WO2020100729A1 - 薄板鋼板の製造装置及び薄板鋼板の製造方法 - Google Patents

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thin
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拓也 高山
原田　寛
山田　健二
真士 阪本
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日本製鉄株式会社
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    • B21B2201/14—Soft reduction

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate manufacturing apparatus and a thin steel plate manufacturing method.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2018-213447 filed in Japan on November 14, 2018, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Thin steel sheets for automobiles and the like are manufactured by hot rolling using cast slabs, or by further cold rolling.
  • thin steel sheets for automobiles have been required to be thin in order to reduce their weight, and thin steel sheets having a sheet thickness of less than 1.2 mm are also required.
  • a thin material is manufactured by a conventional rolling line, there is a problem that the rolling load is increased and it is difficult to pass the coil top and bottom.
  • a line (hereinafter, TSCR: Thin Slab Casting and Rolling) that combines a continuous casting device for thin slabs and a rolling line is known.
  • TSCR Thin Slab Casting and Rolling
  • This is a line in which continuous casting of thin slabs and hot rolling line are directly connected, it is more compact than the conventional process, and endless rolling is possible by rolling the slabs cast by continuous casting without cutting. The feature is that you can do it.
  • the starting material is a thin cast piece
  • the rolling load can be reduced.
  • the endless rolling is performed, the frequency at which the top and bottom of the coil are passed during rolling can be extremely reduced. Therefore, it is possible to significantly reduce the problem of stripability in rolling. Therefore, stable production of a thin steel plate having a plate thickness of less than 1.2 mm can be expected.
  • Patent Document 1 in TSCR, a thin slab is first cast in a casting apparatus, and the thin slab is subsequently rolled in one or more rolling lines by using the primary heat of the casting process.
  • a method for producing strips by casting and rolling is disclosed.
  • the cast thin cast piece passes through a holding furnace and an induction furnace between the casting apparatus and one or more rolling lines.
  • the holding furnace and the induction furnace are started or stopped or controlled depending on a selected operating mode, namely a first operating mode in which strips are produced continuously and a second operating mode in which strips are produced discontinuously. Or adjusted.
  • Patent Document 2 discloses a continuous manufacturing method which is a TSCR and which manufactures a strip steel or a plate steel from a thin slab manufactured by a curved continuous casting method having a horizontal discharge direction.
  • a thin slab is formed in the first forming stage at a temperature higher than 1100 ° C.
  • Induction heating is again carried out over the entire cross section of the thin slab to a temperature of about 1100 ° C. with the best possible temperature compensation.
  • the thin slab is formed at a rolling speed corresponding to each roll in at least one second forming stage.
  • Patent Document 3 discloses a method for continuously casting a steel slab, in which the thickness of the slab is based on the dendrite primary arm spacing ⁇ 0 at the center of the slab in the thickness direction when the steel slab is cast without reduction. Immediately after the center of the slab in the thickness direction is solidified and immediately before the reduction so that the ratio value ⁇ / ⁇ 0 of the dendrite primary arm interval ⁇ and the ⁇ 0 at the directional center is 0.1 to 0.8.
  • a continuous casting method of a slab which is characterized in that a reduction ratio of 1.41 or more and 2.00 or less, which is a value obtained by dividing the thickness of the slab by the thickness of the slab immediately after the reduction, is performed. ing.
  • TSCR TSCR
  • thin steel sheets for automobiles have been made compatible with high strength materials in order to prevent reduction in rigidity due to thinning.
  • the component system of the high strength steel plate is a high alloy system (high Mn steel). Since the high alloy thin steel sheet has significant segregation, there are problems in deterioration of the material due to segregation and aesthetic appearance of the steel sheet surface.
  • segregation diffusion can be performed by soaking a slab produced by continuous casting.
  • the cast slab is immediately rolled into a thin steel plate, so that there is a problem that segregation cannot be improved by soaking.
  • An object of the present invention is to provide a thin steel plate manufacturing apparatus and a thin steel plate manufacturing method capable of stably manufacturing a thin steel plate with high alloy system and less segregation by TSCR.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a rolling roll is provided on the downstream side, and the billet can be rolled by the rolling roll.
  • the holding furnace may be either a furnace in which a cast piece passes through an atmosphere kept at a high temperature or a furnace in which the cast piece is heated by induction heating.
  • the slab center temperature is 1300 ° C. or higher
  • the slab may be rolled down by the rolling roll at a rolling reduction of 30% or more.
  • the thin steel plate manufacturing apparatus according to (1) or (2), wherein the casting speed of the thin cast piece at the lower end of the mold is 4 to 7 m / min, and solidification is performed. After completion and at a slab center temperature of 1300 ° C or higher, the slab is reduced by the reduction roll at a reduction rate of 30% or more, and the slab is held at a temperature of 1150 ° C to 1300 ° C for 5 minutes or more in the holding furnace. You can do it.
  • the thin steel sheet is, in mass%, C: 0.01% to 1.0%, Si: 0.02% to 2.00%, Mn: 0.
  • the thin steel sheet further comprises, by mass%, Ti: 0.005 to 0.030%, Nb: 0.0010 to 0.0150%, V: 0.010 to 0.150. %, B: 0.0001 to 0.0100%, Cr: 0.01 to 2.00%, Ni: 0.01 to 2.00%, Cu: 0.01 to 2.00%, Mo: 0. 01 to 1.00% and W: 0.01 to 1.00% may be contained alone or in combination.
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION when manufacturing a thin steel plate with the line which combined the thin cast continuous casting apparatus, the holding furnace which heat-retains and / or heats a cast, and the rolling line, there is little segregation with a high alloy system.
  • a thin steel plate can be manufactured stably.
  • the segregation interval can be shortened, and even in a short-time heat treatment. It is known that the segregation element can be diffused and made harmless. Further, the same document also discloses a method of adding Bi, Sn, and Te as a method of making a dendrite structure which becomes a segregation interval fine. In this document, a continuous casting method under the condition that the mold thickness is 200 mm or more and the casting speed is about 1 m / min is examined.
  • condition A no reduction and no heat treatment are performed, or reduction is performed at a reduction rate of 30%, but no heat treatment is performed, reduction is performed at reduction rates of 30%, 40%, and 50%, and a heat treatment time is set at 1250 ° C. The case where 10 minutes and 60 minutes were carried out was compared, and the center segregation ratio and the micro segregation ratio under each condition were obtained.
  • condition B no reduction and no heat treatment are performed, reduction is performed at a reduction rate of 30%, but no heat treatment is performed, reduction is performed at a reduction rate of 30% and 50%, and heat treatment time is 10 minutes and 60 minutes. Then, the center segregation ratio and the micro segregation ratio under each condition were determined.
  • the center segregation ratio was measured by using EPMA to analyze the Mn concentration near the thickness center of the surface perpendicular to the rolling direction of the slab, and performing line analysis in the thickness direction at a beam diameter of 50 ⁇ m to determine the inside of the slab.
  • the Mn concentration distribution was measured, and the maximum concentration of Mn in the measurement range was obtained.
  • a value obtained by dividing the value of the maximum concentration of Mn by the initial content rate of Mn (2.40 mass%) obtained from the chemical analysis in the molten steel stage was defined as the center segregation ratio.
  • the microsegregation ratio was measured by using the same slab as in the center segregation measurement, and performing line analysis in the width direction at a slab thickness of 1/4.
  • the reduction rate (%) by the reduction roll was determined as “(thickness of cast product before reduction ⁇ thickness of cast product after reduction) / thickness of cast product before reduction ⁇ 100”.
  • the reason why the center segregation ratio and the micro segregation ratio are improved by the reduction immediately after the completion of solidification and the heat treatment immediately after casting when performing high-speed casting in thin cast continuous casting is considered as follows. That is, the reason why the center segregation ratio and the microsegregation ratio are improved by the reduction and heat treatment immediately after the completion of solidification is that the dislocations introduced during the reduction are diffusion paths for the segregation elements and may have diffused at high speed. Further, it is considered that the reason why the segregation is improved is that the center segregation is extended in the rolling longitudinal direction by the reduction, and the time until the center segregation is diffused is shortened due to the reduced thickness.
  • Such a diffusion mechanism is consistent with the improvement of the center segregation ratio without a positive heat treatment in the holding furnace at a rolling reduction of 30%. Since the slab is pressed down when the center temperature of the slab is 1300 ° C or higher, the center temperature of the slab remains around 1300 ° C for some time even after the reduction, and it is considered that the segregation element diffuses during this time. Be done. Similar to the central segregation, the microsegregation also shortens the microsegregation interval due to the reduction, so that the diffusion of the segregation element is promoted and the segregation is improved.
