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(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】P2024124794
(43)【公開日】2024-09-13
(54)【発明の名称】Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法
(51)【国際特許分類】
B22D 11/124 20060101AFI20240906BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20240906BHJP
C22C 38/16 20060101ALI20240906BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240906BHJP
B22D 11/00 20060101ALI20240906BHJP
B22D 11/22 20060101ALI20240906BHJP
B22D 11/12 20060101ALI20240906BHJP
【ＦＩ】
B22D11/124 L
C22C38/00 301Z
C22C38/16
C22C38/58
B22D11/00 A
B22D11/22 B
B22D11/12 F
【審査請求】未請求
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023032702
(22)【出願日】2023-03-03
(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】110000637
【氏名又は名称】弁理士法人樹之下知的財産事務所
(72)【発明者】
【氏名】山下 悠衣
(72)【発明者】
【氏名】廣角 太朗
(72)【発明者】
【氏名】高屋 慎
【テーマコード（参考）】
4E004
【Ｆターム（参考）】
4E004KA12
4E004MC02
4E004NA01
4E004NC04
(57)【要約】
【課題】赤熱脆化割れ抑制効果を高めるＣｕ含有鋼鋳片の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有する鋼の鋳片を、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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上下記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて所定式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とすることを特徴とするＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
【選択図】図２
【解決手段】質量％で、Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有する鋼の鋳片を、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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上下記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて所定式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とすることを特徴とするＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
【選択図】図２
【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼組成が質量％で、
Ｃ：０．４％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｎ：０．１％以上２．５％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下、
Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１％以下、
Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、
Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下
を含有し、残部はＦｅおよび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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、
当該製造方法は、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上下記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて下記（２－１）～（２－３）式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とすることを特徴とするＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
