(57)【要約】【課題】延性−脆性遷移温度が１６０℃以上であるスラブ鋳片を常温に至るまで冷却する工程を含むことを前提として、スラブ鋳片の割れを防止する技術を提供する。【解決手段】延性−脆性遷移温度が１６０℃以上となる、連続鋳造によって鋳造されたスラブ鋳片を常温に至るまで冷却するに際し、上記スラブ鋳片の表面温度が前記の延性−脆性遷移温度を下回る前に、上記スラブ鋳片に対し、圧下後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］が１４０を下回らないように圧下率Ｒ＝０．１以上で圧下を加え、圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を７０以下とすることとする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭素含有量Ｃ［ｗｔ％］を０．０７〜０．６０とし、
ケイ素含有量Ｓｉ［ｗｔ％］を０．１〜３．０とし、
マンガン含有量Ｍｎ［ｗｔ％］を０．５〜６．０とし、
燐含有量Ｐ［ｗｔ％］を０．１５以下（ただし、０を含まない。）とし、
硫黄含有量Ｓ［ｗｔ％］を０．０２以下（ただし、０を含まない。）とし、
溶融アルミニウムｓｏｌ−Ａｌ［ｗｔ％］を０．０１〜３とし、
銅含有量Ｃｕ［ｗｔ％］を０．５以下（ただし、０を含む。）とし、
ニッケル含有量Ｎｉ［ｗｔ％］を０．５以下（ただし、０を含む。）とし、
クロム含有量Ｃｒ［ｗｔ％］を１．０以下（ただし、０を含む。）とし、
モリブデンＭｏ［ｗｔ％］を１．０以下（ただし、０を含む。）とし、
ニオブＮｂ［ｗｔ％］を０．１以下（ただし、０を含む。）とし、
チタンＴｉ［ｗｔ％］を０．１以下（ただし、０を含まない。）とし、
残部が鉄Ｆｅ及び不可避不純物から成り、
延性−脆性遷移温度が１６０℃以上となる、
連続鋳造によって鋳造されたスラブ鋳片を常温に至るまで冷却するに際し、
上記スラブ鋳片の表面温度が前記の延性−脆性遷移温度を下回る前に、上記スラブ鋳片に対し、圧下後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］が１４０を下回らないように圧下率Ｒ＝０．１以上で圧下を加え、
圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を７０以下とする、
ことを特徴とする、スラブ鋳片の冷却時における鋳片取扱方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、スラブ鋳片の冷却時における鋳片取扱方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
この種の技術として特許文献１は、高張力鋼の連鋳片の割れ防止方法を開示している。この文献１によれば、冷却に際して１５０℃を下回った途端に延性から脆性に移行するような高張力鋼であっても、適切な温度管理下におけば、常温に至るまで冷却しても、割れを防止することができるとされる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００７−８３２７４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
確かに、上記文献１のように延性−脆性遷移温度が１５０℃前後である場合は上記の適切な温度管理だけで割れを回避することができたが、例えばＣｕやＣｒ、Ｔｉなどといった成分を添加した結果、延性−脆性遷移温度が１６０℃以上となった場合は上記の温度管理だけではどうやっても割れを回避することができなかった。これは延性から脆性に切り替わった時点から常温に至るまでに新たに発生した熱応力が前者に比べて大きくなるからと考えられる。
【０００５】
本発明は斯かる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、延性−脆性遷移温度が１６０℃以上であるスラブ鋳片を常温に至るまで冷却する工程を含むことを前提として、スラブ鋳片の割れを防止する技術を提供することにある。
【課題を解決するための手段及び効果】
【０００６】
本発明の解決しようとする課題は以上の如くであり、次にこの課題を解決するための手段とその効果を説明する。
【０００７】