  • the cast thickness at the lower end of the mold is 70 mm to 120 mm.
  • the casting speed of the thin cast piece at the lower end of the mold is 4 to 7 m / min.
  • the dendrite arm interval immediately after the completion of solidification can be made fine, and the center segregation ratio and the microsegregation ratio immediately after completion of solidification can be reduced.
  • the lower limit of cast piece thickness is 70 mm.
  • the upper limit of the casting speed is set to 7 m / min due to casting trouble such as breakout.
  • unrolled rolling may be performed in the roll band to reduce the thickness of the slab.
  • the inside of the continuous casting apparatus means the inside of the continuous casting apparatus 1 on the upstream side 21 of the holding furnace 2, and means the portion on the upstream side 21 of the support roll 7 provided on the most downstream side 22.
  • the slab 10 before completion of solidification includes a solid phase portion 13, a solid-liquid coexisting phase 14, and a liquid phase portion 15 in order from the surface.
  • the boundary between the solid phase portion 13 and the solid-liquid coexisting phase 14 is called a solid line 16.
  • the boundary between the solid-liquid coexisting phase 14 and the liquid phase part 15 is called a liquidus line 17.
  • the reduction using the reduction roll 4 in the continuous casting apparatus is preferably performed at a reduction rate of 30% or more on the slab 10 at a position after the solidification is completed and the slab center temperature is 1300 ° C. or higher. That is, the rolling reduction ratio in one pass of rolling the slab 10 by the set of rolling rolls 4 at one location on the casting line in the continuous casting apparatus may be 30% or more.
  • a plurality of sets of reduction rolls 4 may be pressed at a plurality of positions in the casting line in the continuous casting device. That is, the part of the cast piece 10 in the casting direction 20 that is pressed by the pressing roll 4 is located between the solidification completion position 11 and the central 1300 ° C. position 12.
  • the manufacturing apparatus has the reduction roll 4 in the continuous casting apparatus, on the downstream side 22 of the solidification completion position 11 of the slab 10 and on the upstream side 21 of the central portion 1300 ° C. position 12. ing.
  • the reduction roll 4 is located on the upstream side 21 of the most downstream support roll 7 in the continuous casting apparatus.
  • the reason why the rolling position is set after the completion of solidification is that internal cracking occurs when the inside is not solidified and rolling is performed.
  • the reason why the slab center temperature is set to 1300 ° C. or higher at the rolling position is that the segregation ratio improving effect is exhibited at the rolling temperature of 1300 ° C. or higher. This requirement is usually achieved by rolling the slab 10 during casting in a continuous casting machine.
  • the reason why the slab 10 is rolled at a rolling reduction of 30% or more is that the improvement of the center segregation ratio and the micro segregation ratio can be clearly obtained.
  • a thin slab having a slab thickness of 70 mm to 120 mm is provided on the upstream side 21 of the holding furnace 2 immediately after completion of solidification, and a large reduction rate of 30% or more is achieved. Since it is rolled down by means of TSCR, it is possible to stably produce a high alloy thin steel sheet with less segregation by TSCR.
  • the slab 10 in the holding furnace 2 it is preferable to hold the slab 10 at the furnace atmospheric temperature of 1150 ° C. or more and 1300 ° C. or less for 5 minutes or more. This is because by maintaining the temperature at 1150 ° C. or higher for 5 minutes or more, the center segregation ratio and the micro segregation ratio can be more clearly improved.
  • the upper limit of the holding temperature is set to 1300 ° C. because the scale is generated and the scale flaw is generated at a higher temperature than that.
  • the continuous casting apparatus 1 mainly includes a mold and a roll band that supports a slab 10 having an unsolidified portion.
  • the roll band includes a roller apron, a support roll 7, and the like.
  • the support roll 7 may be provided with a freely rotatable roll, and a pinch roll provided with a rotationally driven roll capable of giving a rotational torque so as to feed the slab 10 in the casting direction 20. May be Some of the support rolls 7 may be pinch rolls.
  • the pinch roll is normally arranged on the upstream side 21 of the reduction roll 4.
  • the slab 10 that has been completely solidified is normally quickly discharged from the continuous casting apparatus 1. Therefore, even in the present embodiment in which the reduction roll 4 is provided in the continuous casting apparatus, the distance from the completely solidified position of the slab 10 to the end of the continuous casting apparatus 1 is about 3 to 5 m, and the casting speed is 4 to 7 m / If it is min, the slab 10 is discharged to the outside of the apparatus within 1 minute.
  • the temperature of the central portion of the slab 10 is approximately 1300 ° C. or higher even on the outlet side of the continuous casting apparatus 1. Therefore, if only for improving the center segregation ratio and the micro segregation ratio, it is not always necessary to hold the slab 10 in the furnace kept at 1150 to 1300 ° C. for 5 minutes or more.
  • the continuously cast slab 10 is rapidly rolled without being cut. In this case, the surface corners of the slab 10 are often at a low temperature even immediately after being discharged from the continuous casting apparatus 1, so that the slab for rolling cannot be immediately rolled, but the slab for rolling can be immediately rolled. Since it is heating, it is sufficient to raise the temperature in a short time.
  • An induction heating device is known as a device suitable for such a heating purpose.
  • either one or both of a holding furnace that keeps the temperature of the cast slab 10 and a heating furnace that heats the cast slab 10 are collectively referred to as a “holding furnace”.
  • the present embodiment is characterized in that the continuous casting device 1, the holding furnace 2 and the rolling stand 3 are linearly arranged in this order.
  • the temperature T C of the slab thickness direction central portion at each position in the casting direction 20 during casting can be obtained by one-dimensional heat transfer solidification analysis (calculation).
  • the position where the temperature T C of the central portion matches the solidus temperature T S is set as the solidification completion position 11.
  • the central part 1300 ° C. position 12 can be determined by the same analysis.
  • the heat transfer solidification analysis the enthalpy method, the equivalent specific heat method, etc. can be used.
  • the method for manufacturing a thin steel sheet according to this embodiment can be carried out using a thin steel sheet manufacturing apparatus as shown in FIG. That is, the thin steel plate manufacturing apparatus includes a continuous casting apparatus 1 for a thin slab having a slab thickness of 70 mm to 120 mm at the lower end of the mold, a holding furnace 2 that heats and / or heats the cast slab 10, and finish rolling. And the rolling stand 3 for performing the above are arranged in this order, and continuous casting, passing through a holding furnace, and finish rolling can be continuously performed without cutting the slab 10.
  • the thin steel plate manufacturing apparatus has the reduction roll 4 on the downstream side 22 from the solidification completion portion of the slab 10 in the continuous casting apparatus, and the reduction roll 4 can reduce the slab 10.
  • the reduction roll 4 is a rolling machine that stretches and rolls the slab 10 by pressing and passing the slab 10 between a rotating roll and a flat plate or between rotating rolls while pressing.
  • the reduction by the reduction roll 4 in the continuous casting device 1 is performed at a position after the solidification of the slab 10 is completed. Therefore, the reduction roll 4 is arranged on the downstream side 22 of the solidification completion position 11 of the slab 10. Since the reduction roll 4 is disposed in the continuous casting apparatus and near the machine end, the reduction roll 4 can perform reduction at an appropriate position.
  • the vicinity of the machine end means the end position of the continuous casting apparatus 1 or a position within 5 m from the end position. At this position, the thickness can be reduced immediately after the center portion of the thickness of the cast slab 10 is solidified. Further, by disposing the reduction roll 4 in the continuous casting apparatus, the slab 10 can be rolled down when the central temperature of the slab 10 is 1300 ° C or higher.
  • the thin steel plate manufacturing apparatus has a continuous casting apparatus 1, a holding furnace 2 and a rolling stand 3 for finish rolling arranged in this order. Then, this manufacturing apparatus continuously performs from continuous casting to passing through the holding furnace and finish rolling without cutting the slab 10. After finish rolling, the winding device 6 winds the thin steel plate.
  • the conventional batch-type rolling there is a top and a bottom for each coil to be rolled, and there is a problem at the time of striping, but in the present embodiment, rolling is continuously performed without cutting the slab 10. Therefore, it is possible to avoid the problem at the time of threading at the top and bottom. Further, since the cast piece 10 after continuous casting is a thin cast piece, the rolling load can be reduced even in the production of a thin steel plate having a plate thickness of less than 1.2 mm.
  • the holding furnace 2 has a function of keeping the cast slab 10 warm and / or heating.
