き割れ防止方法。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ：０．００１〜０．３０％、
の１種または２種を含有していることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の鋳片の置き割れ防止方法。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
の１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋳片の置き割れ防止方法。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％、
を含有していることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋳片の置き割れ防止方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、７８０ＭＰａ以上のハイテン鋼を連続鋳造した後熱間圧延して製造するに際し、熱間圧延の加熱炉内で発生する鋳片の置き割れを防止することのできる、鋳片の置き割れ防止方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車用の構造部材、もしくは一般的な構造用部材等に用いられるハイテン鋼においては、高強度高加工性が求められる。こうした高強度のハイテン鋼は、鋳片段階で脆性を示すことが多いため、鋳片の内部、あるいは鋳片表面において鋳片欠陥が存在すると、表面割れ、鋳片割れ、鋳片折損等を起し、歩留、生産性を低下させ、製造コストが大きくなることに繋がっている。特に、７８０ＭＰａ以上のハイテン鋼を連続鋳造して製造する際においては、後工程である熱間圧延のため加熱炉に装入したときに加熱炉内で鋳片が折損したり、折損にまでは至らなくても鋳片内部に割れを生じる、いわゆる置き割れが発生する場合がある。こうしたハイテン鋼の鋳片の置き割れの原因として、鋳片中に脆化元素が多く含むという成分的な脆性だけではなく、連続鋳造スラブ内部のセンターポロシティが主たる原因となって、鋳片の置き割れに至っている。
【０００３】
高強度ハイテン鋼の鋳片そのものが脆化する原因は、高強度ハイテン鋼に必要な［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］等の基本元素や、必要な強度等の特性を出すために添加される合金元素の影響によるもので、このような元素がなくては必要な特性を具備する高強度ハイテン鋼を製造することが不可能である。従って、高強度ハイテン鋼の成分を変更することなく、鋳片折損等を起こす起点となる鋳片欠陥を除去、低減することが必要である。
【０００４】
現在の操業において、比較的強度が低い５９０ＭＰａクラスのハイテン鋼までは、鋳片の置き割れに至るような問題がない。しかしながら、７８０ＭＰａ以上のハイテン鋼は、必要な強度等の特性上、脆化元素を多く添加する成分系となっており、連鋳機を出てからのち、マシンスカーファー、グラインダー手入れや冷却する置場等の熱履歴を経て、その後の圧延工程前の加熱炉に持ち込まれた段階で初めて発現する鋳片の置き割れが大きな課題として顕在化している。
【０００５】
鋳片の置き割れの原因となるセンターポロシティを低減する技術として、以下のような技術が提案されている。
【０００６】
特許文献１に記載の発明は、連続鋳造機後端に圧延機を設置、未凝固部を含む鋳片を圧下することで、偏析、ポロシティのない鋳片を得る方法である。連鋳機内で未凝固あるいは凝固後の鋳片を圧下してセンターポロシティを低減しようとするものであり、ポロシティを低減して鋳片折損を防止することができる。
【０００７】
特許文献２には、軸受鋼の連鋳片の置き割れ防止方法が開示されている。ブルーム連続鋳造鋳片（４０５ｍｍ×５２０ｍｍ角鋳片）を鋳造した後に、連鋳片の表面温度が６００℃以下になる前に均熱炉に装入して１１５０℃〜１２５０℃に加熱し、５０％以上の減面率で熱間圧延することにより、ポロシティが消滅し、置き割れを生じることなく室温まで冷却できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平５−２８５６１９号公報
【特許文献２】特開平９−１７００２４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１に記載の方法は、連続鋳造機内で未凝固率１８％という大きな未凝固部位が残存しているまま、圧下率２０〜３５％の大圧下をするため、連鋳機鋳型内溶鋼の湯面変動が大きくなり、鋳型内初期凝固が不安定となり、連続鋳造が安定せず、ブレークアウトに繋がる大きな操業トラブルの懸念があり、またモールドパウダーの巻き込みが大きくなり表面品位が劣位となるため、こうした方法は実現できていない。
【００１０】