ここで、Ｂｉは鋼中Ｂｉ含有量（質量ｐｐｍ）であり、Ａｒ１はＢｉを除いたベース成分鋼のＡｒ１温度（℃）である。
Ｃｕ_eq＜０．２５の時、Ｔｂ＝１１３０ （２－１）
０．５０≦Ｃｕ_eqの時、Ｔｂ＝９５０ （２－２）
０．２５≦Ｃｕ_eq＜０．５の時、Ｔｂ＝－６００×Ｃｕ_eq＋１２６５ （２－３）
Ｃｕ_eq＝Ｃｕ＋４×Ｓｎ （３）
ここで、（３）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）である。
Ｃ：０．４％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｎ：０．１％以上２．５％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下、
Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１％以下、
Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、
Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下
を含有し、残部はＦｅおよび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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、
当該製造方法は、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上下記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて下記（２－１）～（２－３）式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とすることを特徴とするＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
ここで、Ｂｉは鋼中Ｂｉ含有量（質量ｐｐｍ）であり、Ａｒ１はＢｉを除いたベース成分鋼のＡｒ１温度（℃）である。
Ｃｕ_eq＜０．２５の時、Ｔｂ＝１１３０ （２－１）
０．５０≦Ｃｕ_eqの時、Ｔｂ＝９５０ （２－２）
０．２５≦Ｃｕ_eq＜０．５の時、Ｔｂ＝－６００×Ｃｕ_eq＋１２６５ （２－３）
Ｃｕ_eq＝Ｃｕ＋４×Ｓｎ （３）
ここで、（３）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）である。
【請求項2】
前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下、
Ｚｒ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｂ：０．００４％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載のＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下、
Ｚｒ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｂ：０．００４％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載のＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法に関するものであり、従来範囲よりも高い濃度のＣｕ含有鋼鋳片の製造や、冷却・復熱の温度範囲規定の緩和を可能とする赤熱脆化割れ抑制効果を高めるＣｕ含有鋼鋳片の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
近年種々の分野で省ＣＯ２の取り組みが盛んに行われている。鉄鋼業においても原料として鉄スクラップ（以下、スクラップと記すことがある）を多量に用いるプロセスが、省ＣＯ２プロセスとして注目されている。
【0003】
スクラップ使用比率の拡大が予想される中で、スクラップに含まれるＣｕやＳｎの濃度によっては赤熱脆化割れが問題となる。連続鋳造および熱間圧延においてトランプエレメント（Ｃｕ、Ｓｎ等）による表面割れ（赤熱脆化割れ）を防止することは重要な課題である。
【0004】
赤熱脆化は脆化機構として高温でのＦｅの選択酸化により鋼表面のＣｕ濃度がオーステナイト中のＣｕの固溶限を越えて、Ｃｕが鋼の表面（地鉄とスケールの界面）に濃化し、そのＣｕが脆化温度域で液相となりオーステナイト粒界に侵入し、割れが発生することがわかっている。また、オーステナイト結晶粒径が大きくなるとともに脆化の程度も大きくなることが知られている（非特許文献１）。赤熱脆化割れは、脆化温度域でＣｕ液相が粒界に浸潤することから、割れ防止対策としては表層の組織細粒化が有効である。
【0005】
連続鋳造鋳片の表面割れ防止対策として、連続鋳造機内での冷却、復熱による表層細粒化が検討されている。特許文献１においては、Ｎｂ、Ｖ等の元素を多量に含む鋼種の連続鋳造鋳片の表面割れ防止方法として、連続鋳造鋳片の表面温度を、Ａｒ３変態点以上の温度域からＡｒ１変態点以下の温度域まで鋳片表層のみを３００℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その後、再び連続鋳造鋳片の表面温度をＡｒ３変態点以上の温度域まで復熱させる方法が開示されている。特許文献２も同様である。しかし特許文献１、２に記載の方法では、Ｃｕ含有による赤熱脆化割れ対策としては不十分であり、特に、Ｃｕ含有量が０．５５～０．７質量％に上る、より高い濃度のＣｕ含有鋼の製造や、冷却・復熱の温度範囲規定の緩和を指向する場合、表層細粒化を促進する技術が必要である。