  • the holding furnace 2 may be a furnace in which the slab 10 passes through an atmosphere kept at a high temperature, that is, a furnace which holds the atmosphere in which the slab 10 passes at a high temperature, and a furnace which heats the slab 10 by induction heating. May be
  • the number of finishing stands there is no limit to the number of finishing stands.
  • the number of finishing stands is preferably 5 or more.
  • a descaling device 5 is usually arranged between the holding furnace 2 and the rolling stand 3 for finish rolling.
  • the center of the slab is reduced at a temperature of 1300 ° C. or higher, preferably at a reduction rate of 30% or more, so that the center segregation ratio and the microsegregation ratio of the slab after reduction are reduced. It was found that segregation diffuses even if the holding time in the holding furnace after that is short because of the reduction of In addition, if the center temperature is reduced to 1300 ° C or higher and the reduction rate is 30% or more under the reduction in the continuous casting machine, the average temperature of the steel sheet cross section is homogenized by the reduction, and even in a short time heat treatment, the temperature is homogenized. Is enough.
  • the preferable composition of components of the thin steel sheet used in the method for manufacturing a thin steel sheet of the present embodiment will be described.
  • the thin steel sheet of the present embodiment is, in mass%, C: 0.01% to 1.0%, Si: 0.02% to 2.00%, Mn: 0.1% to 3.5%, P: 0.02% or less, S: 0.002% to 0.030%, Al: 0.0005% to 0.0500%, N: 0.002% to 0.010% and O: 0.0001% to 0
  • the chemical composition contains 0.0150% and the balance is Fe and impurities.
  • C 0.01% to 1.0% C is contained to increase the strength of the high strength steel plate. However, if the C content exceeds 1.0%, the weldability deteriorates. On the other hand, if the content of C is less than 0.01%, the strength decreases.
  • Si 0.02% to 2.00% Si is an element necessary for suppressing the generation of iron-based carbides in the steel sheet and enhancing strength and formability. However, if the Si content exceeds 2.00%, the steel sheet becomes brittle and the ductility deteriorates. On the other hand, if the Si content is less than 0.02%, the strength decreases.
  • Mn 0.1% to 3.5% Mn is added to the steel sheet of this embodiment to increase the strength of the steel sheet.
  • the Mn content exceeds 3.5%, a coarse Mn-rich portion is generated in the central portion of the plate thickness of the steel sheet according to the present embodiment, and there is a concern that embrittlement easily occurs.
  • the Mn content exceeds 3.5%, the weldability also deteriorates. Therefore, the Mn content is preferably 3.5% or less. From the viewpoint of weldability, the Mn content is more preferably 3.00% or less. On the other hand, if the Mn content is less than 0.1%, the effect of improving center segregation and micro segregation cannot be clearly enjoyed. From this viewpoint, the Mn content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.5% or more.
  • P 0.02% or less P tends to segregate in the central part of the plate thickness of the steel sheet and embrittles the welded part. If the P content exceeds 0.02%, the welded portion may be significantly embrittled also in this embodiment.
  • S 0.002% to 0.030% S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. Further, since it forms a sulfide by combining with Ti, prevents Ti from becoming a nitride, and indirectly induces the formation of an Al nitride, the upper limit of the S content is set to 0.030%. Preferably. Even if the lower limit of the S content is not specified, the effect of improving the segregation ratio is exhibited. If the S content is less than 0.002%, the manufacturing cost is significantly increased. Therefore, the lower limit of the S content is 0.002%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.050%.
  • the Al content is more preferably 0.035% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly specified, and the effect of improving the segregation ratio is exhibited. However, if the Al content is less than 0.0005%, the manufacturing cost is significantly increased.
  • Al is an element effective as a deoxidizing agent, and from this viewpoint, the Al content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • N 0.002% to 0.010%
  • N forms a coarse nitride that becomes a starting point of fracture at low temperature and deteriorates impact resistance, so it is necessary to suppress the addition amount.
  • the N content exceeds 0.010%, this effect becomes remarkable. Therefore, it is preferable to set the N content range to 0.010% or less.
  • the N content is more preferably 0.0040% or less, and further preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the content of N is not particularly specified, and the effect of improving the segregation ratio is exerted, but if the content of N is less than 0.002%, the manufacturing cost is significantly increased.
  • O 0.0001% to 0.0150%
  • O forms a coarse oxide and causes a starting point of fracture at low temperatures, so it is necessary to suppress the content.
  • the O content exceeds 0.0150%, this effect becomes remarkable. Therefore, it is preferable to set the upper limit of the O content to 0.0150% or less.
  • the O content is more preferably 0.0020% or less, and further preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly defined, the effect of improving the segregation ratio is exhibited, but the O content of less than 0.0001% causes a large increase in manufacturing cost.
  • the thin steel sheet of the present embodiment may optionally further contain the following elements. That is, the thin steel sheet further has, in mass%, Ti: 0.005% to 0.030%, Nb: 0.0010 to 0.0150%, V: 0.010 to 0.150%, B: 0. 0001 to 0.0100%, Cr: 0.01 to 2.00%, Ni: 0.01 to 2.00%, Cu: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00% , W: 0.01 to 1.00% may be contained alone or in combination.
  • the main effect of this embodiment is improvement of center segregation and micro segregation, and the effect is not particularly affected by the inclusion of the following elements.
  • Ti 0.005% to 0.030%
  • Ti is an element that forms fine nitrides by performing hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides. It reduces the starting point of fracture at low temperatures and improves impact resistance. Improve. To obtain this effect, the Ti content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when the content of Ti exceeds 0.030%, the formability of the soft portion in the steel sheet deteriorates due to the precipitation of fine carbonitrides, rather reducing the reduction value at low temperature. From the viewpoint of formability, the Ti content is preferably 0.0120% or less, and more preferably 0.0100% or less.
  • Nb is an element that forms fine nitrides by performing hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, and reduces the starting point of fracture at low temperatures.
  • the Nb content is preferably 0.0010% or more, more preferably the Nb content is 0.0030% or more, and further preferably 0.0050% or more. preferable.
  • the content of Nb exceeds 0.0150%, the formability of the soft part in the steel sheet deteriorates due to the precipitation of fine carbonitrides, and rather reduces the reduction value at low temperature.
  • the content is preferably 0.0150% or less. From the viewpoint of moldability, the Nb content is more preferably 0.0120% or less, and further preferably 0.0100% or less.
  • V 0.010% to 0.150%
  • V is an element that forms fine nitrides by performing hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, and reduces the starting point of fracture at low temperatures.
  • the V content needs to be 0.010% or more, preferably the content is 0.030% or more, and more preferably 0.050% or more.
  • the V content exceeds 0.150%, the formability of the soft portion of the steel sheet deteriorates due to the precipitation of fine carbonitrides, and rather reduces the drawing value at low temperature, so
  • the content is preferably 0.150% or less. From the viewpoint of moldability, the V content is more preferably 0.120% or less, and further preferably 0.100% or less.
  • B 0.0001% to 0.0100%
  • B is an element that forms fine nitrides by performing hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, and reduces the starting point of fracture at low temperatures.
  • the content of B is preferably 0.0001% or more, the content of B is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • .. B is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing strength, and may be further added, but if the content of B exceeds 0.0100%, hot workability is increased. Therefore, the content of B is preferably 0.0100% or less. From the viewpoint of productivity, the content of B is more preferably 0.0050% or less, further preferably 0.0030% or less.
  • Cr 0.01% to 2.00% Cr is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective in increasing strength, and may be added in place of part of C and / or Mn. If the Cr content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and the productivity is reduced. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the Cr content is not particularly defined, and the segregation ratio improving effect is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength of Cr, the Cr content must be 0.01% or more. Is preferred.
  • Ni 0.01% to 2.00%
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective in increasing strength, and Ni may be added instead of part of C and / or Mn. If the Ni content exceeds 2.00%, the weldability is impaired, so the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly specified, and the effect of improving the segregation ratio is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of strengthening Ni, the Ni content should be 0.01% or more. Is preferred.
  • Cu 0.01% to 2.00%
  • Cu is an element that enhances strength by existing as fine particles in the steel, and can be added in place of part of C and / or Mn. If the Cu content exceeds 2.00%, the weldability is impaired, so the Cu content is preferably 2.00% or less. Although the lower limit of the Cu content is not particularly specified, the effect of improving the segregation ratio is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Cu, the content of Cu should be 0.01% or more. Is preferred.
  • Mo 0.01% to 1.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective in increasing strength, and may be added in place of part of C and / or Mn. If the Mo content exceeds 1.00%, the hot workability is impaired and the productivity is reduced. From this, the Mo content is preferably 1.00% or less. Although the lower limit of the Mo content is not particularly defined, the effect of improving the segregation ratio is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength of Mo, the Mo content should be 0.01% or more. Is preferred.