特許文献２に記載の発明は、軸受鋼の連続鋳造片の置き割れ防止方法に関するものであり、連鋳片の表面温度が６００℃以下になる前に均熱炉に装入し、減面率５０％以上の圧下をかけることにより、ポロシティが消滅し、置き割れを生じることなく室温まで冷却できるとしている。しかしこの発明は、二次加工で熱処理を行い強度を出す軸受鋼で実現可能な方案である。これに対し、熱間圧延ままで使用される高強度ハイテン鋼のスラブで減面率５０％以上の圧下を行うことは、ハイテンに必要な強度を得るために熱間圧延での必要な圧下比に基づく圧延歪とハイテン鋼の組織制御、材質制御の観点から、不可能である。熱間圧延での組織制御の観点から熱間圧延前のスラブ厚みは大きければ大きいほど良く、できるだけ熱延における圧下比を担保する必要があるとされている。従って、特許文献２に記載の方法は、高強度ハイテン鋼の鋳片には適用できていない。
【００１１】
本発明は、７８０ＭＰａ程度以上のハイテン鋼を連続鋳造して製造するに際し、熱間圧延の加熱炉内で発生する置き割れを防止することのできる、鋳片の置き割れ防止方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
即ち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０３〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔ．Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物成分からなり、下記（３）式で規定するＣEQが０．３０以上である連続鋳造鋳片を、
連続鋳造機機端で鋳片切断したのちに、表面温度が３５０℃以下とならない条件で、当該鋳片を加熱して厚み圧下を行い、圧下比を下記（２）式で規定するｙとし、下記（３）式で規定する鋼のＣEQをｘとしたとき、下記（１）式を満足する範囲となるように圧下し、その後に当該鋳片を加熱、熱延することを特徴とする鋳片の置き割れ防止方法。
ｙ≧０．７１４３ｘ＋０．８５７１                                （１）
ｙ＝（連続鋳造まま鋳片厚み（ｍｍ））／（圧下後鋳片厚み（ｍｍ））      （２）
ｘ＝ＣEQ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）            （３）
ただし、（３）式において、元素記号は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）前記連続鋳造鋳片はさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％の１種または２種以上を含有していることを特徴とする上記（１）に記載の鋳片の置き割れ防止方法。
（３）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％の１種または２種を含有していることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の鋳片の置き割れ防止方法。
（４）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、の１種または２種以上を含有していることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１つに記載の鋳片の置き割れ防止方法。
（５）さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０１％を含有していることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１つに記載の鋳片の置き割れ防止方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明は、７８０ＭＰａ程度以上のハイテン鋼を連続鋳造して製造するに際し、連続鋳造機機端で鋳片切断したのちに、表面温度が３５０℃以下とならない条件で鋳片を加熱して厚み圧下を行い、圧下比が前記（１）式を満足する範囲となるように圧下することにより、熱間圧延の加熱炉内で発生する置き割れを防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】連続鋳造後に表面温度が３５０℃以下とならない条件で鋳片を加熱して厚み圧下を行った際の、ＣEQと圧下比の関係において、鋳片の置き割れ発生の有無の限界を示す図である。
【図２】連続鋳造後に表面温度が３５０℃以下とならない条件で鋳片を加熱して厚み圧下を行った際の、ＣEQとポロシティ径の関係において、鋳片の置き割れ発生の有無の境界を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明の目的は、前述のとおり７８０ＭＰａ程度以上のハイテン鋼を連続鋳造して製造した連続鋳造鋳片を加熱圧延する熱間圧延に際して、加熱炉内で発生する置き割れを防止することにある。まず、対象とする連続鋳造鋳片の成分組成と成分を限定した理由について説明する。以下、特に断らない限り、％は質量％を意味する。
