(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023141895
(43)【公開日】2023-10-05
(54)【発明の名称】Ｃｕ含有鋼の連続鋳造方法
(51)【国際特許分類】
B22D 11/00 20060101AFI20230928BHJP
B22D 11/124 20060101ALI20230928BHJP
B22D 11/22 20060101ALI20230928BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20230928BHJP
C22C 38/16 20060101ALI20230928BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230928BHJP
【ＦＩ】
B22D11/00 A
B22D11/124 L
B22D11/22 B
C22C38/00 301Z
C22C38/16
C22C38/58
【審査請求】未請求
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022048467
(22)【出願日】2022-03-24
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100090273
【弁理士】
【氏名又は名称】國分 孝悦
(72)【発明者】
【氏名】廣角 太朗
(72)【発明者】
【氏名】山下 悠衣
(72)【発明者】
【氏名】村田 美美
【テーマコード（参考）】
4E004
【Ｆターム（参考）】
4E004KA12
4E004MC02
4E004NA01
4E004NB01
4E004NC04
(57)【要約】
【課題】Ｃｕを含有する鋳片の表面割れを簡便かつ安価に防止することが可能なＣｕ含有鋼の連続鋳造方法を提供する。
【解決手段】少なくともＣｕ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｎ：０．０５０％以下を含有する鋳片を湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、鋳型から出てから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が溶鋼の成分に応じて定められる温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御する。
【選択図】図１
【解決手段】少なくともＣｕ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｎ：０．０５０％以下を含有する鋳片を湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、鋳型から出てから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が溶鋼の成分に応じて定められる温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御する。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｎｉ：０．０５０％以下、および
Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋳片を、湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
鋳型から出てから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御することを特徴とするＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
［Ｓｎ］＜０．００５％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ＜０．１５０％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．１５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２００％の場合、Ｔb＝１０７０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔb＝１０４０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔb＝１０１０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔb＝９８０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ≧０．３５０％の場合、Ｔb＝９５０℃、
ここで、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］であり、［Ｃｕ］は前記鋳片でのＣｕ濃度（質量％）を表し、［Ｓｎ］は前記鋳片でのＳｎ濃度（質量％）を表す。
Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｎｉ：０．０５０％以下、および
Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋳片を、湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
鋳型から出てから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御することを特徴とするＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
［Ｓｎ］＜０．００５％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ＜０．１５０％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．１５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２００％の場合、Ｔb＝１０７０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔb＝１０４０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔb＝１０１０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔb＝９８０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ≧０．３５０％の場合、Ｔb＝９５０℃、