本願発明の観点によれば、炭素含有量Ｃ［ｗｔ％］を０．０７〜０．６０とし、ケイ素含有量Ｓｉ［ｗｔ％］を０．１〜３．０とし、マンガン含有量Ｍｎ［ｗｔ％］を０．５〜６．０とし、燐含有量Ｐ［ｗｔ％］を０．１５以下（ただし、０を含まない。）とし、硫黄含有量Ｓ［ｗｔ％］を０．０２以下（ただし、０を含まない。）とし、溶融アルミニウムｓｏｌ−Ａｌ［ｗｔ％］を０．０１〜３とし、銅含有量Ｃｕ［ｗｔ％］を０．５以下（ただし、０を含む。）とし、ニッケル含有量Ｎｉ［ｗｔ％］を０．５以下（ただし、０を含む。）とし、クロム含有量Ｃｒ［ｗｔ％］を１．０以下（ただし、０を含む。）とし、モリブデンＭｏ［ｗｔ％］を１．０以下（ただし、０を含む。）とし、ニオブＮｂ［ｗｔ％］を０．１以下（ただし、０を含む。）とし、チタンＴｉ［ｗｔ％］を０．１以下（ただし、０を含まない。）とし、残部が鉄Ｆｅ及び不可避不純物から成り、延性−脆性遷移温度が１６０℃以上となる、連続鋳造によって鋳造されたスラブ鋳片を常温に至るまで冷却するに際し、上記スラブ鋳片の表面温度が前記の延性−脆性遷移温度を下回る前に、上記スラブ鋳片に対し、圧下後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］が１４０を下回らないように圧下率Ｒ＝０．１以上で圧下を加え、圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を７０以下とすることとする。以上の方法によれば、スラブ鋳片の割れを防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】スラブ鋳片の割れの一例を示す写真
【図２】図１に示すスラブ鋳片の破面を示す写真
【図３】延性−脆性遷移温度を説明するためのグラフ
【図４】スラブ鋼片（又はスラブ鋳片）の表面温度の測定方法の説明図
【図５】スラブ鋼片（又はスラブ鋳片）の表面温度の測定方法の説明図
【図６】スラブ鋳片（又はスラブ鋳片）の折損の写真
【図７】スラブ鋳片（又はスラブ鋳片）の開口割れの写真
【図８】スラブ鋳片（又はスラブ鋳片）の微細な表面疵の写真
【図９】スラブ鋳片（又はスラブ鋳片）の四周部の割れの写真
【図１０】薄板圧延時における穴あきの写真
【図１１】溶接割れ感受性指数Ｐｃｍと、シャルピー試験による延性−脆性遷移温度と、の関係を示すグラフ
【図１２】再熱割れ感受性指数Ｐｓｒと、シャルピー試験による延性−脆性遷移温度と、の関係を示すグラフ
【図１３】ＨＡＺ粗粒域延性指標ＣＥと、シャルピー試験による延性−脆性遷移温度と、の関係を示すグラフ
【図１４】延性−脆性遷移温度（推定値）と、シャルピー試験による延性−脆性遷移温度（実測値）と、の関係を示すグラフ
【発明を実施するための形態】
【０００９】
（本願が対象としている鋼種）
一般に、連続鋳造設備によって連続鋳造されたスラブ鋳片を常温に至るまで冷却すると、スラブ鋳片は熱応力によって例えば図１に示すように破断してしまう場合がある。図２は、上記破断によって現れた破面を示している。図２に示すように、この破面には、脆性破面と延性破面が混在することがあり、この混在の割合は図３に示すように温度に応じて遷移することが知られている。図３のグラフはＪＩＳ  Ｚ  ２４２２で規格化されたシャルピー試験の試験結果を示すものであり、横軸はシャルピー試験時における試験片の表面温度を示し、縦軸はシャルピー試験によって得られた破面における延性破面の面積割合を示す。図中の黒塗り丸プロットも白抜き三角プロットも何れも合金鋼であって所謂高張力鋼と称されるものを試験片とした。そして、図３に示すように鋼種によって延性破面率が遷移する温度が異なるので、この特性を指標化すべく一般に延性−脆性遷移温度なるものが利用されている。この延性−脆性遷移温度とは、ＪＩＳ  Ｚ  ２４２２で規格化された上記のシャルピー試験において、延性破面率が５０％となるときの試験片の表面温度を意味する。従って、図３の黒塗り丸プロットで示す鋼種の延性−脆性遷移温度は１６０℃であり、白塗り三角プロットで示す鋼種の延性−脆性遷移温度は３２５℃である。本願が対象としている鋼種は、この延性−脆性遷移温度が１６０℃以上となるものに限られる。というのは、延性−脆性遷移温度が１６０℃を下回るような鋼種については、特開２００７−８３２７４号公報に記載の公知の技術で割れ対策を達成できるからである。なお、上述した延性−脆性遷移温度は、例えば６００〜８００℃付近にも存在するが、本願が対象としている延性−脆性遷移温度は、一般に、０〜４００℃の間に存在するものである。