【0006】
そこで従来技術ではＣｕの鋼中への溶解度を上げる元素であるＮｉを添加することが提案されている（非特許文献２）。一方でＮｉは希少で高価な元素でありコスト増を招くとともに、機械的特性や焼き入れ性など鋼の特性を大きく変えうることからＮｉ添加によらないＣｕの無害化技術が求められている。
【0007】
さらに赤熱脆化割れは脆化温度域でＣｕ液相が表層組織の粒界に浸潤し、連続鋳造機のロールとの接触といった非常に小さいひずみでも開口しやすく、矯正点に至るまでに微小な割れを生じ、矯正点においてさらに引張ひずみを受けることで進展し鋳片表面で割れを生じることが知られている（非特許文献３）。
【0008】
鋼に冷却と加熱を繰り返す温度サイクルを与えて変態を繰り返したとき、オーステナイト粒径が小さくなることが知られている（非特許文献４）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】特開２００７－２４５２３２号公報
【特許文献2】特開平９－４７８５４号公報
【非特許文献】
【0010】
【非特許文献1】柴田浩司ら著 Trans. of the MRS of Japan, 24(1999), pp.333
【非特許文献2】今井ら著 ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．３７（１９９７）ｐｐ．２１７
【非特許文献3】梶谷敏之ら著 鉄と鋼８１，（１９９５），ｐｐ．１８５
【非特許文献4】野崎春男ら著 鉄と鋼７２，（１９８６），ｐｐ．１５９８
【非特許文献5】上島良之ら著 鉄と鋼７５，（１９８９），ｐｐ．５０１
【非特許文献6】邦武立郎著 熱処理、４３，ｐｐ．９９（２００３）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0011】
前述のとおり、連続鋳造中の鋳片表面組織を微細化することにより、Ｃｕ液相の侵入経路である粒界の体積率を高め、個々の割れを微小化する技術が検討されている。組織微細化手段としては、鋼の冷却と復熱を行う方法が知られている。一方でＣｕ含有量が０．５５～０．７質量％程度のより高い濃度のＣｕ含有鋼の製造においては、従来知られている方法では十分な解決が得られなかった。また、冷却・復熱の温度範囲規定の緩和を指向する場合、表層細粒化を促進する技術が必要である。
【0012】
本特許は、高いＣｕ含有量でも対応でき、また冷却・復熱の温度範囲を緩和することが可能な、赤熱脆化割れ抑制効果を高めるＣｕ含有鋼鋳片の製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】
【0013】
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］鋼組成が質量％で、Ｃ：０．４％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下を含有し、残部はＦｅおよび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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、
当該製造方法は、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上下記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて下記（２－１）～（２－３）式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とすることを特徴とするＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
ここで、Ｂｉは鋼中Ｂｉ含有量（質量ｐｐｍ）であり、Ａｒ１はＢｉを除いたベース成分鋼のＡｒ１温度（℃）である。
Ｃｕ_eq＜０．２５の時、Ｔｂ＝１１３０ （２－１）
０．５０≦Ｃｕ_eqの時、Ｔｂ＝９５０ （２－２）
０．２５≦Ｃｕ_eq＜０．５の時、Ｔｂ＝－６００×Ｃｕ_eq＋１２６５ （２－３）
Ｃｕ_eq＝Ｃｕ＋４×Ｓｎ （３）
ここで、（３）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）である。
［２］前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｂ：０．００４％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする［１］に記載のＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
［１］鋼組成が質量％で、Ｃ：０．４％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下を含有し、残部はＦｅおよび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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、