  • W 0.01% to 1.00% W is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective in increasing strength, and may be added in place of part of C and / or Mn. If the W content exceeds 1.00%, the hot workability is impaired and the productivity decreases, so the W content is preferably 1.00% or less. Although the lower limit of the W content is not particularly specified, the segregation ratio improving effect is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of W for strengthening, the W content should be 0.01% or more. Is preferred.
  • the balance may be iron and impurities.
  • a continuous casting apparatus 1 for casting thin slabs having a slab thickness of 100 mm at the lower end of the mold, a holding furnace 2 for heating the cast slab 10 and a rolling stand 3 for finish rolling are provided.
  • a thin steel plate was manufactured by using a thin steel plate manufacturing apparatus that is arranged in order and can continuously perform from continuous casting to passing through a holding furnace and finish rolling without cutting the slab 10.
  • This manufacturing apparatus is inside the continuous casting apparatus 1 and has a reduction roll 4 having a roll diameter of 720 mm at the end position thereof.
  • the mold size is 100 mm thick x 1500 mm wide.
  • the casting speed is 5.0 m / min.
  • the rolling speed by the reduction roll 4 is the same as the casting speed.
  • the rolling reduction is as shown in Table 3.
  • the rolling position was set after the completion of solidification, and the temperature at which the thickness center temperature at the center of the width of the slab determined by heat transfer solidification analysis was the temperature shown in Table 3.
  • the holding furnace 2 of the type that keeps the temperature of the cast slab 10 is used, when the cast slab 10 that is pressed down from the continuous casting device 1 is cut into a predetermined length, the side of the holding furnace of the type that heats the slab 10 is heated.
  • the holding furnace 2 installed in the holding furnace 2 is installed for only the running time when it is assumed that the casting rate is not cut and the holding furnace 2 has a furnace length of 180 m.
  • the slab 10 After entering, the slab 10 is returned to the predetermined line on the line of the thin steel plate manufacturing apparatus capable of continuously performing from the continuous casting to passing through the holding furnace and finish rolling without cutting the slab 10 as described above.
  • a thin steel plate was manufactured.
  • the slab 10 has been cut once and thus batch rolling is performed, but the slab 10 can be rolled without problems.
  • the furnace atmosphere temperature of the holding furnace 2 was 1200 ° C.
  • Table 3 shows the slab thickness and slab speed (holding furnace passage speed) at the end of the continuous casting apparatus 1, and the heat treatment time (holding furnace in-house time) in the holding furnace 2.
  • Table 2 the steel type components shown in Table 2 were cast, and a hot rolled steel sheet (thin sheet product) having a sheet thickness after finish rolling of 1.8 mm was manufactured.
  • Table 3 shows a list of test conditions and sheet product quality.
  • the degree of segregation of the steel sheet obtained by the above rolling was measured.
  • the solute element to be measured was Mn.
  • EPMA was used to perform a linear analysis in the thickness direction of the steel sheet with a beam diameter of 50 ⁇ m to measure the Mn concentration distribution in the steel sheet and determine the maximum concentration of Mn in the measurement range.
  • a value obtained by dividing the value of the maximum concentration of Mn by the initial content rate of Mn obtained from the chemical analysis in the molten steel stage was defined as the Mn segregation degree.
  • a hole expansion test sample was cut out from the hot rolled steel sheet, and a hole expansion test was performed in accordance with JIS Z 2256: 2010 (Metal material hole expansion test method), and the hole expansion limit value “ ⁇ (%)” was determined. Calculated. As a comprehensive evaluation, those having a hole expansion rate of 50% or more were evaluated as ⁇ , and those less than that were evaluated as x.
  • Examples 1 to 4 of the present invention were prepared by cutting the slab 10 immediately after the slab 10 was cut at each rolling reduction rate at the end position in the continuous casting apparatus 1 and once charging the slab 10 into a holding furnace 2 of a type that keeps the slab 10 warm.
  • a thin steel plate thin plate product
  • Inventive Example 5 is a thin steel sheet manufactured by continuously using a holding furnace 2 (induction heating furnace) for heating a slab without cutting the slab 10 from continuous casting to passing through the holding furnace and finish rolling. Is an example of.
  • Comparative Example 1 the casting was cut at the end position in the continuous casting apparatus, the slab was cut, and then the slab was once charged into a holding furnace 2 for keeping the slab, and after the holding time shown in Table 3, 3 is an example of a thin steel plate that has been rolled to have the same plate thickness as Examples 1 to 5 of the present invention.
  • the evaluation (* 1) of Inventive Example 1 means that the reduction rate immediately after the solidification is small and the hole expansion rate is 50% or less is superior to Comparative Example 1.
  • the evaluation (* 1) of Inventive Example 5 means that it is clearly superior to Comparative Example 1 even if there is no holding time in the holding furnace 2.
  • the continuous casting apparatus 1 for thin cast pieces, the holding furnace 2 for keeping or heating the cast pieces 10 and the rolling stand 3 for finish rolling are arranged in this order.
  • a thin steel plate is manufactured using a thin steel plate manufacturing apparatus capable of continuously performing the holding furnace passage and finish rolling without cutting the slab 10
  • the reduction of the slab 10 at the end position of the continuous casting apparatus 1 is performed. It was found that the higher the rate and the longer the heat treatment time, the more thin sheet steel with less center segregation and micro segregation can be manufactured.
  • Example 5 of the present invention as a result of continuously performing from the continuous casting to passing through the holding furnace and finish rolling without cutting the slab 10, to produce a thin steel sheet, as a result, stripability at the rolling stand 3 that performs finish rolling is performed.
  • Stripability at the rolling stand 3 that performs finish rolling is performed.
  • a hot-rolled steel sheet having a thickness of 1.8 mm with a high-Mn steel containing 2.6% by mass of Mn was also confirmed that a hot rolled steel sheet having a smaller thickness such as 0.8 mm can be manufactured by the same method.
  • the present invention when manufacturing a thin steel plate by TSCR, it can be applied to a thin steel plate manufacturing apparatus and a thin steel plate manufacturing method capable of stably manufacturing a thin steel plate with a high alloy system and less segregation.