【００１０】
（本願が対象としている操業）
周知の通り、連続鋳造設備の鋳造経路に着目すると、湾曲型連続鋳造設備と垂直曲げ型連続鋳造設備なるものがある。前者は、鋳型から鋳造経路に沿って、円弧経路部と矯正経路部、水平経路部を有するものであり、後者は、上記円弧経路部の上流に垂直経路部を設け、溶鋼中の介在物浮上を図ったものである。また、連続鋳造設備の鋳造する鋳片の断面形状に着目すると、断面形状のアスペクト比が２以上であるスラブと２以下のブルーム、更に、断面形状が正方形であるビレットなるものがある。本願が対象としている操業は、鋳造経路に関して言えば湾曲型連続鋳造設備と垂直曲げ型連続鋳造設備の両方であり、鋳片の断面形状に関して言えばスラブに限られる。
【００１１】
なお、本願は、一旦常温に至るまで冷却する必要があるスラブ鋳片を対象とするものなので、鋳造後、熱間のまま最終的な圧延まで実施する造塊（インゴット）は本願の対象外である。同様に、一旦常温に至るまで冷却することのない所謂ＨＤＲ（Ｈｏｔ  Ｄｉｒｅｃｔ  Ｒｏｌｌ）やＨＣＲ（Ｈｏｔ  Ｃｈａｒｇｅ  Ｒｏｌｌ）も本願の対象外である。
【００１２】
以下、本願発明の実施形態を説明する。
（１）スラブ鋳片の連続鋳造工程
上記の湾曲型連続鋳造設備或いは垂直曲げ型連続鋳造設備を用いて、下記の鋼種成分に関する条件（ａ）〜（ｍ）を満足すると共に延性−脆性遷移温度が１６０℃以上となる鋼種を連続鋳造し、連続的に鋳造されたスラブ鋳片は所定の長さ（例えば、１２．５メートル前後）に切り分けておく。上記の条件を満足する鋼種としては、例えば、高張力鋼などの合金鋼が挙げられる。
（ａ）炭素含有量Ｃ［ｗｔ％］：０．０７〜０．６０
（ｂ）ケイ素含有量Ｓｉ［ｗｔ％］：０．１〜３．０
（ｃ）マンガン含有量Ｍｎ［ｗｔ％］：０．５〜６．０
（ｄ）燐含有量Ｐ［ｗｔ％］：０．１５以下（ただし、０を含まない。）
（ｅ）硫黄含有量Ｓ［ｗｔ％］：０．０２以下（ただし、０を含まない。）
（ｆ）溶融アルミニウムｓｏｌ−Ａｌ［ｗｔ％］：０．０１〜３
（ｇ）銅含有量Ｃｕ［ｗｔ％］：０．５以下（ただし、０を含む。）
（ｈ）ニッケル含有量Ｎｉ［ｗｔ％］：０．５以下（ただし、０を含む。）
（ｉ）クロム含有量Ｃｒ［ｗｔ％］：１．０以下（ただし、０を含む。）
（ｊ）モリブデンＭｏ［ｗｔ％］：１．０以下（ただし、０を含む。）
（ｋ）ニオブＮｂ［ｗｔ％］：０．１以下（ただし、０を含む。）
（ｌ）チタンＴｉ［ｗｔ％］：０．１以下（ただし、０を含まない。）
（ｍ）残部が鉄Ｆｅ及び不可避不純物
上記各鋼種成分（ａ）〜（ｍ）の技術的意義ないし詳しい説明は、本願明細書の末尾に添付するので、必要であれば適宜参照されたい。
【００１３】
（２）スラブ鋳片の圧下工程
次に、連続鋳造によって鋳造されたスラブ鋳片を常温に至るまで冷却する。このとき、スラブ鋳片の表面温度が延性−脆性遷移温度を下回るとスラブ鋳片の表層に脆化組織が生成され、冷却時に発生する熱応力によって脆化組織の結晶粒界に沿った割れが発生する。そこで、本実施形態では、上記スラブ鋳片の表面温度が前記の延性−脆性遷移温度を下回る前に、上記スラブ鋳片に対し分塊圧延設備を用いて、圧下後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］が１４０を下回らないように留意しつつ、圧下率Ｒ＝０．１以上の圧下を加えることとする。ここで、圧下率Ｒは、圧下前のスラブ鋳片の厚みをＤ１［ｍｍ］とし、圧下後のスラブ鋼片の厚みをＤ２［ｍｍ］とすると、下記式（１）により求められる。このように上記スラブ鋳片の表面温度が前記の延性−脆性遷移温度を下回る前に上記スラブ鋳片に対して適切な圧下を加えておくことで、スラブ鋳片の表層の組織が微細化され、もって、熱応力によって割れが新たに発生しても、この割れの伝播が強力に抑制され、微細な表面疵程度に抑え込むことができる。なお、微細な表面疵であれば、後述する熱延加熱炉内におけるスラブ鋼片の加熱時に発生する厚みが概ね２ｍｍ程度の酸化層からスラブ鋼片の軸芯に向かってはみ出ることがなく、また、この酸化層は何れにせよ必ず切削除去するようにしているので、結果、熱応力によって新たに発生した割れを無害化することができる。