当該製造方法は、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上下記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて下記（２－１）～（２－３）式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とすることを特徴とするＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
ここで、Ｂｉは鋼中Ｂｉ含有量（質量ｐｐｍ）であり、Ａｒ１はＢｉを除いたベース成分鋼のＡｒ１温度（℃）である。
Ｃｕ_eq＜０．２５の時、Ｔｂ＝１１３０ （２－１）
０．５０≦Ｃｕ_eqの時、Ｔｂ＝９５０ （２－２）
０．２５≦Ｃｕ_eq＜０．５の時、Ｔｂ＝－６００×Ｃｕ_eq＋１２６５ （２－３）
Ｃｕ_eq＝Ｃｕ＋４×Ｓｎ （３）
ここで、（３）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）である。
［２］前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｂ：０．００４％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする［１］に記載のＣｕ含有鋼鋳片の製造方法。
【発明の効果】
【0014】
本発明により、劣質スクラップを主原料としＣｕやＳｎが比較的高濃度含まれる溶鋼の連続鋳造においても、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】
【0015】
【発明を実施するための形態】
【0016】
本特許では上記課題を鑑み、表層細粒化を促進する技術を探索し、得られた知見について以下に説明する。
【0017】
連続鋳造鋳片の表層細粒化技術の一つとしては、鋳型を出てから早期にＡｒ１点以下まで冷却し、その後復熱させることで、冷却中に生じた微細な析出物と部分的なフェライトが、復熱過程で一度消失するものの、その後の冷却過程でフェライト析出の起点になることで表層を細粒化する技術が挙げられる。本過程ではフェライト組織の細粒化だけでなく、変態・逆変態を経ることによるオーステナイト粒組織の細粒化も期待される（非特許文献４参照）。
【0018】
上記より、連続鋳造鋳片の表層細粒化を促進するためには、フェライト析出の起点を増やす必要があると考えた。そこでフェライト析出に与える影響として種々の元素を微量添加する試験を実施し、ミクロ組織観察を行った。その結果、鋼中にＢｉを微量添加（５～３０質量ｐｐｍ添加）することによりその効果が得られることを知見した。
【0019】
Ｂｉ添加による組織微細化のメカニズムを調査すべく、析出物分散状況と析出物のＳＥＭ観察を行った。表１に示す成分を含有するベース材と、ベース材にさらにＢｉを２５ｐｐｍ添加したＢｉ添加材を用意し、それぞれについて１５℃／ｓで５３０℃まで冷却後、９００℃まで昇温した後、鋼中に存在する析出物の個数を評価した。結果を図１に示す。図１は、横軸が析出物サイズ、縦軸がＢｉ添加材の析出物個数をベース材の析出物個数で割った値（析出物個数相対値（－））である。析出物は微細なＭｎＳであった。また、鋼の結晶組織を観察すると、ベース材に比較し、Ｂｉ添加材は結晶粒径が微細化していることが確認できた。
【0020】
以上のように、Ｂｉ添加の効果として、ベース材に比べて微細なＭｎＳの析出物数の増加が観察されるとともに、結晶粒径の微細化が観察された。非特許文献５によると、ＭｎＳが析出すると、Ｍｎ原子の拡散律速により粒子の周囲にＭｎ欠乏層を生じフェライトを安定化して変態を促進する効果を持つことを報告している。今回の結果においてもＢｉの添加によりＭｎＳ析出物が微細に分散することにより、微細なＭｎ欠乏層が高頻度に生じ、表層に微細なミクロ組織が得られたと考えられる。
【0021】
加えて、微細なＭｎＳは粒内だけでなく粒界にも析出していることが確認できた。これより、鋼へのＢｉ添加により、赤熱脆化割れの要因となるＣｕ液相の浸潤を抑制する効果がある可能性が示された。
【0022】
【表1】
【0023】
よって、当該メカニズムの検証と、成立条件を調査するため、以下に示す方法で鋼材の熱間３点曲げ試験を行い、鋳片の微小な割れ発生に及ぼす温度履歴影響調査を行った。実験には表１の成分をベース材とし、これに種々の含有量でＢｉを含有させた鋼材を用いた。ベース成分の鋼材から幅３０ｍｍ、厚さ１５ｍｍ、長さ６０ｍｍのサンプルを採取し、雰囲気制御が可能である小型溶解炉にて溶融したのち、所定のＢｉ含有量となるようにそれぞれＢｉを追加添加した。その後溶鋼を鋳型に注湯し、鋳造組織を形成した。本試験材を、酸化雰囲気中で１２００℃をきらない熱片のままで隣接する試験装置まで搬送し、Ａｃ３からの冷却速度ｖ＝１５℃／ｓで「冷却到達温度Ｔ１」まで冷却した。冷却後の復熱温度Ｔ２とその後の加工温度はいずれの条件でも１０５０℃とした。復熱温度Ｔ２に到達後、１２０ｓ経過後に加工を施す試験を実施した。ひずみ速度２×１０－３／ｓ、ひずみ量５％で熱間３点曲げ試験を行った。熱間３点曲げ試験後に、室温まで冷却し、試験片表面の割れ発生状況を調査した。ここで割れの判断基準としては切断面で観察した割れ深さが０．２ｍｍ以上のものを「割れあり、図２中×表示」、０．２ｍｍ未満のものを「割れ無し、図２中○表示」と判定した。
【0024】
この時のＢｉ添加量、冷却到達温度Ｔ１と割れの有無の関係を図２に示す。ここで縦軸のΔＴ（℃）は「冷却到達温度Ｔ１－Ａｒ１」であり、Ａｒ１とはＢｉ添加前のベース材におけるＡｒ１変態点を意味する。