【００１６】
（Ｃ：０．０３〜０．３０％）
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３％が必要である。しかし、このＣが過剰に含まれ０．３０％を超えると、加工性ならびに溶接性が劣化する。そのために、本発明においては、Ｃの濃度を０．３０％以下とする。
【００１７】
（Ｓｉ：０．０３〜３．０％）
Ｓｉは主要な脱酸元素の一つであり、オーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制する粒径を微細化させる機能を担う。ベイナイト組織の生成に対しても有効であるため、伸びを大きく損なうことなく強度を向上できる。そのために、Ｓｉを０．０３％以上添加する必要がある。本発明においては、Ｓｉの下限を０．０３％とした。これに対して、Ｓｉの濃度が高すぎると、靭性が極端に悪くなるため、本発明においては、Ｓｉの上限を３．０％とした。
【００１８】
（Ｍｎ：０．２〜３．０％）
Ｍｎは、Ｃ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、このＭｎを０．２％以上は含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを、３．０％を超えて含有させるとＭｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性や母材靭性も劣化するのでこのＭｎの上限を３．０％とする。
【００１９】
（Ｐ：０．００５〜０．０５％）
ＰはＦｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として作用する点において有効である。しかし、このＰ濃度が０．０５％を超えると、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させ、加工性の劣化を引き起こす原因にもなりえるため、上限を０．０５％とする。また固溶強化の必要がなければＰを添加する必要はないものの不可避的不純物として含み、Ｐの濃度を０．００５％未満とするにはコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点から０．００５％を下限とする。
【００２０】
（Ｔ．Ｏ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｔ．Ｏ（全酸素量）は、不純物として酸化物を形成する。Ｔ．Ｏが高すぎる場合、主としてＡｌ2Ｏ3系介在物が増大し、系の酸素ポテンシャルを極小にすることができなくなり、靭延性が極端に悪くなり、表面疵が増加するため曲げ加工性が却って悪くなる。このため、本発明においては、Ｔ．Ｏの上限を０．００５０％とした。また清浄化のためＴ．Ｏの濃度を０．０００５％未満とするにはコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点から０．０００５％を下限とする。
【００２１】
（Ｓ：０．０００１％〜０．０１％）
Ｓは、不純物として偏析して、ＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して加工性を劣化させるため、上限を０．０１％とする。一方で、二次精錬での脱硫負荷をかけすぎると脱硫コストが高くなり、コストに見合った材質が得られない。そのため、下限を０．０００１％とする。
【００２２】
（Ｎ：０．０００５〜０．０１％）
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。しかしながら、このＮは０．０１％を超えて含有すると、ＡｌやＴｉ等と粗大な析出物を生成し、加工性を劣化させる。このため、本発明においては、Ｎの濃度の上限を０．０１％とする。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満とするにはコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点から０．０００５％を下限とする。
【００２３】
（Ａｌ：０．０１％〜１％）
Ａｌは一般的には、その酸化物がクラスター化して粗大になり易く、加工性を劣化させるため極力抑制することが望ましい。しかしながら、安価な有効な脱酸元素であるため、下限は０．０１％とした。一方、ハイテンの鋼種によっては、Ｓｉを使わずＡｌで強度を出す場合もあるため、上限を１％とした。
【００２４】
以下、本発明においての、選択元素について化学成分を限定した理由について説明をする。これらの元素は選択元素であることから、添加の有無は任意であり、１種だけ加えても良く、２種以上加えてもよい。
【００２５】
（Ｃａ：０．００５％以下）