【００１４】
【数１】
2010274300.tif 000002
【００１５】
なお、スラブ鋳片の表層の組織微細化の観点から上記の圧下率Ｒの下限を定めたが、一方で圧下の上限は加熱炉内におけるスラブ鋼片の下反り防止の観点から設けた。というのは、加熱炉内では装入されたスラブ鋼片を複数のスキッドと称する支持台で支持しているので、スキッド間ではスラブ鋼片は自重によって下反りすることとなり、この撓みが原因となって加熱後のスラブ鋼片を加熱炉から取り出せなくなる虞があり、そのような事態にならないよう、圧下後のスラブ鋼片の断面二次モーメントをある程度確保しておくのが好ましいからである。また、圧下率が大きくなると、スラブ鋼片の厚みが薄くなり、加熱炉での表面酸化による歩留りロスが大きくなる。この表面酸化による歩留りロスの抑制の観点からも、上記圧下率Ｒに上限を設けることには意義がある。
【００１６】
（３）圧下後のスラブ鋼片の冷却工程
また、スラブ鋼片を常温に至るまで冷却するに際し、上記の圧下完了時点から、圧下後のスラブ鋼片の表面温度が延性−脆性遷移温度に到達する時点までの間において、圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］は７０以下とする。ここで、「圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］」とは、上記の圧下完了時点から、圧下後のスラブ鋼片の表面温度が延性−脆性遷移温度に到達する時点までの間における、圧下後のスラブ鋼片の表面温度の温度低下量を経過した時間で割って得られる、圧下後のスラブ鋼片の表面温度の冷却の速度を意味する。また、「圧下後のスラブ鋼片の表面温度」は、図４に示すように、圧下後のスラブ鋼片をスラブ鋼片の載置場に載置した際に上面となる面の縦横中央における温度を市販の熱電対プローブなどを利用して測定するものとする。このように、圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を所定値以下に抑えることで、冷却時におけるスラブ鋼片の表層と内部の温度差による熱歪みが緩和され、もって、スラブ鋼片の割れの防止に寄与する。
【００１７】
上記のように圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を７０以下とするには、例えば、圧下後のスラブ鋼片を複数、積み重ねる方法が挙げられる。この方法による場合であっても、図５に示すように、「圧下後のスラブ鋼片の表面温度」は、圧下後のスラブ鋼片をスラブ鋼片の載置場に載置した際に上面となる面の縦横中央における温度を市販の熱電対プローブなどを利用して測定するものとする。なお、この場合、熱電対プローブは、積み重ねられるスラブ鋼片の間に挟まれることとなるので、スラブ鋼片の間に過大な隙間が空かないように極力、薄型のものを用いるとよい。また、本実施形態において、上記の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を７０以下とする方法については、特に限定せず、他には、圧下後のスラブ鋼片を保熱容器に格納しておく方法や、保熱用カバーを被せておく方法などが挙げられる。なお、仮に、圧下後のスラブ鋼片を１枚だけで載置しておく所謂放冷をすると、上記の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］は概ね９０程度になるとされる。
【００１８】
（４）圧下後のスラブ鋼片の手入れ工程
圧下後のスラブ鋼片を常温に至るまで冷却したら、次に、スラブ鋼片の表面疵（小さな割れや不純物析出物など）の有無を目視で確認し、必要に応じて、発見した表面疵の部分的な切削除去作業を行う。なお、スラブ鋼片の表面疵は、スラブ鋼片を常温（概ね１００℃）に至るまで冷却して初めて目視確認できるものである。
【００１９】
（５）手入れ後のスラブ鋼片の加熱・圧延工程
次に、上記の手入れ後のスラブ鋼片を熱延加熱炉（加熱炉と圧延機から成る。）に入れてスラブ鋼片が１２００〜１２５０℃に至るまで加熱する。そして、この加熱の際に発生したスラブ鋼片の表層の酸化層をデスケーラー等、適宜の手段で除去した上でスラブ鋼片を熱間圧延する。