【0025】
Ａｒ１は実験的に測定することができる。また、非特許文献６にて報告されている以下の式を用いて算出することもできる。
Ａｒ１＝（５２Ｃ＋１２２Ｓｉ＋６６Ｃｕ＋６Ｃｒ）－（６５Ｍｎ＋３６Ｎｉ＋５８Ｍｏ）－２２８．５／ｌｏｇ（（Ａｃ３－５００）／ｖ）＋７１３ （ａ）
Ａｃ３＝（３２Ｓｉ＋１７Ｍｏ）－（２３１Ｃ＋２０Ｍｎ＋４０Ｃｕ＋１８Ｎｉ＋１５Ｃｒ）＋９１２ （ｂ）
ここで、（ａ）式、（ｂ）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）であり、（ａ）式中のｖはＡｃ３から冷却到達温度Ｔ１までの平均冷却速度（℃／ｓ）である。
Ａｒ１＝（５２Ｃ＋１２２Ｓｉ＋６６Ｃｕ＋６Ｃｒ）－（６５Ｍｎ＋３６Ｎｉ＋５８Ｍｏ）－２２８．５／ｌｏｇ（（Ａｃ３－５００）／ｖ）＋７１３ （ａ）
Ａｃ３＝（３２Ｓｉ＋１７Ｍｏ）－（２３１Ｃ＋２０Ｍｎ＋４０Ｃｕ＋１８Ｎｉ＋１５Ｃｒ）＋９１２ （ｂ）
ここで、（ａ）式、（ｂ）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）であり、（ａ）式中のｖはＡｃ３から冷却到達温度Ｔ１までの平均冷却速度（℃／ｓ）である。
【0026】
これより、Ｂｉを添加した本試験材では冷却到達温度Ｔ１がＡｒ１点に到達せずとも、冷却、復熱による細粒化効果と、これによる割れ抑制効果が得られており製造条件の裕度を高めることができることが確認できた。一方で、Ｂｉの添加量としては約３０ｐｐｍ程度を境に飽和することも併せて確認した。Ｂｉの多量添加は機械的特性に影響を及ぼす可能性があるため、Ｂｉ添加量としては好ましくは０．００５％以上０．００３０％以下である。
【0027】
図２において、割れなしの「○」領域と割れありの「×」領域との境界については、下記（１）式で表現することができる。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
ここで、Ｂｉは鋼中Ｂｉ含有量（質量ｐｐｍ）であり、Ａｒ１は上述のとおりＢｉを除いたベース成分鋼のＡｒ１温度である。
Ｔａ＝Ａｒ１－０．０１９３×Ｂｉ２＋１．５×Ｂｉ＋０．７２ （１）
ここで、Ｂｉは鋼中Ｂｉ含有量（質量ｐｐｍ）であり、Ａｒ１は上述のとおりＢｉを除いたベース成分鋼のＡｒ１温度である。
【0028】
即ち、Ｂｉ含有量ごとに、冷却到達温度Ｔ１が上記（１）式のＴａ以下であれば割れは発生せず、冷却到達温度Ｔ１がＴａ超であれば割れが発生する、と判定することができる。
【0029】
赤熱脆化割れの原因となる元素として知られているのは、ＣｕとＳｎである。本発明者らは、ＣｕとＳｎ、それぞれの赤熱脆化割れに対する寄与度を評価したところ、下記（３）式のＣｕ当量（Ｃｕ_eq）によって、赤熱脆化の挙動が説明できることがわかった。
Ｃｕ_eq＝Ｃｕ＋４×Ｓｎ （３）
ここで、（３）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）である。
Ｃｕ_eq＝Ｃｕ＋４×Ｓｎ （３）
ここで、（３）式中の元素記号は当該元素の鋼中含有量（質量％）である。
【0030】
上記図２の結果は、表１のベース材にＢｉを含有させた成分であり、Ｃｕ＝０．５３％での評価結果である。これに対し、Ｃｕ含有量がさらに増大し、Ｃｕが０．５５％以上になると、鋼中にＢｉを５ｐｐｍ以上含有することが、赤熱脆化割れを防止するための条件であることが判明した。
【0031】
図２に結果を示す試験は、復熱温度Ｔ２は１０５０℃、復熱温度Ｔ２に到達後加工を行うまでの時間は１２０ｓで一定とした。次に、復熱温度Ｔ２と、復熱温度Ｔ２に到達後加工を行うまでの時間を種々変更して割れ有無の評価を行った。その結果、復熱温度Ｔ２がＡｃ３点以上であれば割れの発生を防止できることが判明した。上記冷却・復熱の温度履歴により、変態・逆変態による結晶粒の微細化が実現するためと考えられる。さらに復熱温度Ｔ２を高くしたところ、下記（２－１）～（２－３）式で定まるＴｂ温度以上で矯正点までの滞在時間（ｔｂ（ｓ））が１８０ｓを超えると、割れの発生を防止できないことが判明した。Ｔｂ温度以上での１８０ｓを超える滞在により、粒成長が起こり、結晶粒界へのＣｕの浸潤が進行するためと考えられる。
【0032】
本発明で規定した鋼成分について以下に説明する。成分含有量についての％は質量％を意味する。
【0033】
Ｃ：０．４％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。０．４％を超えると靭性が劣化するため、好ましくない。よって上限を０．４％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。０．４％を超えると靭性が劣化するため、好ましくない。よって上限を０．４％とする。
【0034】
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下
Ｓｉは適切に含有させること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０．０１％以上含有させることが必要である。よって下限を０．０１％とする。しかし、１．０％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１．０％とする。
Ｓｉは適切に含有させること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０．０１％以上含有させることが必要である。よって下限を０．０１％とする。しかし、１．０％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１．０％とする。