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Abstract

鋳型下端における鋳片厚みが７０ｍｍから１２０ｍｍである薄鋳片の連続鋳造装置（１）と、鋳造した鋳片（１０）を保温及び／又は加熱する保持炉（２）と、仕上げ圧延を行う圧延スタンド（３）とをこの順で配置した薄板鋼板の製造装置を用いて、薄鋳片の鋳造速度を４～７ｍ／ｍｉｎとし、凝固完了後かつ鋳片中心温度が１３００℃以上において圧下ロール（４）によって鋳片（１０）を圧下率３０％以上で圧下し、保持炉（２）において、鋳片（１０）を１１５０℃以上１３００℃以下の温度で５分以上保持する。

Description

薄板鋼板の製造装置及び薄板鋼板の製造方法
　本発明は、薄板鋼板の製造装置及び薄板鋼板の製造方法に関する。
　本願は、２０１８年１１月１４日に、日本に出願された特願２０１８－２１３４４７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車用等の薄板鋼板は、鋳片を素材として熱間圧延により、あるいはさらに冷間圧延を経て製造される。近年、自動車用の薄板鋼板は軽量化のため薄手化が求められており、板厚が１．２ｍｍを下回るような薄手のものも必要とされるようになっている。このような薄手材を、従来圧延ラインで製造しようとすると、圧延負荷が増大することに加えて、コイルのトップおよびボトムの通板が難しくなるという問題を有している。
　一方で、薄鋳片の連続鋳造装置と圧延ラインが組み合わさったライン（以下、ＴＳＣＲ：Thin Slab Casting and Rolling）が知られている。これは薄鋳片の連続鋳造と熱間圧延ラインが直結化したラインで、従来プロセスに比べコンパクトであること、連続鋳造で鋳造した鋳片をカットすることなくそのまま圧延することで、エンドレス圧延が行えることが特徴となっている。上記のような薄手の薄板鋼板を製造するに際し、出発材料が薄鋳片であることから、圧延負荷を低減できる。また、エンドレス圧延であるため、圧延中においてコイルのトップおよびボトムが通板する頻度をきわめて少なくできる。したがって、圧延における通板性の問題を大幅に低減することが可能である。そのため、板厚が１．２ｍｍを下回るような薄手鋼板の安定的製造が望める。
　特許文献１には、ＴＳＣＲであって、最初に鋳造装置で薄鋳片が鋳造され、この薄鋳片が、引き続き１つ以上の圧延ラインで鋳造工程の１次熱を利用して圧延される、鋳造圧延によりストリップを製造するための方法が開示されている。ここで、鋳造された薄鋳片が、鋳造装置と１つ以上の圧延ラインの間で保持炉と誘導炉を通過する。保持炉と誘導炉が、選択した運転モード、即ちストリップを連続的に製造する第１の運転モードと、ストリップを非連続的に製造する第２の運転モード、に依存して起動又は停止もしくは制御又は調整される。
　特許文献２には、ＴＳＣＲであって、水平の排出方向を有する湾曲連続鋳造方法で製造される薄い鋳片から帯鋼又は板鋼を製造する連続製造方法が開示されている。ここで、連続鋳造素材の凝固後に１１００℃より高い温度で第１の成形段の中で薄い鋳片を成形する。上記薄い鋳片の全断面にわたり可及的最良の温度補償において約１１００℃の温度まで再び誘導加熱する。少なくとも１つの第２の成形段において各ロールに対応する圧延速度において上記薄い鋳片を成形する。
　特許文献３には、鋼鋳片の連続鋳造方法であって、圧下を行うことなく鋳造した場合の鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λ0を基準とし、鋳片の厚さ方向中心におけるデンドライト１次アーム間隔λと前記λ0の比の値λ／λ0が０．１～０．８となるように、鋳片の厚さ方向中心が凝固した直後に、圧下直前の鋳片の厚さを圧下直後の鋳片の厚さで割った値である圧下比を１．４１以上２．００以下とする圧下を行うことを特徴とする鋳片の連続鋳造方法が開示されている。
日本国特表２００９－５０８６９１号公報 日本国特表平３－５０４５７２号公報 日本国特開２０１５－６６８０号公報
　前述のように、特に薄手化した薄板鋼板を製造するに際し、ＴＳＣＲを用いることにより、圧延負荷が増大する問題、及びコイルのトップおよびボトムの通板時の問題を回避できる。一方、自動車用の薄板鋼板は、薄手化による剛性低下を防ぐために、材料を高強度化して対応している。高強度鋼板の成分系は高合金系（高Ｍｎ鋼）になっている。高合金系の薄板鋼板は、偏析が著しいので、偏析に起因する材質の劣化および鋼板表面の美観に課題があった。従来圧延ラインでは、連続鋳造で製造した鋳片をソーキング処理することで偏析拡散を行うことができる。これに対し、上述の通りＴＳＣＲでは鋳造した鋳片は、すぐさま圧延されて薄板鋼板になるため、ソーキング処理による偏析改善を行えないという課題があった。
　本発明は、高合金系で偏析が少ない薄板鋼板をＴＳＣＲにより安定的に製造することのできる、薄板鋼板の製造装置及び薄板鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　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）鋳型下端における鋳片厚みが７０ｍｍから１２０ｍｍである薄鋳片の連続鋳造装置と、鋳造した鋳片を保温及び／又は加熱する保持炉と、仕上げ圧延を行う圧延スタンドとをこの順で配置し、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片を切断することなく連続して行うことができる薄板鋼板の製造装置において、前記連続鋳造装置内であって鋳片の凝固完了位置よりも下流側に圧下ロールを有し、当該圧下ロールによって鋳片を圧下可能である。
（２）上記（１）において、前記保持炉は、高温に保持した雰囲気中を鋳片が通過する炉、又は鋳片を誘導加熱によって加熱する炉のいずれかであってよい。
（３）上記（１）又は（２）の薄板鋼板の製造装置を用いた薄板鋼板の製造方法であって、前記鋳型下端における薄鋳片の鋳造速度を４～７ｍ／ｍｉｎとし、凝固完了後かつ鋳片中心温度が１３００℃以上において、前記圧下ロールによって鋳片を圧下率３０％以上で圧下してよい。
（４）上記（１）又は（２）に記載の薄板鋼板の製造装置を用いた薄板鋼板の製造方法であって、前記鋳型下端における薄鋳片の鋳造速度を４～７ｍ／ｍｉｎとし、凝固完了後かつ鋳片中心温度が１３００℃以上において、前記圧下ロールによって鋳片を圧下率３０％以上で圧下し、前記保持炉において、鋳片を１１５０℃以上１３００℃以下の温度で５分以上保持してよい。
（５）上記（３）又は（４）において、前記薄板鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％～１．０％、Ｓｉ：０．０２％～２．００％、Ｍｎ：０．１％～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２～０．０３０％、Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、Ｎ：０．００２～０．０１０％およびＯ：０．０００１～０．０１５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有してよい。
（６）上記（５）において、前記薄板鋼板はさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１５０％、Ｖ：０．０１０～０．１５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有してよい。
　本発明によれば、薄鋳片連続鋳造装置と、鋳片を保温及び／又は加熱する保持炉と、圧延ラインとが組み合わさったラインで薄板鋼板を製造するに際し、高合金系で偏析が少ない薄板鋼板を安定的に製造できる。
薄板鋼板の製造装置の概略を示す図である。 連続鋳造装置の機端付近を示す部分断面図である。
　特許文献３に記載のように、連続鋳造装置内で、鋳片厚み中心が凝固した直後で、特定の条件で圧下を行えば、偏析間隔を短距離化することができ、短時間の熱処理でも偏析元素を拡散、無害化できることが知られている。また同文献では、偏析間隔となるデンドライト組織を微細にする方法としてＢｉ，ＳｎおよびＴｅを添加する方法も開示されている。同文献では、鋳型厚みが２００ｍｍ以上かつ鋳造速度が１ｍ／ｍｉｎ程度の条件下の連続鋳造方法を対象として検討が行われている。
　偏析のない高合金系の薄板鋼板を安定的に製造する方法として、鋳型での鋳片厚みを１００ｍｍ程度とした高速鋳造可能な連続鋳造（Continuous casting，ＣＣ）とコンパクトな熱延を組み合わせたプロセスを考え、鋳造条件、加熱条件や圧延条件の最適条件を調査した。
　連続鋳造装置内において、凝固が完了した直後の鋳片を圧下することと、圧下後の鋳片を熱処理炉内で高温に保持することにより、鋳片中心部のマクロ偏析、及びデンドライト樹間のミクロ偏析をさらに軽減することを着想した。
　そこで、条件Ａの場合と条件Ｂの場合で鋳造する鋳片について、凝固完了後かつ連続鋳造装置の機内において、熱間まま凝固直後に圧延する実験を行った。凝固完了後であって鋳片の中心温度が１３００℃以上の領域において、圧下率３０～５０％で鋳片を圧下した。そして、連続鋳造装置から鋳片が排出された後に直ちに切断し、切断された鋳片を直ちに１２５０℃に保持された保持炉に装入して、その炉内に保持する熱処理を１０分ないし６０分で実施した。条件Ａの場合は圧下せず熱処理もしない場合と、圧下率３０％で圧下を行うが熱処理はしない場合と、圧下率３０％、４０％、５０％で圧下を行い、１２５０℃で熱処理時間を１０分、６０分を行う場合とを比較し、各条件での中心偏析比およびミクロ偏析比を求めた。条件Ｂの場合は圧下せず熱処理もしない場合と、圧下率３０％で圧下を行うが熱処理はしない場合と、圧下率３０％、５０％で圧下を行い、熱処理時間を１０分、６０分行う場合とを比較し、各条件での中心偏析比およびミクロ偏析比を求めた。中心偏析比の測定は、鋳片の圧延方向に対して垂直な面の厚み中心付近のＭｎ濃度の分析はＥＰＭＡを用い、ビーム径５０μｍで厚さ方向に線分析を行って、鋳片内のＭｎ濃度分布を測定し、測定範囲でのＭｎの最大濃度を求めた。そして、Ｍｎの最大濃度の値を溶鋼段階の化学分析から求めたＭｎの初期含有率（２．４０質量％）で割った値を中心偏析比とした。ミクロ偏析比の測定は中心偏析測定と同じ鋳片を用いて、鋳片厚み１／４での幅方向に線分析を行った。そして、デンドライト１次アームに濃化したＭｎの分布から、Ｍｎの最大濃度の値を溶鋼段階の化学分析から求めたＭｎの初期含有率で割った値をミクロ偏析比とした。ここで、圧下ロールによる圧下率（％）は、「（圧下前鋳片厚－圧下後鋳片厚）／圧下前鋳片厚×１００」として求めた。