Ｃａは、ハイテンの加工性を損なうＳを固定する為に有効な元素である。一方で、Ｃａを添加せず、極低Ｓまで脱Ｓすることで、Ｃａ添加を省くこともできる。従って、下限は設けない。しかし、Ｃａを多量に含有させても効果は飽和し、かえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００５％を上限とする。好ましくは０．００２〜０．００４％である。
【００２６】
（Ｔｉ：０．００３〜０．３０％）
Ｔｉは主要な脱酸元素の一つであるとともに、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化・高強度化機能を担う。コストやスケール生成の観点から、０．３％を超えて含有すると、粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成してしまい、かえって材質の劣化を招き、含有量に見合う効果が期待できない。このため、本発明においては、Ｔｉの濃度の上限を０．３％とする。ハイテン鋼の鋼種によっては、Ｔｉを添加せず、他の安価な高強度化元素、例えば、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎを使用する場合もあるが、Ｔｉ添加したときの微細化・高強度化効果を得るためには、０．００３％は必要であるので、これを下限とする。
【００２７】
Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒについて
Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｐｒは、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができる。
（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計：０．００１〜０．０１％）
Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒは脱酸とＳを固定する効果がある。そのためには、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種以上の合計濃度を０．００１％以上０．０１％以下にする必要があるため、それぞれ下限と上限を設定した。
【００２８】
Ｎｂ、Ｖについて
Ｎｂ、Ｖは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進し、靭性向上に寄与する。
【００２９】
（Ｎｂ：０．００１〜０．１０％）
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るためこのＮｂ濃度を０．００１％以上とするのが好ましい。しかし、このＮｂ濃度が０．１０％を超えて多量に含有してもかかる母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｎｂ濃度は０．１０％を上限とする。
【００３０】
（Ｖ：０．００１〜０．３０％）
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るためにはこのＶ濃度を０．００１％以上とするのが好ましい。しかし、このＶ濃度が０．３０％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｖ濃度は０．３０％を上限とする。
【００３１】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂについて
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、強度を向上し、鋼の焼き入れ性を向上する。
【００３２】
（Ｃｕ：０．１〜２％）
Ｃｕは、フェライトの析出強化やさらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには０．１％以上添加することが好ましい。しかし、このＣｕの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、２％を上限とする。
【００３３】
（Ｎｉ：０．０５〜１％）
Ｎｉは、フェライトの固溶強化さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、このＮｉの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、１％を上限とする。
【００３４】
（Ｃｒ：０．０１〜１．０％）
Ｃｒは、さらに鋼板の強度を確保する効果を得るためには０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、このＣｒの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、１．０％を上限とする。
【００３５】
（Ｍｏ：０．０１〜０．４％）