ここで、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］であり、［Ｃｕ］は前記鋳片でのＣｕ濃度（質量％）を表し、［Ｓｎ］は前記鋳片でのＳｎ濃度（質量％）を表す。
【請求項2】
前記鋳片はさらに、
質量％で、
Ａｌ：０％超０．１００％以下、
Ｃｒ：０％超１．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
Ｔｉ：０％超０．０２０％以下、
Ｖ：０％超０．２００％以下、
Ｎｂ：０％超０．０３０％以下、
Ｚｒ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下、および
Ｂ：０％超０．００４０％以下、
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
質量％で、
Ａｌ：０％超０．１００％以下、
Ｃｒ：０％超１．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
Ｔｉ：０％超０．０２０％以下、
Ｖ：０％超０．２００％以下、
Ｎｂ：０％超０．０３０％以下、
Ｚｒ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下、および
Ｂ：０％超０．００４０％以下、
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、表面割れを防止するために用いて好適なＣｕ含有鋼の連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、地球温暖化防止の観点等から、種々の分野でＣＯ2削減の取り組みが盛んに行われている。鉄鋼業においても製鉄用の原料として廃スクラップを多量に用いる製鉄法が注目され、技術開発が進んでいる。一方、スクラップにはＣｕやＳｎといったトランプエレメントを高濃度で含むものも多く、これらの元素は溶鋼中からの除去が困難であることが知られている。
【0003】
特にＣｕを含む鋼は熱間加工性に劣る傾向にあるため、Ｃｕを含む鋼の連続鋳造時に通常の鋼の連続鋳造条件を採用した場合、鋳片の表面に割れが発生する場合がある。これは、連続鋳造時に鋼が雰囲気中の酸素に晒されて酸化する際に、スケール（酸化鉄）と地鉄との間に液体のＣｕが生成し、鋼の結晶粒界に侵入し、界面強度を低下させるためと考えられる（非特許文献１参照）。また、ＳｎはＣｕの鋼中への溶解度を下げることにより、Ｃｕによる割れの現象を促進してしまうことから、ＳｎとＣｕとが共存する鋼についても、鋳片の表面割れの問題が生じ易い（非特許文献２参照）。
【0004】
この現象は表面赤熱脆化と呼ばれ、ＣｕやＳｎがＦｅと比較して酸化され難いためにスケール成長の過程でＣｕやＳｎが金属状態のまま濃縮すること、及び、Ｆｅ中へのＣｕの固溶度が低いことが原因とされる。一方で、ＣｕやＳｎは鋼の精錬工程において除去し難い。赤熱脆化による鋳片表面割れの問題を解決するためには、ＣｕやＳｎを鋼中に混入させないようにするか、もしくはＣｕの鋼中への溶解度を上げる元素であるＮｉを添加することが有効である。特に、循環型社会となりＣｕを多く含むスクラップが多量に使用される現在では、Ｎｉ添加によりＣｕを無害化する必要性が高まってきている。しかしながら、Ｎｉは稀少で高価な元素であり、また機械的特性や焼入れ性などの鋼特性を大きく変え得ることから、Ｎｉ添加によらない、あるいはその添加量を極少量に抑え得る、ＣｕやＳｎの無害化技術に対する期待は大きい。
【0005】
そこで、特許文献１には、鋳片の表面赤熱脆化を防止する技術として、溶鋼湯面近傍のモールド内面形状が、鋳片引き抜き方向下方に向かって広がる逆テーパー値が２～１０％である逆テーパー形状で、前記逆テーパー部より下方のモールド内面形状が、鋳片引抜方向に向かって狭まる順テーパー形状であって、該順テーパー値が０～１％の範囲であるモールドを用いると共に、結晶化温度が９００℃以下、もしくは結晶化しない特性を有するモールドフラックスを用い、前記モールドフラックスと鋼との接触角が７０度以下であることを特徴とする連続鋳造方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｎｉ酸化物を含有するモールドフラックスを供給しながら鋳片の表面にニッケル酸化物によるコーティング層を形成することを特徴とする連続鋳造方法が開示されている。
【0006】
また、表面温度を制御することにより割れを防止する技術も提案されている。特許文献３には、１０００～１１００℃間を平均昇温速度５０℃／ｈ以上で鋼片を昇温し、１２００～１３５０℃でかつ該温度範囲で１ｈ以上保持後、１０００℃以上の温度域での累積圧下率を５０％以上、圧延仕上温度７００℃以上で熱間圧延を行い、その後、空冷または１～８０℃／ｓの平均冷却速度で５００～６５０℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするＣｕ含有高強度鋼材の製造方法が開示されている。さらに、特許文献４には、湾曲型もしくは垂直湾曲型連続鋳造機により、電磁鋼スラブを連続鋳造するに当り、連続鋳造機の冷却帯の矯正点を通過するスラブの表面温度を、８００～９００℃の温度範囲外に制御することを特徴とする電磁鋼スラブの連続鋳造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【特許文献1】特開２００４－２０２５２３号公報
【特許文献2】特表２０１８－５２０００４号公報
【特許文献3】特開２０１１－１６８８４３号公報
【特許文献4】特許第４０１６８４３号公報
【非特許文献】
【0008】
【非特許文献1】「Materials Transactions」vol.43, (2002), No.3, pp.292-300
【非特許文献2】「ふぇらむ」vol.7, (2002), No.4, pp.18-22
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