【００２０】
＜試験＞
以下、本実施形態に係るスラブ鋳片の冷却時における鋳片取扱方法の技術的効果を確認するための試験に関して説明する。上述した各数値範囲などは、下記の確認試験により合理的に裏付けられている。
【００２１】
＜試験：指標＞
先ず、各確認試験の評価に供される指標に関して説明する。以下、スラブ鋳片（又はスラブ鋼片、以下同様。）の冷却時又は加熱炉内でのスラブ鋼片の折損や表面欠陥に分類される不具合Ａ〜Ｄを説明し、続いて、その他の操業上の不具合Ｅ〜Ｇを説明する。なお、本試験では、スラブ鋳片の冷却後の手入れ作業は実施しないものとする。従って、スラブ鋳片の部分手入れをすれば解消される問題も以下に取り上げていることに留意されたい。
・不具合Ａ：折損：図６参照
図６に示すようなスラブ鋳片の折損は、主として、スラブ鋳片の冷却時又は加熱炉内における加熱時に発生する。スラブ鋳片の表面温度が上述の圧下前に延性−脆性遷移温度を下回ってしまうと、スラブ鋳片が図６に示すように折損する可能性がある。この折損は、歩留りの低下を招くのみならず、スラブ鋳片を吊り卸しする際やクレーンで搬送する際に発生する場合、スラブ鋳片の欠片が落下し非常に危険である。
・不具合Ｂ：開口割れ：図７参照
図７に示すように目視でも確認できるような開口割れがあるスラブ鋳片を加熱炉で加熱すると、その加熱中に折損してしまう可能性が高い。また、加熱炉内で折損すると、一旦加熱炉を冷却して折損したスラブ鋳片を取り出す作業が必要となり、甚大な生産阻害となる。
・不具合Ｃ：微細な表面疵：図８参照
図８に示すように目視でも確認できるような表面疵や、ＭＴ試験（磁粉探傷試験：ＪＩＳ  Ｚ  ２３１９．１９９１）又はＰＴ試験（浸透探傷試験（カラーチェック）：ＪＩＳ  Ｚ  ２３４３）によって検出できる疵は、加熱炉内における加熱中に割れが開口し、圧延時の母材に穴あきが発生する虞がある。また、圧延時に板破断を誘発する虞があり、設備の長時間に及ぶ休止を余儀なくされる虞がある。
・不具合Ｄ：四周部の割れ：図９参照
図９に示すように目視でも確認できるようなスラブ鋳片の四周部の割れである。四周部は、スラブ鋳片の軸芯よりも冷却が早まるため特に割れが発生し易い。この四周部の割れをそのままにして圧延すると、疵が製品に残存するので、手入れにより除去する必要がある。また、手入れ処置の如何によっては、この割れが拡大してしまう虞もある。
・不具合Ｅ：加熱炉での変形
加熱炉への装入時にスラブ鋳片の厚みが過小であると、加熱炉内で自重により下反りしてしまい、加熱後のスラブ鋳片を加熱炉から取り出す際に障害が出る可能性がある。
・不具合Ｆ：圧延時の穴あき：図１０参照
圧延機に入る前のスラブ鋳片に開口状の欠陥があると、図１０に示すように圧延途中で板に穴が開くことがある。場合によっては、板破断に至ることもあり、長時間の設備休止を余儀なくされる。
・不具合Ｇ：圧延時の板破断
圧延機に入る前のスラブ鋼片に開口状の欠陥がある場合、圧延条件や温度によっては圧延途中で板が破断することがある。板破断が発生すると、圧延材が圧延機内に滞留するため、長時間の設備休止を余儀なくされる。
【００２２】
＜試験：共通試験方法・共通試験条件＞
原則として、上記実施形態の通りの手順を実行するものとする。ただし、前述したように、手入れ作業は実施しないものとする。
【００２３】
＜試験：個別試験条件及びその試験結果＞
次に、各確認試験の個別の試験条件とその試験結果を下記表１に示す。下記表１において、「Ｃ  ｗｔ％」から「Ｔｉ  ｗｔ％」までは各試験における溶鋼の成分を示す。特に、「ｓ−Ａｌ  ｗｔ％」は本願明細書末尾に詳説のｓｏｌ−Ａｌに相当する。「実測遷移温度  ℃」は前述したシャルピー試験によって実際に測定した延性−脆性遷移温度を意味する。「推定遷移温度  ℃」は溶鋼の成分に基づいて推定した延性−脆性遷移温度を意味する。溶鋼の成分に基づいて延性−脆性遷移温度を推定する方法の説明は、本願明細書の末尾に添付する。「圧延時鋳片温度  ℃」は、連続鋳造されたスラブ鋳片を分塊圧延設備に装入する直前におけるスラブ鋳片の表面温度を意味する。「冷却手段」の欄で、「段積み徐冷」とあるのは圧下後のスラブ鋼片を載置して冷却するに際し他の二枚のスラブ鋼片で挟み込んだことを意味し、「単品で放冷」とあるのは圧下後のスラブ鋼片を載置して冷却するに際しそのスラブ鋼片を単独で放置したことを意味し、「水冷」とあるのは圧下後のスラブ鋼片に水を噴霧して強力に冷却したことを意味し、「段積み後保温カバー設置」とあるのは上記の段積み徐冷に加えて、段積みされた複数のスラブ鋼片に保温カバーを被せたことを意味する。「鋳片割れ」の欄には、スラブ鋳片に発生した割れの具体的な状況を記載した。「操業異常」の欄には、その他の正常な操業にとっての不具合を具体的に記載した。そして、「総合評価」では、スラブ鋳片に割れが発生せず、且つ、正常な操業が実現できた場合を○とし、その他の場合を×とした。