Ｍｏは、さらに鋼板の強度を確保する効果を得るためには０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、このＭｏの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．４％を上限とする。
【００３６】
（Ｂ：０．０００３〜０．００５０％）
Ｂは、さらに粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、これらの効果を得るためには０．０００３％以上添加することが好ましい。しかし、このＢは０．００５０％を超えて多量に含有させてもその効果は飽和し、かえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００５０％を上限とする。
【００３７】
Ｚｒについて
Ｚｒは、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができる。
（Ｚｒ：０．００１〜０．０１％）
Ｚｒは、上述した硫化物を球状化して母材の靭性を改善する効果を得るためには０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、このＺｒの多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．０１％を上限とする。
【００３８】
前述のとおり、本発明が解決しようとする鋳片の置き割れは、当該鋳片を熱間圧延して製造する鋼板が７８０ＭＰａ程度以上の強度を有するハイテン鋼において発生することが特徴である。そこで、置き割れが発生する鋳片の成分組成について評価したところ、上記本発明の各成分の含有量範囲を満たすとともに、さらに下記（３）式で規定するＣEQが０．３０以上の成分組成において、鋳片の置き割れが発生し易いことが判明した。そこで本発明では、（３）式のＣEQが０．３０以上となる連続鋳造鋳片を対象とすることとした。ＣEQが０．３５以上であると本発明の効果がより顕著に表れる。
ｘ＝ＣEQ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）            （３）
ただし、（３）式において、元素記号は当該元素の含有量（質量％）を意味する。また、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは選択添加元素であるため、これら元素を添加しない場合には、（３）式の当該元素の値を０とする。
【００３９】
本発明が対象とする鋳片の置き割れの原因として、鋳片中に脆化元素が多く含まれるという成分的な原因とともに、連続鋳造スラブの内部でのセンターポロシティが主たる原因となっていることをもとに、置き割れ防止方法についての検討を行った。まず、連続鋳造後の鋳片表面温度が常温まで低下する前の段階で、鋳片を加熱し、圧延することにより、センターポロシティを小さくし、これによって、その後に常温まで冷却して、その後の熱間圧延のための加熱炉に装入しても、置き割れが発生しないか、検討を行った。熱間圧延前に行う圧延を、通常に行う熱間圧延と区別するため、以下「連鋳後圧延」ともいう。
【００４０】
まず、計算機シミュレーションにより、鋳片のポロシティを基点として鋳片内部に割れが伝搬する状況を明らかにした。連続鋳造後の鋳片を様々な温度まで冷却し、その後に加熱炉に装入した場合のポロシティに働く引っ張り応力を有限要素法で求めた。その結果、連続鋳造後に鋳片が冷却するに際しての鋳片の表面温度が３５０℃未満となるときに、その後の加熱時にポロシティに大きな引っ張り応力が働くことが分かった。また、実験で、表面温度を変化させたときの鋳片割れ有りなしの結果ともよく一致することが分かった。即ち、鋳片表面温度が３５０℃未満まで冷却した後に加熱して連鋳後圧延を行おうとしても、当該加熱中に鋳片の置き割れが発生してしまうことがわかった。それに対して、鋳片表面温度が３５０℃未満まで低下する前に加熱して連鋳後圧延を行った場合には、連鋳後圧延の前の加熱においても鋳片の置き割れは発生せず、さらに鋳片成分によって定まる所定の圧下比で連鋳後圧延を行うことにより、連鋳後圧延の後に鋳片を常温まで冷却し、その後、熱間圧延のために加熱炉に装入しても、鋳片の置き割れを防止できることが判明した。
【００４１】
次に、実際の連続鋳造鋳片を用いて、加熱圧延試験を実施した。鋳片成分のＣEQが０．３０〜０．８５にある種々の成分の鋳片を準備し、連続鋳造後に３５０℃未満まで温度が低下する前に加熱炉に装入して鋳片を１０００〜１１５０℃に加熱し、種々の圧下比で連鋳後圧延を行った。その後に鋳片を常温まで冷却し、熱間圧延のための加熱炉に装入し、置き割れの発生有無を評価した。ＣEQを横軸、圧下比を縦軸として、結果を図１に示す。図１において、「×」は置き割れが発生し、「●」は置き割れが発生しなかったことを意味する。図１から明らかなように、ＣEQの値によって、置き割れが防止できる限界圧下比（連鋳後圧延）が異なることがわかった。（３）式のようにｘ＝ＣEQとし、前記（２）式のように圧下比ｙを定めたところ、図１から、下記（１）式が満足するように圧下比を定めることにより、鋳片の置き割れを防止できることが分かった。連続鋳造後に３５０℃未満まで温度を低下した後に加熱して連鋳後圧延を行った場合には、鋳片の置き割れが防止できないことも判明した。