しかしながら、特許文献１及び２に記載の方法はいずれも鋳片表層の酸化をモールドフラックスにより防止しようとするものであり、連続鋳造機の型式や２次冷却方法によっては、鋳片表面へのモールドフラックス付着状況が安定しないため、効果を十分享受することができない。また、特許文献３に記載の方法は鋳片の熱間圧延に関するものであり、溶鋼を凝固させながら鋳型から引き抜く連続鋳造の過程においてはプロセスが全く異なるため、連続鋳造で採用することはできない。さらに特許文献４に記載の方法は、鋼中にＣｕが含まれなかったとしても発生する、スラブの角から内部に向かって数ｍｍ～数ｃｍの長さで伸びるかぎ割れ（横割れ）を防止する技術である。前述した赤熱脆化割れは概ね１０５０℃から１２００℃の範囲で発生することが知られており、かぎ割れとは発生メカニズムの異なる割れである。したがって、この方法は、赤熱脆化割れを防止するのに不十分である。
【0010】
本発明は前述の問題点を鑑み、Ｃｕを含有する鋳片の表面割れを簡便かつ安価に防止することが可能なＣｕ含有鋼の連続鋳造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】
【0011】
本発明は上記のような課題を解決するためになされたものであり、その構成は以下のとおりである。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｎｉ：０．０５０％以下、および
Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋳片を、湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
鋳型から出てから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御することを特徴とするＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
［Ｓｎ］＜０．００５％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ＜０．１５０％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．１５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２００％の場合、Ｔb＝１０７０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔb＝１０４０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔb＝１０１０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔb＝９８０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ≧０．３５０％の場合、Ｔb＝９５０℃、
ここで、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］であり、［Ｃｕ］は前記鋳片でのＣｕ濃度（質量％）を表し、［Ｓｎ］は前記鋳片でのＳｎ濃度（質量％）を表す。
（２）
前記鋳片はさらに、
質量％で、
Ａｌ：０％超０．１００％以下、
Ｃｒ：０％超１．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
Ｔｉ：０％超０．０２０％以下、
Ｖ：０％超０．２００％以下、
Ｎｂ：０％超０．０３０％以下、
Ｚｒ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下、および
Ｂ：０％超０．００４０％以下、
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載のＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｎｉ：０．０５０％以下、および
Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋳片を、湾曲型もしくは垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
鋳型から出てから矯正点に至るまで、鋳片表面の最大温度が下記の温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御することを特徴とするＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
［Ｓｎ］＜０．００５％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ＜０．１５０％の場合、Ｔb＝１１００℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．１５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２００％の場合、Ｔb＝１０７０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔb＝１０４０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔb＝１０１０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔb＝９８０℃、
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ≧０．３５０％の場合、Ｔb＝９５０℃、
ここで、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］であり、［Ｃｕ］は前記鋳片でのＣｕ濃度（質量％）を表し、［Ｓｎ］は前記鋳片でのＳｎ濃度（質量％）を表す。
（２）
前記鋳片はさらに、
質量％で、
Ａｌ：０％超０．１００％以下、
Ｃｒ：０％超１．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
Ｔｉ：０％超０．０２０％以下、
Ｖ：０％超０．２００％以下、
Ｎｂ：０％超０．０３０％以下、
Ｚｒ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下、および
Ｂ：０％超０．００４０％以下、