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　表１より、圧下率が高い程、熱処理時間が長い程、中心偏析比およびミクロ偏析比はともに、偏析フリーを示す１に近づき、改善することがわかった。また、薄鋳片連続鋳造である条件Ａの方が、従来の厚い鋳片を連続鋳造する条件Ｂよりも偏析比の改善効果は大きいことがわかった。
　薄鋳片連続鋳造で高速鋳造を行うに際し、凝固完了直後での圧下と、鋳造直後の熱処理により、中心偏析比およびミクロ偏析比が改善した理由については、以下のように考えられる。即ち、凝固完了直後の圧下と熱処理によって中心偏析比およびミクロ偏析比が改善する理由は、圧下時に導入される転位が偏析元素の拡散経路になっており、高速に拡散した可能性がある。また、圧下により中心偏析は圧延長手方向に延ばされ、厚みが薄くなることにより中心偏析が拡散するまでの時間が短縮されることも偏析改善の理由と考える。このような拡散メカニズムは、圧下率３０％において保持炉で積極的に熱処理しなくても中心偏析比が改善したことと整合する。鋳片の中心温度が１３００℃以上において鋳片を圧下しているために、圧下後にも鋳片の中心部温度が１３００℃近辺にある時間がある程度あり、この間に偏析元素が拡散することが考えられる。ミクロ偏析も中心偏析と同様に圧下によりミクロ偏析間隔は短くなるので、偏析元素の拡散は促進されるため偏析が改善する。
　本実施形態に係る薄鋳片連続鋳造において、鋳型下端における鋳片厚みは、７０ｍｍから１２０ｍｍとする。また、鋳型下端における薄鋳片の鋳造速度は、４～７ｍ／ｍｉｎとする。厚み１２０ｍｍ以下の薄鋳片を４ｍ／ｍｉｎ以上の高速で鋳造することにより、凝固完了直後におけるデンドライトアーム間隔を微細化し、同じく凝固完了直後における中心偏析比およびミクロ偏析比を低減できる。一方、生産性の理由により、鋳片厚み下限は７０ｍｍとする。また、ブレイクアウトなどの鋳造トラブルの理由により、鋳造速度の上限は７ｍ／ｍｉｎとする。連続鋳造装置内において、凝固シェルが鋳型を通過した後、ロール帯において未凝固圧下を行って鋳片厚を薄くしてもよい。
　連続鋳造装置１の機内における、凝固完了部位付近の鋳片１０とサポートロール７と圧下ロール４との関係について、図２に基づいて説明する。なお、連続鋳造装置内とは、保持炉２よりも上流側２１にある連続鋳造装置１の機内を意味し、最も下流側２２に設けられたサポートロール７より上流側２１の部分を意味する。凝固完了前の鋳片１０は、表面から順に、固相部１３、固液共存相１４、液相部１５を備えている。ここで、固相部１３と固液共存相１４との境界を、固相線１６と呼ぶ。固液共存相１４と液相部１５との境界を、液相線１７と呼ぶ。鋳片１０が上流側２１から下流側２２に向かう鋳造方向２０に移動するに連れて、鋳片１０の凝固は進行し、固相部１３の厚みは厚くなる。鋳片１０の上面側と下面側の固相線１６とが交わる部分は、凝固完了位置１１である。凝固完了位置１１よりも下流に向かうに連れて、鋳片厚み中心部の温度は低下する。
　連続鋳造装置内における圧下ロール４を用いた圧下は、凝固完了後かつ鋳片中心温度が１３００℃以上となる位置において、鋳片１０を圧下率３０％以上で行うことが好ましい。すなわち、連続鋳造装置内における鋳造ラインの１箇所での一組の圧下ロール４による鋳片１０を圧下する１回のパスでの圧下率が３０％以上であってよい。なお、連続鋳造装置内における鋳造ラインの複数箇所での複数組の圧下ロール４の圧下であってもよい。即ち、圧下ロール４で圧下する鋳造方向２０での鋳片１０における部位は、凝固完了位置１１と中心部１３００℃位置１２との間の位置となる。言い換えると、製造装置は、連続鋳造装置内であって鋳片１０の凝固完了位置１１よりも下流側２２であって、中心部１３００℃位置１２よりも上流側２１に、圧下ロール４を有している。圧下ロール４は、連続鋳造装置内における最も下流にあるサポートロール７よりも上流側２１に位置している。圧下位置を凝固完了後とするのは、内部が未凝固で圧下をすると内部割れが発生するためである。圧下位置を鋳片中心温度が１３００℃以上とするのは、１３００℃以上での圧下で偏析比の改善効果が発現しているためである。この要件は、連続鋳造装置内で鋳片１０を鋳造中に圧下することにより通常達成される。鋳片１０を圧下率３０％以上で圧下するのは、これによって中心偏析比およびミクロ偏析比の改善が明確に得られるからである。
　このように、本実施形態に係る製造装置は、鋳片厚みが７０ｍｍから１２０ｍｍである薄鋳片を、保持炉２より上流側２１で、凝固が完了した直後に、３０％以上の大きな圧下率で圧下するので、ＴＳＣＲによって、偏析が少ない高合金系の薄板鋼板を安定的に製造できる。
　保持炉２内における鋳片１０の保温については、鋳片１０を１１５０℃以上１３００℃以下の炉内雰囲気温度で５分以上保持することが好ましい。１１５０℃以上で５分以上保持することにより、中心偏析比およびミクロ偏析比の改善が一層明確に得られるからである。一方、保持温度の上限を１３００℃とするのは、それ以上の高温ではスケールが生成しスケール疵が発生するからである。
　但し、上記のように保持炉２内に５分以上保持せずとも、鋳型下端における鋳片厚みが７０ｍｍから１２０ｍｍの連続鋳造装置内であって、鋳片１０の凝固完了位置１１よりも下流側２２に設置した圧下ロール４を用いて鋳片１０を圧下すれば、鋳片１０の中心偏析比およびミクロ偏析比は改善される。
　連続鋳造装置１は、主として、鋳型および未凝固部を有する鋳片１０をサポートするロール帯を備えている。ロール帯は、ローラーエプロンおよびサポートロール７などを備えている。なお、サポートロール７は、回転自由なロールを備えたものであってよく、鋳片１０を鋳造方向２０に対して送るように回転トルクを与えることができる、回転駆動するロールを備えたピンチロールであってよい。サポートロール７のうちのいくつかは、ピンチロールであってよい。ピンチロールは、通常、圧下ロール４より上流側２１に配置されている。
　完全凝固した後の鋳片１０は通常速やかに連続鋳造装置１から排出される構成になっている。したがって、連続鋳造装置内に圧下ロール４を備える本実施形態であっても、鋳片１０の完全凝固位置から連続鋳造装置１の末端までは３～５ｍ程度であり、鋳造速度が４～７ｍ／ｍｉｎであれば１分間以内で鋳片１０が装置外に排出される。
　このような短時間であるから、連続鋳造装置１の出側においても、鋳片１０の中心部温度はほぼ１３００℃以上である。したがって、中心偏析比およびミクロ偏析比の改善だけのためならば、必ずしも鋳片１０を１１５０～１３００℃に保持した炉内に５分間以上保持する必要は無い。しかし、本実施形態では、連続鋳造された鋳片１０は切断されることなく速やかに圧延される。この場合、連続鋳造装置１から排出された直後であっても鋳片１０の表面コーナー部などは低温になっていることが多いため、直ちに圧延されることはできないが、圧延するための鋳片加熱であるから、短時間に昇温されれば十分である。このような加熱目的に適した装置としては、誘導加熱装置が知られている。
　本実施形態において、鋳造した鋳片１０を保温する保持炉または鋳造した鋳片１０を加熱する加熱炉のいずれか一方または両方を総称して「保持炉」と呼ぶ。本実施形態において、連続鋳造装置１、保持炉２、圧延スタンド３の順に直線的に配置されていることを特徴としている。
　鋳造中の鋳造方向２０における各位置での鋳片厚み方向中心部の温度ＴCは、１次元の伝熱凝固解析（計算）によって求めることができる。中心部の温度ＴCが固相線温度ＴSに一致した位置を凝固完了位置１１とする。同様の解析により、中心部１３００℃位置１２を定めることができる。伝熱凝固解析にあたっては、エンタルピー法、等価比熱法などを用いることができる。
　本実施形態に係る薄板鋼板の製造方法は、図１に示すような薄板鋼板の製造装置を用いて実施できる。即ち、薄板鋼板の製造装置は、鋳型下端における鋳片厚みが７０ｍｍから１２０ｍｍである薄鋳片の連続鋳造装置１と、鋳造した鋳片１０を保温及び／又は加熱する保持炉２と、仕上げ圧延を行う圧延スタンド３とをこの順で配置し、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行うことができる。薄板鋼板の製造装置は、連続鋳造装置内であって鋳片１０の凝固完了部よりも下流側２２に圧下ロール４を有し、圧下ロール４によって鋳片１０を圧下可能である。なお、圧下ロール４は、鋳片１０を、回転するロールと平板との間または回転するロール同士の間に挟んで押圧しながら通過させることで、展伸および圧延を行う圧延機である。
　連続鋳造装置１内の圧下ロール４による圧下は、鋳片１０の凝固が完了した後の位置で行う。そのため、圧下ロール４は、鋳片１０の凝固完了位置１１よりも下流側２２に配置されている。圧下ロール４は、連続鋳造装置内であって機端付近に配置されていることにより、適正な位置での圧下を行うことができる。ここで、機端付近とは、連続鋳造装置１の末端位置、またはその末端位置から５ｍ以内の位置を意味する。この位置であれば、鋳造中の鋳片１０の厚み中心部が凝固した直後に圧下できる。また、圧下ロール４を連続鋳造装置内に配置することにより、鋳片１０の中心温度が１３００℃以上において鋳片１０を圧下できる。
　本実施形態に係る薄板鋼板の製造装置は、図１に示すように、連続鋳造装置１と保持炉２と仕上げ圧延の圧延スタンド３をこの順で配置している。そして、この製造装置は、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行う。仕上げ圧延後、巻き取り装置６は、薄板鋼板を巻き取る。従来のバッチ式の圧延においては、圧延するコイルごとにトップおよびボトムが存在し、通板時の問題を抱えていたが、本実施形態では鋳片１０を切断することなく連続して圧延を行うので、トップおよびボトムにおける通板時の問題を回避できる。また、連続鋳造後の鋳片１０が薄鋳片であるため、板厚が１．２ｍｍを下回るような薄板鋼板の製造においても、圧延負荷を軽減できる。
　本実施形態において、保持炉２は、鋳造した鋳片１０を保温及び／又は加熱する機能を有している。保持炉２は、高温に保持した雰囲気中を鋳片１０が通過する炉、すなわち、鋳片１０を通過させる雰囲気を高温に保持する炉であってよく、鋳片１０を誘導加熱によって加熱する炉であってもよい。