ｙ≧０．７１４３ｘ＋０．８５７１                    （１）
【００４２】
連鋳後圧延における圧下比が大きすぎると、圧下力が非常に大きくなり設備コストが大きい。本発明が対象とする鋼はスラブ連続鋳造であるからなおさらである。また、連鋳後圧延の後に行う、熱間圧延での組織制御の観点から熱間圧延入側のスラブ厚みは大きければ大きいほど良い。連鋳後圧延で大きな圧下比で圧下を行った場合は、その後の熱間圧延でのスラブ厚みを確保することができなくなるので好ましくない。従って、本発明の連鋳後圧延における圧下比は、多くても１．６以下とすると好ましい。
【００４３】
以上の実験研究で、本発明の領域を満たすＣEQに応じた圧下比で厚み圧下することで、鋳片の置き割れを防止できることが明らかになった。すなわち、ＣEQ（＝ｘ）に応じて上記（１）式右辺で定まる以上の圧下比ｙで厚み圧下することで、鋳片の置き割れ防止を実現できることを見出した。本発明の領域を満たすことで、次工程の熱間圧延工程に運ばれるときに、あらゆる熱履歴をとっても、すなわち、連鋳後圧延で必要な圧下をした後に、冷却されて常温まで冷やされても、あるいは冷却されずに熱片のまま、次工程熱延の加熱炉に再装入されて熱間圧延されても、鋳片の置き割れは発生しない。
【００４４】
上記の図１に示す連鋳後圧延を行った試験において、連鋳後圧延の後に鋳片を冷却し、各鋳片から、各３断面ずつカットサンプルを切断、採取し、研磨して鋳片の内部に存在するポロシティ径をＦＥ−ＳＥＭで調査した。（３）式のＣEQを横軸、測定したポロシティ径を縦軸として、結果を図２に示す。図２において、「×」は置き割れが発生し、「●」は置き割れが発生しなかったことを意味する。×と●の境界におけるポロシティ径を限界ポロシティ径とすると、ＣEQが高くなるほど、限界ポロシティ径が小さくなっていることがわかる。
【００４５】
以上から、高強度ハイテンの強度・靭性の指標としてのＣEQと、鋳片内部の限界ポロシティ径と、ポロシティに働く引張力とのバランスが重要であり、これらを関係付けることに着目したことにより、図２に示すようにＣEQに対する限界ポロシティ径を実験結果から見極めることができた。この図に従って、高強度ハイテン鋼のＣEQに応じて、ポロシティ径を小さくすることで、鋳片折損を発生させる原因となるポロシティを起点とした亀裂の発生を抑制できることを知見した。
【００４６】
付言すると、高強度ハイテン鋼のスラブが加熱炉内で鋳片折損する現象は、鋳片内部に存在するポロシティに、加熱炉内で発生する引張応力が働くことによるものであるといえる。このとき、内部に存在するポロシティ径が大きければ大きいほど、ポロシティの周囲に働く引張力が大きくなる。この引張力に、ハイテン鋼鋳片の靭性が耐えることができるかどうかで、鋳片折損するかどうかが決まっている。ハイテン鋼鋳片の靭性は、鋼種成分のＣEQによって決まるそれぞれの鋼種固有のものである。従って、そこから耐えられる引張力の上限が決まり、次にポロシティの最大径（限界ポロシティ径）が決まる。本発明においては、これらを全て実験的に明らかにすることができた。
【００４７】
ここで、鋳片表面温度が３５０℃を切らないようにして、加熱炉に装入する理由についてあらためて説明する。鋳片を冷却していくと、鋳片の表面から冷えていき、内部は熱い状態となる。表面は収縮しようとし、内部に圧縮力がかかる。この後加熱炉に装入すると今度は表面温度の方が高くなり、表面は膨張するため、内部に引張力がかかる。表面温度の冷却到達温度が低いほど、再加熱時に鋳片内部にかかる引張力が大きくなり、鋳片内部のポロシティの周囲に亀裂が生じ、これが鋳片置き割れの起点となる。シミュレーション結果及び一般鋼における実験結果として、表面温度が３５０℃を切らないように加熱炉に装入することで、鋳片内部のポロシティの周囲の亀裂の発生を抑制することを見出し、本発明の必要条件とした。ただし、本発明における高強度ハイテン鋼においては、この条件は必要十分な条件ではないため、本発明における連鋳後圧下が必要となる。連続鋳造鋳片として切断された後に、マシンスカーファーや、グラインダーで手入れする場合もある。その際、本発明では、表面温度が３５０℃以下とならない条件で、当該鋳片を再加熱することを必要条件とした。なお、連鋳後圧延の加熱前の鋳片表面温度の目標値をあまりに高くしすぎると、連続鋳造後の鋳片切断から連鋳後圧延の加熱炉装入までの時間余裕が少なくなりすぎるので好ましくない。連鋳後圧延の加熱前の鋳片表面温度の目標値は、３５０℃以上であって、７００℃以下程度とすると好ましい。６００℃未満とするとより好ましい。
【００４８】
本発明の実施の形態について説明する。