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載のＣｕ含有鋼の連続鋳造方法。
【発明の効果】
【0012】
本発明によれば、連続鋳造設備において特別な装置を設けることなく、Ｃｕを含有する鋳片の表面割れを簡便かつ安価に防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図1】鋳型内から矯正点までの温度履歴の概要を説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。まず、金属学的効果について以下に説明する。
Ｃｕ含有鋼の赤熱脆化は概ね１０５０℃から１２００℃の範囲で発生し、Ｃｕ濃度の増加、およびＳｎの共存により赤熱脆化の下限温度が下方に拡大することが知られている。連続鋳造中の赤熱脆化割れを抑制するには、鋳片の表面温度をできるだけ当該温度範囲より低位に維持することが有効であるが、その際、当該温度範囲に及ぼすＳｎ成分の影響を把握することが重要である。
Ｃｕ含有鋼の赤熱脆化は概ね１０５０℃から１２００℃の範囲で発生し、Ｃｕ濃度の増加、およびＳｎの共存により赤熱脆化の下限温度が下方に拡大することが知られている。連続鋳造中の赤熱脆化割れを抑制するには、鋳片の表面温度をできるだけ当該温度範囲より低位に維持することが有効であるが、その際、当該温度範囲に及ぼすＳｎ成分の影響を把握することが重要である。
【0015】
本発明者らはＣｕ、Ｓｎに起因して発生する鋳片割れのメカニズムについて鋭意検討し、その結果、鋳片の割れは矯正点における鋳片の表面温度が赤熱脆化温度域にあるか否かには影響されず、矯正点に至るまでの鋳片の表面温度履歴に影響することを見出した。詳しくは、以下のメカニズムに依る。
【0016】
鋳片が鋳型から引き抜かれた後、スケールの生成に伴って選択酸化によりＣｕやＳｎといったトランプエレメントの濃縮層が生成する。この濃縮層の温度が固相線温度を上回ると、Ｃｕ系溶融合金が生成されてスケールと地鉄との界面に濃縮し、一部が結晶粒界に侵入する。Ｃｕ系溶融合金が侵入した粒界は連続鋳造機のロールとの接触により生じる非常に小さい歪でも開口しやすく、矯正点に至るまでに深さ０．２ｍｍ以上の微小な割れ（以下、単に微小な割れと称す）を生じる。このクラックが矯正点において引張歪を受けることで伸展し、主に鋳片上面にて深さ１ｍｍ以上となる表面割れとなる。
【0017】
そこで本発明者らは、このような微小な割れの発生は、矯正点に至るまでの温度履歴が関係していることを見出し、次に、鋳片の微小な割れ発生に及ぼす温度履歴の影響を調査するため、以下に示す方法で鋼材の微小引張試験を行った。
【0018】
以下の表１に示す成分の鋼材から１０ｍｍφ、１２０ｍｍ長さの丸棒試験片を作製した。そして、これらの試験片を減圧下非酸化雰囲気で１４００℃まで加熱し、結晶組織を十分成長させた後に９００℃まで降温し、大気で復圧した。この状態で９００秒保持してスケールを成長させ、その後９００～１１００℃に昇温し、１８０秒保持した。その後、連続鋳造機のロールとの接触に近い条件として、丸棒に０．５ｍｍの引張加工を行い、室温まで冷却、試験片表面の割れ発生状況を調査した。実験結果を表２に示す。
【0019】
ここで、表２において、「○」は微小な割れが発生しなかった例を示し、「×」は微小な割れが発生した例を示す。また、「－」は実験を行わなかった例を示す。なお、微小な割れの有無は、光学顕微鏡によるサンプル表層部の観察で旧オーステナイト粒界に沿って深さ０．２ｍｍ以上の割れが確認されたか否かによって判断した。また、表１の「Ｃｕ＿ｅｑ」はＣｕとＳｎの線形和であらわされるＣｕ当量（質量％）を表し、Ｃｕ濃度（質量％）を［Ｃｕ］、Ｓｎ濃度（質量％）を［Ｓｎ］とした場合、Ｃｕ＿ｅｑ＝［Ｃｕ］＋４×［Ｓｎ］である。
【0020】
【表1】
【0021】
【表2】
【0022】
表２に示すように、微小な割れの有無はＳｎ濃度およびＣｕ当量（Ｃｕ＿ｅｑ）と相関性があることが判明した。ここで、保持時間を１８０秒とした理由は、過去の実績からＣｕが鋼中に浸潤するまでにかかる時間に基づいているからである。なお、一部の試料について保持時間を３００秒、６００秒とする実験も行ったが、微小な割れの有無への大きな影響は見られなかった。
【0023】
また、表２において×で示される条件のうち、０．５ｍｍの引張加工を行った後、試料温度を７８０～９００℃に降温したうえで、さらに連続鋳造機の矯正点での矯正に近い条件として、５ｍｍの引張加工（歪速度：１／ｓ）を行った結果、鋼種や試料温度によらず、いずれの試料においても丸棒試験片のくびれ部分に目視でも明確な表面割れが確認され、その深さは０．８４～１．３６ｍｍの範囲であった。
【0024】
以上の実験結果から、上記微小な割れが発生した場合には、連続鋳造機内においてその後矯正歪が印加されることにより、赤熱脆化に起因する有害な表面割れが発生することが推定できた。
【0025】
また、上記の実験結果から、１８０秒の保持時間であっても、微小な割れが発生する場合とそうでない場合とがあり、鋳片表面温度がＳｎ濃度およびＣｕ当量（Ｃｕ＿ｅｑ）と相関する下限温度以上に１８０秒を超えて滞在した際に微小な割れが発生することも確認できた。例えば、試料ＬＴ－Ａで、保持温度が１１００℃の場合と１１３０℃の場合とを比較すると、ある下限温度以上に滞在する時間は、１１００℃から１１３０℃まで昇温する時間および１１３０℃から１１００℃まで冷却する時間が加算される分、保持温度が１３００℃である例の方が長くなる。つまり、ある下限温度は１１００℃以上１１３０℃未満の温度と推定でき、保持温度が１１００℃である例では、上記のある下限温度以上に１８０秒以下で滞在したことから、微小な割れが発生しなかった一方で、保持温度が１１３０℃である例では、上記のある下限温度以上に１８０秒を超えて滞在したことから、微小な割れが発生したと考えられる。
【0026】
そこで、本発明者らは、この下限温度を導出することにより、微小な割れが発生しない温度条件を見出した。なお、温度条件を見出す際に、上記の実験は１８０秒間同じ温度に保持しているが、実際の連続鋳造では冷却条件によって復熱度合いが異なり、１８０秒間同じ温度に保持することは不可能であるため、そういった条件の違いも加味して温度条件を見出した。
【0027】
なお、鋳片表面温度が概ね１２５０℃を超えるとＣｕ系溶融合金がスケール内に取り込まれやすくなり、表面割れが抑制される傾向があることが知られているが、鋳型から出た後の鋳片表面温度が１２５０℃を超えることはほとんどない。鋳片表面温度が１２５０℃を超えるような操業を行うためには、昇温するために連続鋳造設備において特別な装置を設ける必要があり、操業上安価に製造することができないため、本実施形態ではこのような条件は対象外としている。