【００２４】
【表１】
2010274300.tif 000003
【００２５】
以下、各試験の補足説明を行う。
・試験Ｎｏ．１
表１に記載の成分（延性−脆性遷移温度は既知。）で連続鋳造を実施した。そして、この連続鋳造で鋳造されたスラブ鋳片を分塊圧延設備に搬送した。スラブ鋳片を分塊圧延設備に装入する直前におけるスラブ鋳片の表面温度は１５℃であった。圧延前のスラブ鋳片の厚みＤ１［ｍｍ］は２８０であり、本試験では圧延を実施しなかった。そして、分塊圧延設備から搬出されたスラブ鋳片は、それ以上の冷却をすることなく、熱延加熱炉に装入しようとした。しかし、本試験では、スラブ鋳片を熱延加熱炉に装入する前に折損してしまった（不具合Ａ）。なお、表１では「昇温炉」と記載しているが、これは「分塊圧延設備の加熱炉」を意味している。
・試験Ｎｏ．３
表１に記載の成分（延性−脆性遷移温度は既知。）で連続鋳造を実施した。そして、この連続鋳造で鋳造されたスラブ鋳片を分塊圧延設備に搬送した。スラブ鋳片を分塊圧延設備に装入する直前におけるスラブ鋳片の表面温度は延性−脆性遷移温度を下回る２５０℃であった。圧延前のスラブ鋳片の厚みＤ１［ｍｍ］は２８０であり、圧延後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］は２２５である。従って、圧下率Ｒは０．２０である。そして、分塊圧延設備から搬出されたスラブ鋼片には、段積み徐冷を適用し、スラブ鋼片を常温に至るまで冷却し、冷却後のスラブ鋼片を熱延加熱炉に装入しようとした。本試験では、熱延加熱炉に装入する前に図７に示す開口割れが発生してしまった（不具合Ｂ）。
・試験Ｎｏ．４
本試験は、上記の試験Ｎｏ．３と比較して、スラブ鋳片を分塊圧延設備に装入する直前におけるスラブ鋳片の表面温度と、圧下率Ｒと、で異なる。即ち、スラブ鋳片を分塊圧延設備に装入する直前におけるスラブ鋳片の表面温度は、延性−脆性遷移温度を下回らない温度であった。圧下率Ｒは上記試験Ｎｏ．３と比較して低くなっている。本試験では、冷却後にスラブ鋼片の四周部に図９に示す割れが発生してしまった。本試験では、上記の熱間圧延時に板破断が発生する異常操業となってしまった（不具合Ｄ、Ｇ）。
・試験Ｎｏ．５
本試験は、上記の試験Ｎｏ．４と比較して、圧下率Ｒが大きく設定されている。本試験では、スラブ鋳片に割れが発生することなく、また、正常な操業が実施できた。
・試験Ｎｏ．６
本試験では、上記試験Ｎｏ．５と比較して、冷却方法の相違により、冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］が大きくなっている。本試験では、冷却後のスラブ鋼片に、図８に示すような微細な表面疵が発生してしまった（不具合Ｃ）。また、本試験では、熱間圧延時に図１０に示すような穴あきが発生してしまった（不具合Ｆ）。
・試験Ｎｏ．７
本試験では、試験Ｎｏ．６と比較して、冷却方法の相違により、冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］が一層大きくなっている。本試験では、冷却後のスラブ鋼片に、図６に示すような折損が発生してしまった（不具合Ａ）。
・試験Ｎｏ．１１
本試験では、試験Ｎｏ．５と比較して、圧下後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］を小さく設定した。本試験では、熱延加熱炉内で下反りしてしまった（不具合Ｅ）。
【００２６】
（まとめ）