前述の成分組成を有する連続鋳造鋳片を製造するに際しては、転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭した溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行う。Ｓについては、必要なＳ上限まで二次精錬工程で脱硫を行う。Ａｌやその他、必要な合金を添加して成分調整を行う。このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造することができる。
【００４９】
連続鋳造については、２５０ｍｍ〜３００ｍｍ厚みのスラブ連続鋳造で実施する。鋳造速度は０．７０〜１．８ｍ／ｍｉｎで連続鋳造する。その後、連続鋳造鋳片を所定長さに切断して、表面温度が３５０℃を切らないようにして、加熱炉に装入する。加熱炉では１０００〜１２５０℃程度で３０分から５０分程度再加熱し、圧延機を用いて鋳片厚みを熱間圧延（連鋳後圧延）する。巾圧下をしてもよい。加熱炉での加熱温度を１０００℃以上とするのは一旦オーステナイト相とするとともに温度が低すぎると連鋳後圧延時の負荷が大きくなり過ぎるためである。１２５０℃以下とするのはスケールの生成が多くなり歩留りが下がることを抑制するためである。加熱時間を３０分以上とするのはスラブを均一に加熱するためである。５０分以下とするのはスケールの生成量が多くなることを抑制するためである。
【実施例】
【００５０】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
表１の鋼１〜鋼１４に示す化学成分の溶鋼を、転炉で吹錬して脱炭し、更に真空脱ガス装置ＲＨを用いて脱炭した溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行った。Ｓについては、必要なＳ上限まで二次精錬工程で脱硫を行った。Ａｌやその他、必要な合金を添加して成分調整を行った。
【００５１】
このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造した。連続鋳造については、厚み２５０ｍｍ、もしくは３００ｍｍ、幅１５００ｍｍ〜２０００ｍｍのサイズの鋳型を用い、０．７０〜１．８ｍ／ｍｉｎの鋳造速度で実施した。その後、連続鋳造鋳片を所定長さに切断し、表面温度が所定の温度となるまで冷却し、加熱炉にて鋳片を加熱し、連鋳後圧延を実施した。鋼成分（鋼Ｎｏ．）、連鋳後圧延条件及び結果を表２、表３に示す。
【００５２】
【表１】
2020066007.tif 000003
【００５３】
【表２】
2020066007.tif 000004
【００５４】
【表３】
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【００５５】
表２に示す試番１−２８までは、鋼１〜鋼１４を用い、表面温度が３５０℃以下とならないようにして、加熱炉に装入した。表３に示す試番２９−４２までは、表面温度が３５０℃以下となった後、加熱炉に装入した。加熱炉では１０００〜１１５０℃で３０分から５０分再加熱した。
【００５６】
表２に記載の試番１−２８は、熱間圧延装置を用いて鋳片厚みを熱間圧延（連鋳後圧延）を行った。本発明実施例（本発明１〜本発明１４）では、連鋳後圧延の圧下比を、ＣEQに応じて求めた（１）式右辺で算出される必要圧下比よりも高い圧下比で熱間圧延した。表２に記載の比較例（比較例１〜比較例１４）では、（１）式右辺で算出される必要圧下比よりも低い圧下比で熱間圧延した。
【００５７】
各鋳片の各３断面ずつカットサンプルを切断、採取し、研磨して鋳片の内部に存在するポロシティ径をＦＥ−ＳＥＭで調査し、最大ポロシティ径とした。各鋳片の残りの部分はそのまま、一旦常温まで冷却し、次工程の熱延前の加熱炉に装入し、所定の加熱の後、取り出して鋳片置き割れの有無を詳細に確認した。５本確認して、１本以上置き割れが発生したときは鋳片置き割れ有りとした。
【００５８】
表３に記載の試番２９−４２（比較例１５〜比較例２８）は、連鋳後圧延前の加熱炉内で置き割れを生じていたため、連鋳後圧延は実施しなかった。置き割れ発生の有無の判定は、試番１−２８と同じ条件で行った。また、ポロシティ径の調査は、連鋳後圧延を実施しない状態で、試番１−２８と同じ方法で実施した。
【００５９】
本発明の連鋳後圧延において、３５０℃未満まで冷却せずに加熱炉に装入し、かつ計算された必要圧下比以上の実験圧下比を得られたものは、全ての条件で置き割れが発生しなかった。一方で、表２の比較例１〜比較例１４では、計算された必要圧下比に満たない圧下を行った結果、全ての条件で置き割れが確認された。また表３の比較例１５〜比較例２８については、鋳片表面温度が３５０℃以下まで温度低下してから加熱炉に装入しているため、全ての条件で連鋳後圧延前の加熱炉内で置き割れが確認された。
【図１】
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【図２】
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