【0028】
以上より本実施形態においては、連続鋳造において、鋳型から出た後、矯正点に至るまでの間、鋳片表面の最大温度が溶鋼の成分に応じて定められる下記の温度Ｔb（℃）以上となる時間ｔb（秒）が１８０秒以下となるように冷却を制御するものとする。
質量％で、
［Ｓｎ］＜０．００５％の場合、Ｔb＝１１００℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ＜０．１５％の場合、Ｔb＝１１００℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．１５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２００％の場合、Ｔb＝１０７０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔb＝１０４０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔb＝１０１０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔb＝９８０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ≧０．３５０％の場合、Ｔb＝９５０℃
質量％で、
［Ｓｎ］＜０．００５％の場合、Ｔb＝１１００℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ＜０．１５％の場合、Ｔb＝１１００℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．１５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２００％の場合、Ｔb＝１０７０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．２５０％の場合、Ｔb＝１０４０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．２５０％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３００％の場合、Ｔb＝１０１０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつ０．３００％≦Ｃｕ＿ｅｑ＜０．３５０％の場合、Ｔb＝９８０℃
［Ｓｎ］≧０．００５％、かつＣｕ＿ｅｑ≧０．３５０％の場合、Ｔb＝９５０℃
【0029】
ここで、温度Ｔbおよび時間ｔbについて、図１を参照しながら説明する。図１は、鋳型内から矯正点までの温度履歴の概要を説明するための図である。図１の横軸は鋳型内のメニスカスからの時間を表し、鋳型から出た時点を０秒としている。一方、縦軸は鋳片表面（中央部）の最大温度を表している。
【0030】
図１に示すように、鋳型から出た直後は鋳片がスプレー冷却装置により冷却されるが、最初の時間ｔb1だけ温度Ｔbよりも高くなる。そして、冷却後は復熱により鋳型表面温度は上昇し、時間ｔb2だけ温度Ｔbよりも高くなる。鋳型から出た直後の時間ｔb1の間もＣｕ系溶融合金が生成されうることから、本実施形態における時間ｔbは、時間ｔb1と時間ｔb2の合計とする。そして、本実施形態では、この時間ｔbが１８０秒以下となるよう冷却を制御することによって、微小な割れを防止し、矯正点での赤熱脆化割れを防止するようにしている。
【0031】
なお、温度Ｔb以上に１８０秒を超えて滞在させない理由は、Ｃｕ系溶融合金が鋼材表面の粒界に深く侵入することを抑制することであるから、温度Ｔb以上に滞在する時間が０秒であってもよい。また、鋳片表面の温度は、鋳片の周方向で最も温度の高い部分を１点取ればよい。その理由は、当該部分の温度がＴb以上に１８０秒を超えて存在しなければ、その他の部分もこの条件を満たし、鋳片周方向全体のＣｕ系溶融合金の粒界侵入が低位に抑制されるからである。
【0032】
また、本実施形態では、１８０秒を基準にして、溶鋼の成分に応じた温度Ｔbを設定しているが、その理由は以下のとおりである。まず、Ｃｕが鋼中に浸潤するまでにかかる時間において、微小な割れが発生する場合と発生しない場合とがある。そこで、微小な割れが発生しない条件として、下限温度である温度Ｔbを設定する必要がある。ここで、１８０秒よりも大幅に短い時間（例えば６０秒）や大幅に長い時間（例えば３００秒）に基づいて温度Ｔbを設定すると、温度履歴が厳格化したり、大幅に緩和されたりすることにより、微小な割れが発生しない条件を明確に規定することができなくなる。前述したように、過去の実績からＣｕが鋼中に浸潤するまでにかかる時間の目安が１８０秒と考えられるため、この時間を基準にすることによって微小な割れが発生するか否かが判断しやすくなる。
【0033】
本実施形態で用いる連続鋳造機は、湾曲型であってもよく垂直曲げ型であってもよい。また、矯正点が複数ある場合は、鋳型から出た後、最もメニスカスに近い最初の矯正点に至るまでの間に、前述した条件で冷却を制御するものとする。冷却の制御は主にスプレー冷却装置を用いて行われ、スプレーにより水やミストを吹付けてその量や時間、タイミングを制御する。
【0034】
次に、本発明で規定した鋼（鋳片）の成分について説明する。なお、以下に説明する「％」は「質量％」を意味するものとする。
【0035】
［Ｃ：０．０３％以上０．４０％以下］
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃ濃度を０．０３％未満としてもこれらの特性の著しい改善は見られず、脱炭のコスト増大を招くのみであり望ましくない。よって下限を０．０３％とする。また、Ｃ濃度が０．４０％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．４０％とする。
Ｃは鋼の静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃ濃度を０．０３％未満としてもこれらの特性の著しい改善は見られず、脱炭のコスト増大を招くのみであり望ましくない。よって下限を０．０３％とする。また、Ｃ濃度が０．４０％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．４０％とする。