以上説明したように上記実施形態において、連続鋳造によって鋳造されたスラブ鋳片を常温に至るまで冷却するに際し、上記スラブ鋳片の表面温度が前記の延性−脆性遷移温度を下回る前に、上記スラブ鋳片に対し、圧下後のスラブ鋼片の厚みＤ２［ｍｍ］が１４０を下回らないように圧下率Ｒ＝０．１以上で圧下を加え、圧下後のスラブ鋼片の冷却速度Ｖｃｏ［℃／ｈｒ］を７０以下とすることとしている。この方法によれば、上記表１で総合評価が○となったように、スラブ鋳片の割れを防止することができる。また、正常な操業を行える。
【００２７】
以下、参考資料である。
【００２８】
（各鋼種成分（ａ）〜（ｍ）の意義ないし詳しい説明）
・炭素は鋼の強度確保に必要な元素であり０．０６ｗｔ％以上含有させることが好ましい。一方で、溶鋼中に炭素が過剰に存在すると溶接性が低下するため０．６ｗｔ％以下に抑えることが好ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報を参照されたい。
・ケイ素はオーステナイトへのＣ濃縮を促進させ、室温でオーステナイトを残留させて優れた強度−延性バランスを確保するのに有効な元素である。一方で、ケイ素が過剰に存在するとオーステナイト残留の効果が飽和してくると共に、熱間圧延でのスケール形成が顕著になり、また疵の除去にコストがかかり経済的に好ましくなくなため、３．０ｗｔ％以下に抑えることが好ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報や特開２００６−２０７０１９号公報を参照されたい。
・マンガンはオーステナイトを安定化し、所定の残留γ量を確保する為に必要な元素である。一方で、マンガンが過剰に存在すると延性と溶接性が共に劣化するため、６ｗｔ％以下とすることが好ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報や特開２００５−３３６５２６号公報を参照されたい。
・燐は残留γを確保する為に必要な元素である。一方で、０．１５ｗｔ％を越えて添加すると２次加工性が劣化する。必要であれば、特開２００５−３３６５２６号公報を参照されたい。
・硫黄はＭｎＳ等の硫化物系酸化物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であり、極力低減するのが好ましく、即ち０．０２％以下とする。必要であれば、特開２００５−３３６５２６号公報を参照されたい。
・溶融アルミニウムは脱酸作用を有する元素であり、余剰の酸素が酸化物を形成し局所的な加工性の低下を引き起こすのを防止するのに有効であるし、オーステナイトへのＣ濃縮を促進させ、室温でオーステナイトを残留させて優れた強度−延性バランスを確保するのに有効な元素である。一方で、溶融アルミニウムが過剰となると残留オーステナイト確保の効果が飽和するだけでなく、鋼の脆化やコストアップを招くので３％以下に抑えることが望ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報を参照されたい。なお、「溶融アルミニウムｓｏｌ−Ａｌ」とは、酸化物などとしてではなく溶鋼中に単体で溶融しているアルミニウムを意味する。
・銅は鋼の強度を確保確保する為、および残留γを安定化して所定の量を確保する為に有用な元素である。一方で、銅を０．５％を越えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。必要であれば、特開２００５−３３６５２６号公報を参照されたい。
・ニッケルは鋼の強度を確保確保する為、および残留γを安定化して所定の量を確保する為に有用な元素である。一方で、ニッケルを０．５％を越えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。必要であれば、特開２００５−３３６５２６号公報を参照されたい。
・クロムは鋼の強度を確保確保する為に有用な元素である。一方で、クロムが過剰に存在すると延性と溶接性が共に劣化するため、１．０％以下に抑えることが望ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報を参照されたい。
・モリブデンは鋼の強度を確保確保する為に有用な元素である。一方で、モリブデンが過剰に存在すると延性が劣化するため、１．０％以下に抑えることが望ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報を参照されたい。