【0035】
Ｍｎ：０．１％以上２．５％以下
ＭｎもＳｉと同様、適正な濃度を含有させることにより鋼の強度を高めることができることに加えて、本発明における必須の役割を有するＭｎＳを形成する元素である。Ｍｎが０．１％未満では必要とするＭｎＳの析出量が十分とならないことから下限を０．１％とする。また、２．５％を超えると靭性および加工性が劣化することから、上限を２．５％とする。
ＭｎもＳｉと同様、適正な濃度を含有させることにより鋼の強度を高めることができることに加えて、本発明における必須の役割を有するＭｎＳを形成する元素である。Ｍｎが０．１％未満では必要とするＭｎＳの析出量が十分とならないことから下限を０．１％とする。また、２．５％を超えると靭性および加工性が劣化することから、上限を２．５％とする。
【0036】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは鋳造時の割れを促進する元素であり、その濃度が０．０４％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０．０４％とする。
Ｐは鋳造時の割れを促進する元素であり、その濃度が０．０４％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０．０４％とする。
【0037】
Ｓ：０．００１％以上０．０３％以下
ＳもＭｎ同様、本発明における必須の役割を有するＭｎＳを形成する元素である。Ｓが０．００１％未満では必要とするＭｎＳの析出量が十分とならないことから下限を０．００１％とする。一方でＳは，Ｐ同様に濃度が高くなると鋳造時の割れ発生の懸念を高め、鋼板の曲げ加工性を劣化させる元素である。そこで上限を０．０３％とする。
ＳもＭｎ同様、本発明における必須の役割を有するＭｎＳを形成する元素である。Ｓが０．００１％未満では必要とするＭｎＳの析出量が十分とならないことから下限を０．００１％とする。一方でＳは，Ｐ同様に濃度が高くなると鋳造時の割れ発生の懸念を高め、鋼板の曲げ加工性を劣化させる元素である。そこで上限を０．０３％とする。
【0038】
Ｃｕ：０．１％以上０．７％以下
Ｃｕが０．１％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０．１％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、コスト増大を招いてしまう。よって下限を０．１％とする。一方、Ｃｕが０．７％を超えると本発明の範囲を逸脱し割れを回避できなくなることに加えて、鋼の材質に悪影響を与えるので望ましくない。よって上限を０．７％とする。
Ｃｕが０．１％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０．１％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、コスト増大を招いてしまう。よって下限を０．１％とする。一方、Ｃｕが０．７％を超えると本発明の範囲を逸脱し割れを回避できなくなることに加えて、鋼の材質に悪影響を与えるので望ましくない。よって上限を０．７％とする。
【0039】
Ｓｎ：０．００５％以上０．０５％以下
Ｓｎはスケール生成に伴い発生するトランプエレメント濃縮層の液相安定化温度を大きく下げ、赤熱脆化割れ感受性を著しく高めるため極力混入させないことが望ましい。Ｓｎが０．００５％未満であれば上記メカニズムにより生成する液相の量が十分少なくなり、脆化による割れをある程度抑制することができる。よって下限を０．００５％とする。Ｓｎが０．０５％を超えると、上記液相化安定化温度を下げ、さらに低い温度でも赤熱脆化割れを生じさせるため割れ抑制のためにＮｉを含有させることが必要となるとともに、鋼材の機械的特性やコストへの影響が大きいため望ましくない。よって上限を０．０５％とする。
Ｓｎはスケール生成に伴い発生するトランプエレメント濃縮層の液相安定化温度を大きく下げ、赤熱脆化割れ感受性を著しく高めるため極力混入させないことが望ましい。Ｓｎが０．００５％未満であれば上記メカニズムにより生成する液相の量が十分少なくなり、脆化による割れをある程度抑制することができる。よって下限を０．００５％とする。Ｓｎが０．０５％を超えると、上記液相化安定化温度を下げ、さらに低い温度でも赤熱脆化割れを生じさせるため割れ抑制のためにＮｉを含有させることが必要となるとともに、鋼材の機械的特性やコストへの影響が大きいため望ましくない。よって上限を０．０５％とする。
【0040】
Ｎｉ：０．１％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、その含有量は極力低いことが望ましい。本発明範囲のＣｕ、Ｓｎの範囲であればＢｉ添加と鋳片表面温度の制御により割れの発生防止が十分可能であるため、特に含有させることを要しない。一般的にスクラップから混入する０．１％以下で十分可能である。よって上限を０．１％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、その含有量は極力低いことが望ましい。本発明範囲のＣｕ、Ｓｎの範囲であればＢｉ添加と鋳片表面温度の制御により割れの発生防止が十分可能であるため、特に含有させることを要しない。一般的にスクラップから混入する０．１％以下で十分可能である。よって上限を０．１％とする。