【0036】
［Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下］
Ｓｉは適正な添加により鋼の強度を高めることができる元素である。その効果を得るためにはＳｉを０．０１％以上含有させる必要である。よって下限を０．０１％とする。一方で、Ｓｉ濃度が１．００％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる。よって上限を１．００％とする。
Ｓｉは適正な添加により鋼の強度を高めることができる元素である。その効果を得るためにはＳｉを０．０１％以上含有させる必要である。よって下限を０．０１％とする。一方で、Ｓｉ濃度が１．００％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる。よって上限を１．００％とする。
【0037】
［Ｍｎ：０．１０％以上２．５０％以下］
ＭｎもＳｉ同様、適正な添加により鋼の強度を高めることができる。Ｍｎ濃度が０．１０％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．１０％とする。また、Ｍｎ濃度が２．５％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を２．５０％とする。
ＭｎもＳｉ同様、適正な添加により鋼の強度を高めることができる。Ｍｎ濃度が０．１０％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．１０％とする。また、Ｍｎ濃度が２．５％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を２．５０％とする。
【0038】
［Ｐ：０．０４０％以下］
Ｐは鋳造時の割れ発生を促進する元素であり、Ｐ濃度が０．０４０％を超えると鋳片割れを抑制することが困難になる。よって上限を０．０４０％とする。なお、Ｐは少ないほど好ましいことから０％であってもよい。
Ｐは鋳造時の割れ発生を促進する元素であり、Ｐ濃度が０．０４０％を超えると鋳片割れを抑制することが困難になる。よって上限を０．０４０％とする。なお、Ｐは少ないほど好ましいことから０％であってもよい。
【0039】
［Ｓ：０．０３０％以下］
ＳもＰ同様、鋳造時の割れ発生抑制を促進し、鋼板の曲げ加工性を劣化させる元素である。Ｓ濃度が０．０３０％を超えると上記悪影響が顕著になる。よって上限を０．０３０％とする。Ｓも同様に少ないほど好ましいことから０％であってもよい。
ＳもＰ同様、鋳造時の割れ発生抑制を促進し、鋼板の曲げ加工性を劣化させる元素である。Ｓ濃度が０．０３０％を超えると上記悪影響が顕著になる。よって上限を０．０３０％とする。Ｓも同様に少ないほど好ましいことから０％であってもよい。
【0040】
［Ｃｕ：０．１０％以上０．５０％以下］
Ｃｕが０．１０％未満であれば、鋼材の酸化により生成する液相の量が十分少なくなり、脆化による割れは発生しないか、もしくは有害とはならない。一方で、環境対策としてスクラップを用いる際に、Ｃｕが比較的高濃度含まれる劣質スクラップを用いる場合もある。Ｃｕ濃度を０．１０％未満とすると、Ｃｕを希釈するために高級スクラップや還元鉄など鉄源配合を変更する必要があり、コストの増大を招いてしまう。よって下限を０．１０％とする。一方、Ｃｕ濃度が０．５０％を超えると、鋼の材質に悪影響を与えてしまう。よって上限を０．５０％とする。
Ｃｕが０．１０％未満であれば、鋼材の酸化により生成する液相の量が十分少なくなり、脆化による割れは発生しないか、もしくは有害とはならない。一方で、環境対策としてスクラップを用いる際に、Ｃｕが比較的高濃度含まれる劣質スクラップを用いる場合もある。Ｃｕ濃度を０．１０％未満とすると、Ｃｕを希釈するために高級スクラップや還元鉄など鉄源配合を変更する必要があり、コストの増大を招いてしまう。よって下限を０．１０％とする。一方、Ｃｕ濃度が０．５０％を超えると、鋼の材質に悪影響を与えてしまう。よって上限を０．５０％とする。
【0041】
［Ｓｎ：０．０５０％以下］
Ｓｎは液相安定化温度を大きく下げ、脆化温度域を広げるため極力混入させないことが望ましい。Ｓｎ濃度が０．０５０％を超えると、さらに低い温度でも赤熱脆化割れを生じさせるため、抑制のために多量のＮｉを要することになるため、望ましくない。よって上限を０．０５０％とする。
Ｓｎは液相安定化温度を大きく下げ、脆化温度域を広げるため極力混入させないことが望ましい。Ｓｎ濃度が０．０５０％を超えると、さらに低い温度でも赤熱脆化割れを生じさせるため、抑制のために多量のＮｉを要することになるため、望ましくない。よって上限を０．０５０％とする。
【0042】
［Ｎｉ：０．０５０％以下］
ＮｉはＣｕ、Ｓｎによる赤熱脆化割れを抑制する効果を有することが知られているが、高価な元素であり、その添加量は極力少ないことが望ましい。意図的に含有量を増加させると多くのコストがかかることから、一般的にスクラップから混入する程度の量で充分である。よって上限を０．０５０％とする。
ＮｉはＣｕ、Ｓｎによる赤熱脆化割れを抑制する効果を有することが知られているが、高価な元素であり、その添加量は極力少ないことが望ましい。意図的に含有量を増加させると多くのコストがかかることから、一般的にスクラップから混入する程度の量で充分である。よって上限を０．０５０％とする。
【0043】
［Ｎ：０．００４０％以上０．０１５０％以下］
Ｎは鋼材の機械的特性に影響する元素であり、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる元素でもある。Ｎは主に２次精錬の脱ガス工程で除去されるが、Ｎ濃度が０．００４０％未満とするのは脱ガス処理に長時間を要するため、コスト増大を招き好ましくない。よって下限を０．００４０％とする。一方、Ｎ濃度が０．０１５０％を超えると、窒化物系介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため好ましくない。よって上限を０．０１５０％とするが、鋼材清浄性の観点から、上限を０．００８０％とすることが好ましい。