・ニオブは鋼の強度を確保確保する為に有用な元素である。一方で、ニオブが過剰に存在すると延性が劣化するため、０．１％以下に抑えることが望ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報を参照されたい。
・チタンは鋼の強度を確保確保する為に有用な元素である。一方で、チタンが過剰に存在すると延性が劣化するため、０．１％以下に抑えることが望ましい。必要であれば、特許第３８８９７６８号公報を参照されたい。
・不可避不純物としては、窒素などが挙げられる。
【００２９】
（延性−脆性遷移温度の推定方法）
スラブ鋳片又はスラブ鋼片の折損のし易さを評価するものとして、溶接部の割れを評価する指標として一般に使用されている溶接割れ感受性指数（以下、Ｐｃｍ）、再熱割れ感受性指数（以下、Ｐｓｒ）、ＨＡＺ粗粒域延性指標（以下、ＣＥ）なども有効であると考えられる。ＰｃｍやＰｓｒ、ＣＥの求め方は、下記式（２）〜（４）の通りである。ただし、下記式（２）〜（４）において各元素記号はその元素の重量パーセントを意味する。
【００３０】
【数２】
2010274300.tif 000004
【００３１】
【数３】
2010274300.tif 000005
【００３２】
【数４】
2010274300.tif 000006
【００３３】
次に、これらの指数ないし指標と、延性−脆性遷移温度と、の関係を示す図１１〜図１３を参照されたい。図１１は、横軸が溶接割れ感受性指数Ｐｃｍであり、縦軸が延性−脆性遷移温度である。図１２は、横軸が再熱割れ感受性指数Ｐｓｒであり、縦軸が延性−脆性遷移温度である。図１３は、横軸がＨＡＺ粗粒域延性指標ＣＥであり、縦軸が延性−脆性遷移温度である。各図において破線で囲ったデータは一般的な炭素鋼でのデータであり、実線で囲ったデータは合金鋼でのデータである。また、各図における黒塗り丸印はスラブ鋳片又はスラブ鋼片の冷却時に割れが発生しなかったことを意味し、×印はこの折損割れが発生したことを意味する。各プロットに対応する試験において、冷却はすべて段積み徐冷を採用し、割れ対策としての圧下は実施していない。各図によれば、スラブ鋳片又はスラブ鋼片の冷却時における割れは、延性−脆性遷移温度を用いて層別できることが判る。これを踏まえた上で、一般的な炭素鋼では上記の指数ないし指標だけで割れ易さを把握できるものの、炭素鋼のみならず合金鋼の割れ易さを評価するには上記の指数ないし指標では足らず、延性−脆性遷移温度を唯一の指標としなければならない。そこで、図１１〜１３に示される各試験データからの回帰により、ＳｉやＴｉ、Ｐなどの溶融元素も包括的に考慮した延性−脆性遷移温度の新たな推定式を下記式（５）のように提案する。ただし、下記式（５）において各元素記号はその元素の重量パーセントを意味し、左辺の延性−脆性遷移温度の単位は℃である。
【００３４】
【数５】
2010274300.tif 000007
【００３５】
図１４は、横軸が上記式（５）に基づく延性−脆性遷移温度の推定値であり、縦軸が実際にシャルピー試験を通じて測定した延性−脆性遷移温度である。本図によれば、上記式（５）によると延性−脆性遷移温度が未知である鋼種であっても、延性−脆性遷移温度を溶鋼成分から精度よく推定できることが判る。上記表１における試験Ｎｏ．２７〜３５では、試験時、延性−脆性遷移温度が未知であったため、上記式（５）によって延性−脆性遷移温度を推定することとした。なお、本願が対象としている鋼種は、延性−脆性遷移温度が１６０℃以上のものであるから、この限定事項を図１４に太線矢印でイメージしておいた。
【図３】
2010274300.tif 000008
【図４】
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【図５】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
2010274300.tif 000014
【図１】
2010274300.tif 000015
【図２】
2010274300.tif 000016
【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
2010274300.tif 000021