　仕上げ圧延を行う圧延スタンド３に関し、仕上げスタンド数に制限はない。板厚１．２ｍｍ以下の薄手材を製造するのであれば、仕上げスタンド数は５以上が望ましい。
　なお、保持炉２と仕上げ圧延の圧延スタンド３との間には、通常、デスケーリング装置５が配置される。
　一般的なＴＳＣＲの保熱炉を持つライン構成では、連続鋳造後の鋳片を保熱炉へ装入し、均熱化した上で仕上げ圧延を行うのが一般的であり、保熱炉の前では圧延を行わない。これは、保熱炉前で圧下をすると、保熱炉内での通板速度が増加するため、保熱炉での在炉時間が短くなり、温度均質化を行うには保熱炉の延長が必要になると考えられてきたからである。本実施形態では上記の考えとは異なり、偏析拡散を狙い連続鋳造装置内で圧下を行う。従来常識では、圧下をしたために保熱炉での在炉時間が短くなり、偏析拡散、温度均質化には不利である予想された。しかし、上記詳述したように、凝固完了後で鋳片中心が１３００℃以上の温度において、好ましくは圧下率３０％以上で圧下を行うことにより、圧下後鋳片の中心偏析比およびミクロ偏析比が軽減するため、その後の保持炉における保持時間が短くても偏析が拡散することがわかった。また、連続鋳造装置内での圧下で中心温度が１３００℃以上と高温かつ圧下率３０％以上の圧下を行えば、圧下により鋼板断面の平均温度は均質化し、短時間の熱処理でも温度均質化には十分である。
　即ち、本実施形態によれば、ソーキング処理を行うことができないＴＳＣＲにおいて、偏析の少ない高合金系の薄板鋼板の製造方法を提供できる。
　本実施形態の薄板鋼板の製造方法で用いる薄板鋼板の好ましい成分組成について説明する。
　本実施形態の薄板鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％～１．０％、Ｓｉ：０．０２％～２．００％、Ｍｎ：０．１％～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％～０．０３０％、Ａｌ：０．０００５％～０．０５００％、Ｎ：０．００２％～０．０１０％およびＯ：０．０００１％～０．０１５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有すると好ましい。
　Ｃ：０．０１％～１．０％
　Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が１．０％を超えると溶接性が悪くなる。一方、Ｃの含有量が０．０１％未満であると強度が低下する。
　Ｓｉ：０．０２％～２．００％
　Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。一方、Ｓｉの含有量が０．０２％未満では強度が低下する。
　Ｍｎ：０．１％～３．５％
　Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために本実施形態の鋼板に添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると本実施形態によっても鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなる懸念がある。また、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．５％以下とすることが好ましい。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が０．１％未満であると、中心偏析およびミクロ偏析の改善効果を明確に享受できない。この観点からは、Ｍｎの含有量は０．１％以上、さらには０．５％以上であることが好ましい。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０２％を超えると本実施形態によっても溶接部が大幅に脆化する懸念がある。
　Ｓ：０．００２％～０．０３０％
　Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。また、Ｔｉと結びついて硫化物を生成し、Ｔｉが窒化物となることを妨げ、間接的にＡｌ窒化物の生成を誘発することから、Ｓの含有量の上限値を０．０３０％とすることが好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めなくても、偏析比の改善効果は発揮される。Ｓの含有量を０．００２％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うので、Ｓの含有量の下限を０．００２％とする。
　Ａｌ：０．０００５％～０．０５００％
　Ａｌは、多量に添加すると粗大な窒化物を形成し、低温における絞り値を低下させ、耐衝撃特性を低下させることから、Ａｌの含有量の上限を０．０５０％とすることが好ましい。粗大な窒化物の生成を避けるため、Ａｌの含有量は０．０３５％以下とすることがより好ましい。Ａｌの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ａｌの含有量を０．０００５％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴う。また、Ａｌは脱酸材としても有効な元素であり、この観点から、Ａｌの含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｎ：０．００２％～０．０１０％
　Ｎは、低温での破壊の起点となる粗大な窒化物を形成し、耐衝撃特性を低下させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１０％を超えると、この影響が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１０％以下とすることが好ましい。この観点から、Ｎの含有量は０．００４０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．００２％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招く。
　Ｏ：０．０００１％～０．０１５０％
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、低温での破壊の起点を生じさせることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１５０％を超えると、この影響が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１５０％以下とすることが好ましい。この観点から、Ｏの含有量は０．００２０％以下であることがより好ましく０．００１０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴う。
　本実施形態の薄板鋼板は、選択的にさらに下記元素を含有していても良い。すなわち、薄板鋼板は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％～０．０３０％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１５０％、Ｖ：０．０１０～０．１５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有してよい。本実施形態に係る主たる効果は中心偏析とミクロ偏析の改善であり、下記元素を含有していることによってその効果が殊更に影響されるものではない。
　Ｔｉ：０．００５％～０．０３０％
　Ｔｉは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させ、耐衝撃特性を向上させる。この効果を得るには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させる。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０１２０％以下であることが好ましく、０．０１００％以下であることがより好ましい。
　Ｎｂ：０．００１０％～０．０１５０％
　Ｎｂは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この効果を得るには、Ｎｂの含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、Ｎｂの含有量を０．００３０％以上とすることがより好ましく、０．００５０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎｂの含有量が０．０１５０％を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させるため、Ｎｂの含有量は０．０１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０１２０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｖ：０．０１０％～０．１５０％
　Ｖは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この影響を得るには、Ｖの含有量を０．０１０％以上とする必要が有り、含有量を０．０３０％以上とすることが好ましく、０．０５０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させるため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｖの含有量は０．１２０％以下であることがより好ましく、０．１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｂ：０．０００１％～０．０１００％
　Ｂは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この効果を得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、Ｂの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｂは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、さらに添加してもよいが、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｒ：０．０１％～２．００％