Ｎは鋼材の機械的特性に影響する元素であり、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる元素でもある。Ｎは主に２次精錬の脱ガス工程で除去されるが、Ｎ濃度が０．００４０％未満とするのは脱ガス処理に長時間を要するため、コスト増大を招き好ましくない。よって下限を０．００４０％とする。一方、Ｎ濃度が０．０１５０％を超えると、窒化物系介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため好ましくない。よって上限を０．０１５０％とするが、鋼材清浄性の観点から、上限を０．００８０％とすることが好ましい。
【0044】
本発明においては、製品に求める特性を発現させるため、さらに以下の元素を１種または２種以上を溶鋼に含有してもよい。なお、下限はいずれも０％を超える濃度である。
【0045】
［Ａｌ：０％超０．１００％以下］
Ａｌは脱酸目的で極めて広く用いられる元素であるが、Ａｌ濃度が０．１００％を超えると、鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存する酸化物系介在物が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じやすい。よって上限を０．１００％とする。
Ａｌは脱酸目的で極めて広く用いられる元素であるが、Ａｌ濃度が０．１００％を超えると、鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存する酸化物系介在物が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じやすい。よって上限を０．１００％とする。
【0046】
［Ｃｒ：０％超１．５０％以下］
Ｃｒは鋼の強度を高めるために有用な元素であるが、Ｃｒ濃度が１．５０％を超えると効果がほぼ飽和し、コストの増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５０％とする。
Ｃｒは鋼の強度を高めるために有用な元素であるが、Ｃｒ濃度が１．５０％を超えると効果がほぼ飽和し、コストの増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５０％とする。
【0047】
［Ｍｏ：０％超０．２０％以下］
ＭｏはＣｒ同様鋼の強度を高める元素であるが、Ｍｏ濃度が０．２０％を超えるとその効果が飽和する。よって上限を０．２０％とする。
ＭｏはＣｒ同様鋼の強度を高める元素であるが、Ｍｏ濃度が０．２０％を超えるとその効果が飽和する。よって上限を０．２０％とする。
【0048】
［Ｔｉ：０％超０．０２０％以下］
ＴｉはＡｌ同様脱酸の効果を有するのみならず、熱的安定性が大きい窒化物を形成し、加熱炉内で組織の微細化を図ることができる。一方、Ｔｉ濃度が０．０２０％を超えると窒化物系析出物の生成量が増加し、７００℃前後（III領域）の脆化による割れ感受性が高まる。また、鋳造時に酸化物によるノズル詰まりが頻発するため好ましくない。よって上限を０．０２０％とする。
ＴｉはＡｌ同様脱酸の効果を有するのみならず、熱的安定性が大きい窒化物を形成し、加熱炉内で組織の微細化を図ることができる。一方、Ｔｉ濃度が０．０２０％を超えると窒化物系析出物の生成量が増加し、７００℃前後（III領域）の脆化による割れ感受性が高まる。また、鋳造時に酸化物によるノズル詰まりが頻発するため好ましくない。よって上限を０．０２０％とする。
【0049】
［Ｖ：０％超０．２００％以下］
ＶはＴｉと同様に窒化物を生成させる元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、Ｖ濃度が０．２００％を超えるとＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる原因となる。よって上限を０．２００％とする。
ＶはＴｉと同様に窒化物を生成させる元素であり、強度改善のために用いられる。しかし、Ｖ濃度が０．２００％を超えるとＶＮが粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる原因となる。よって上限を０．２００％とする。
【0050】
［Ｎｂ：０％超０．０３０％以下］
ＮｂはＴｉと同様に窒化物等を形成する元素である。また、少量で鋼材の強度を著しく高める効果がある。一方、Ｎｂ濃度が０．０３０％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳造時の割れ頻発の原因となる。よって上限を０．０３０％とする。
ＮｂはＴｉと同様に窒化物等を形成する元素である。また、少量で鋼材の強度を著しく高める効果がある。一方、Ｎｂ濃度が０．０３０％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳造時の割れ頻発の原因となる。よって上限を０．０３０％とする。
【0051】
［Ｚｒ：０％超０．０１０％以下］
ＺｒもＴｉと同様に窒化物等を形成する元素であり、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、Ｚｒ濃度が０．０１０％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳型への溶鋼注入に用いられる浸漬ノズルの閉塞を引き起こす。よって上限を０．０１０％とする。
ＺｒもＴｉと同様に窒化物等を形成する元素であり、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、Ｚｒ濃度が０．０１０％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳型への溶鋼注入に用いられる浸漬ノズルの閉塞を引き起こす。よって上限を０．０１０％とする。
【0052】
［Ｃａ：０％超０．０１０％以下］
ＣａはＡｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、Ｃａ含有量が多過ぎると、ＣａＯ－Ａｌ2Ｏ3を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。したがって、Ｃａ濃度は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。Ｃａ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
ＣａはＡｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、Ｃａ含有量が多過ぎると、ＣａＯ－Ａｌ2Ｏ3を主成分とする却って粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。したがって、Ｃａ濃度は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。Ｃａ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
【0053】
［Ｍｇ：０％超０．０１０％以下］
ＭｇはＣａと同様にＡｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。一方、Ｍｇ濃度が高過ぎると、ＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。したがって、Ｍｇ濃度は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。Ｍｇ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
ＭｇはＣａと同様にＡｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。一方、Ｍｇ濃度が高過ぎると、ＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となる虞がある。したがって、Ｍｇ濃度は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。Ｍｇ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
【0054】
［ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下］
ＲＥＭも同様にＡｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、ＲＥＭ含有量が多過ぎると、鋼の清浄性を低下させ、鋼の靭性を劣化させる虞がある。したがって、ＲＥＭ濃度は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。ＲＥＭ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００３％以上である。なお、ＲＥＭとは、ＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
ＲＥＭも同様にＡｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果がある。一方、ＲＥＭ含有量が多過ぎると、鋼の清浄性を低下させ、鋼の靭性を劣化させる虞がある。したがって、ＲＥＭ濃度は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。ＲＥＭ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、酸化物系介在物の粗大化を抑制する効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００３％以上である。なお、ＲＥＭとは、ＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
【0055】
［Ｂ：０％超０．００４０％以下］
Ｂは少量で鋼材の機械的特性を高める効果がある。一方、Ｂ含有量が多過ぎると効果が飽和し、また鋳造時に割れが発生し易くなる。したがって、Ｂ濃度は０．００４０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、機械的特性を高める効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００１％以上である。
Ｂは少量で鋼材の機械的特性を高める効果がある。一方、Ｂ含有量が多過ぎると効果が飽和し、また鋳造時に割れが発生し易くなる。したがって、Ｂ濃度は０．００４０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ濃度の下限は特に限定されるものではなく、０％であってもよいが、機械的特性を高める効果を得るために、０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００１％以上である。
【実施例0056】
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本実施例で示すデータは単に本発明を適用した事例の一例を示したものであり、これにより本発明の適用範囲が限定されるものではない。
【0057】
電気炉にて溶鋼を溶製してその後２次精錬を行い、表３に示す溶鋼を得た。そして、タンディッシュを経て溶鋼を鋳型に流し込み、鋳型から出た鋳片をスプレー冷却装置にて冷却し、曲率半径１２．０ｍの湾曲型の連続鋳造機（５点矯正型）を用いて幅２０００ｍｍ×厚み２５０ｍｍの鋳片を製造した。この時の鋳造速度は０．８～１．５ｍ／ｍｉｎであった。その後、鋳片をガス切断機にて５．０±０．２ｍ長さに切断後、表面の観察に供し、鋳片の表面割れの評価は、目視とともに鋳片表面を酸洗後、磁粉探傷試験により行った。
【0058】
なお、鋳片の表面温度は、連続鋳造機内の湾曲部外周側に設置した複数の放射温度計により測定した。この実測値とともに冷却水やロールによる抜熱条件を与えて伝熱凝固解析を行い、鋳片の表面温度分布を求め、湾曲部内周側の長辺面のうち幅方向の中央部の表面温度を代表温度とした。その際、伝熱計算で求めた表面温度と放射温度計から得られた実測値の間に２０℃以上の乖離がなかったこと、および鋳型出側以降の鋳片表面温度はいずれの位置においても１２５０℃を超えなかったことを確認した。この計算結果から、鋳片のある位置が鋳型から出た時間を０とし、矯正点に至るまでの温度グラフを描画し、鋼中Ｃｕ、Ｓｎ成分により定められる温度Ｔb以上にある時間ｔbを読み取った。
【0059】
【表3】
【0060】
【表4】
【0061】
実験結果を表４に示す。表４において、割れがないものを○印、割れの数が鋳片長さ１ｍあたり軽微なものが１０箇所以下であったものを△印、いずれにも該当しないものを×印で表した。水準１～１５はいずれも温度Ｔb以上となる時間が１８０秒以内で、いずれも割れ発生のない良好な表面品位の鋳片を得た。一方、比較例の水準１６～３０は、いずれも温度Ｔｂ以上となる時間が１８０秒を超え、いずれも鋳片表面に割れを呈した。
【図1】