　Ｃｒは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｎｉ：０．０１％～２．００％
　Ｎｉは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｃｕ：０．０１％～２．００％
　Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替えて添加できる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０１％～１．００％
　Ｍｏは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｗ：０．０１％～１．００％
　Ｗは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく偏析比の改善効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　残部は、鉄及び不純物であればよい。
　図１に示すような、鋳型下端における鋳片厚みが１００ｍｍである薄鋳片の連続鋳造装置１と、鋳造した鋳片１０を加熱する保持炉２と、仕上げ圧延を行う圧延スタンド３とをこの順で配置し、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行うことができる薄板鋼板の製造装置を用いて、薄板鋼板を製造した。この製造装置は、連続鋳造装置１の機内であって、その末端位置に、ロール径７２０ｍｍの圧下ロール４を有している。鋳型サイズは、１００ｍｍ厚×１５００ｍｍ幅である。鋳造速度は、５．０ｍ／ｍｉｎである。圧下ロール４による圧延速度は、鋳造速度と同じである。圧下率は、表３に示すとおりである。圧下位置は、凝固完了後であって、伝熱凝固解析によって求めた鋳片幅中央の厚み中心温度が表３に示す温度となる位置とした。
　鋳造した鋳片１０を保温するタイプの保持炉２を用いる場合、連続鋳造装置１から圧下された鋳片１０が出てきた時点で所定の長さに切断し、加熱するタイプの保持炉の横に設置した保持炉２に、鋳片１０を切断せずにしたと仮定した際の圧下率から求まる通板速度とその保持炉２の炉長さを１８０ｍと想定した時の在炉時間だけ装入してから、上記した連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行うことができる薄板鋼板の製造装置のライン上に鋳片１０を戻して、所定の薄板鋼板を製造した。この場合、鋳片１０は一度切断されているためバッチ圧延となるが、問題なく圧延できている。なお、保持炉２の炉内雰囲気温度は１２００℃とした。連続鋳造装置１の機端での鋳片厚及び鋳片速度（保持炉通過速度）、保持炉２での熱処理時間（保持炉在炉時間）を表３に示す。
　試験において、表２に示す鋼種成分を鋳造し、仕上げ圧延後の板厚が１．８ｍｍである熱延鋼板（薄板製品）を製造した。表３に試験条件および薄板製品品質の一覧を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記圧延により得られた鋼板の偏析度を測定した。測定の対象とした溶質元素はＭｎとした。Ｍｎ濃度の分析はＥＰＭＡを用い、ビーム径５０μｍで鋼板の厚さ方向に線分析を行って、鋼板内のＭｎ濃度分布を測定し、測定範囲でのＭｎの最大濃度を求めた。Ｍｎの最大濃度の値を溶鋼段階の化学分析から求めたＭｎの初期含有率で割った値をＭｎ偏析度とした。
　また、熱延鋼板より穴広げ試験用サンプルを切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０（金属材料の穴広げ試験方法）に準拠して穴広げ試験を実施し、穴広げ限界値「λ（％）」を算出した。総合評価として、穴広げ率が５０％以上のものを○とし、それ以下を×とした。
　本発明例１～４は、連続鋳造装置１内の末端位置で各圧下率で圧下した直後に鋳片１０を切断し、鋳片１０を保温するタイプの保持炉２に一旦装入して表３に記載した保持時間ののち、デスケーラー、仕上げ圧延により、所定の厚みまで圧延された薄板鋼板（薄板製品）の例である。
　本発明例５は、鋳片加熱用の保持炉２（誘導加熱炉）を用いて、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行って製造した薄板鋼板の例である。
　比較例１は、連続鋳造装置内の末端位置で圧下せず、その鋳片を切断した上、鋳片を保温するタイプの保持炉２に一旦装入して表３に記載した保持時間ののち、圧延して、本発明例１～５と同じ板厚とした薄板鋼板の例である。
　本発明例１の評価（※１）は、凝固直後圧下の圧下率が小さく、穴広げ率が５０％以下であっても、比較例１に比べると優れていることを意味している。
　本発明例５の評価（※１）は、保持炉２内での保持時間が無くても、比較例１と比べると明確に優れていることを意味している。この理由は、連続鋳造装置内の末端位置で３０％の圧下を行ったことに加えて、連続鋳造機の機端から誘導加熱炉を経て仕上げ圧延を行う圧延スタンド３の入り口までに５分程度を要したために、その間に偏析元素の拡散が進んだためと考えられる。先に表１において確認して示したように、薄鋳片の連続鋳造装置１を用いて鋳造した鋳片１０を連続鋳造装置内で圧下することによって中心偏析とミクロ偏析とが改善されていると考えられる。よって、保持炉２内での鋳片保持時間を十分に確保しなくても、誘導加熱を用いて圧延された薄板鋼板の品質は、保持炉２内で６０ｍｉｎ保持された比較例１と比べて同等以上とできることが確認された。
　なお、連続鋳造後に鋳片を切断して長時間にわたって保持炉２内に維持した条件において、凝固直後に鋳片を圧下せずとも熱処理時間を３６０ｍｉｎ確保すれば偏析は緩和し、穴広げ率は改善することがわかった。しかしながら、ＴＳＣＲにおいては鋳片を切断せずに連続的に処理を行うため、このような熱処理を行うことはできず、実現性は低い。
　これらの比較調査結果から、薄鋳片の連続鋳造装置１と、鋳造した鋳片１０を保温または加熱する保持炉２と、仕上げ圧延を行う圧延スタンド３とをこの順で配置し、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行うことができる薄板鋼板の製造装置を用いて、薄板鋼板を製造すると、連続鋳造装置１の末端位置における鋳片１０の圧下率が高いほど、熱処理時間が長いほど、中心偏析、ミクロ偏析の少ない薄板鋼板を製造できると分かった。
　また、本発明例５では、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片１０を切断することなく連続して行って薄板鋼板を製造した結果、仕上げ圧延を行う圧延スタンド３での通板性が良好で、Ｍｎを２．６質量％含有する高Ｍｎ鋼で１．８ｍｍ厚の熱延鋼板を製造することに全く問題がなかった。また、同様の方法であれば、０．８ｍｍ厚などの、より薄い厚みの熱延鋼板を製造できることも確認できた。この高Ｍｎ鋼を圧延する際における通板性の向上効果は、保持炉２の炉長さを１８０ｍとした保持炉２を連続鋳造装置１と圧延スタンド３との間に設置すれば、本発明例１～４でも本発明例５と同様に享受できる。
　本発明によれば、ＴＳＣＲで薄板鋼板を製造するに際し、高合金系で偏析が少ない薄板鋼板を安定的に製造できる薄板鋼板の製造装置及び薄板鋼板の製造方法に適用できる。
　１　連続鋳造装置
　２　保持炉
　３　圧延スタンド
　４　圧下ロール
　５　デスケーリング装置
　６　巻き取り装置
　７　サポートロール
１０　鋳片
１１　凝固完了位置
１２　中心部１３００℃位置
１３　固相部
１４　固液共存相
１５　液相部
１６　固相線
１７　液相線
２０　鋳造方向
２１　上流側
２２　下流側

Claims (6)

  1. 　鋳型下端における鋳片厚みが７０ｍｍから１２０ｍｍである薄鋳片の連続鋳造装置と、鋳造した鋳片を保温及び／又は加熱する保持炉と、仕上げ圧延を行う圧延スタンドとをこの順で配置し、連続鋳造から保持炉通過及び仕上げ圧延まで鋳片を切断することなく連続して行うことができる薄板鋼板の製造装置において、
    　前記連続鋳造装置内であって鋳片の凝固完了位置よりも下流側に圧下ロールを有し、当該圧下ロールによって鋳片を圧下可能であることを特徴とする薄板鋼板の製造装置。
  2. 　前記保持炉は、高温に保持した雰囲気中を鋳片が通過する炉、又は鋳片を誘導加熱によって加熱する炉のいずれかであることを特徴とする請求項１に記載の薄板鋼板の製造装置。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の薄板鋼板の製造装置を用いた薄板鋼板の製造方法であって、
    　前記鋳型下端における薄鋳片の鋳造速度を４～７ｍ／ｍｉｎとし、凝固完了後かつ鋳片中心温度が１３００℃以上において、前記圧下ロールによって鋳片を圧下率３０％以上で圧下することを特徴とする薄板鋼板の製造方法。
  4. 　請求項１又は請求項２に記載の薄板鋼板の製造装置を用いた薄板鋼板の製造方法であって、
    　前記鋳型下端における薄鋳片の鋳造速度を４～７ｍ／ｍｉｎとし、凝固完了後かつ鋳片中心温度が１３００℃以上において、前記圧下ロールによって鋳片を圧下率３０％以上で圧下し、
    　前記保持炉において、鋳片を１１５０℃以上１３００℃以下の温度で５分以上保持することを特徴とする薄板鋼板の製造方法。
  5. 　前記薄板鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％～１．０％、Ｓｉ：０．０２％～２．００％、Ｍｎ：０．１％～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２～０．０３０％、Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、Ｎ：０．００２～０．０１０％およびＯ：０．０００１～０．０１５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有することを特徴とする請求項３または請求項４に記載の薄板鋼板の製造方法。
  6. 　前記薄板鋼板はさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１５０％、Ｖ：０．０１０～０．１５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の薄板鋼板の製造方法。
     
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