【0041】
Ｎ：０．００２％以上０．０１５％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、０。００２％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０．００２％とする。一方、Ｎが０．０１５％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０．０１５％とする。鋼材清浄性の観点から０．００８％未満とすることが望ましい。
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、０。００２％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０．００２％とする。一方、Ｎが０．０１５％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０．０１５％とする。鋼材清浄性の観点から０．００８％未満とすることが望ましい。
【0042】
Ｂｉ：０．０００５％以上０．００５％以下
Ｂｉは界面活性効果が高く、酸化物や硫化物等、析出物の不均質核生成効果を高める作用がある。Ｂｉは鋼に対する溶解度が小さいことから、微量であってもこの効果を得ることができるが、このような効果を得るためには０．０００５％以上含有させる必要がある。よって、下限を０．０００５％とする。一方、Ｂｉが０．００５％を超えて含有させるとその効果の増加割合が低減するだけでなく、その後の加工工程での割れ感受性を高めるなど機械的特性に影響を及ぼす可能性があるため、好ましくない。よって上限を０．００５％とする。特に上記記載の効果が効率的に得られる含有量として、０．００１％以上０．００３％以下とすることが望ましい。
Ｂｉは界面活性効果が高く、酸化物や硫化物等、析出物の不均質核生成効果を高める作用がある。Ｂｉは鋼に対する溶解度が小さいことから、微量であってもこの効果を得ることができるが、このような効果を得るためには０．０００５％以上含有させる必要がある。よって、下限を０．０００５％とする。一方、Ｂｉが０．００５％を超えて含有させるとその効果の増加割合が低減するだけでなく、その後の加工工程での割れ感受性を高めるなど機械的特性に影響を及ぼす可能性があるため、好ましくない。よって上限を０．００５％とする。特に上記記載の効果が効率的に得られる含有量として、０．００１％以上０．００３％以下とすることが望ましい。
【0043】
Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下
Ａｌは脱酸目的で極めて広く用いられている元素であり、０．００５％以上含有させる。一方、Ａｌ含有量が０．１％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０．１％とする。
Ａｌは脱酸目的で極めて広く用いられている元素であり、０．００５％以上含有させる。一方、Ａｌ含有量が０．１％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０．１％とする。
【0044】
本発明の鋼は、上記成分を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。本発明においては、製品に求める特性を発現させるため、さらに前記Ｆｅの一部に代えて、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】
Ｃｒ：１．５％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１．５％を超えると効果がほぼ飽和し、コスト増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５％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１．５％を超えると効果がほぼ飽和し、コスト増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５％とする。
【0046】
Ｍｏ：０．２％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０．２％を超えるとその効果が飽和する。よって上限を０．２％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０．２％を超えるとその効果が飽和する。よって上限を０．２％とする。
【0047】
Ｔｉ：０．０２％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０．０２％を超えると窒化物系の析出物生成量が増加し、III領域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０．０２％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０．０２％を超えると窒化物系の析出物生成量が増加し、III領域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０．０２％とする。
【0048】
Ｖ：０．２％以下
ＶはＴｉ同様、窒化物を形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０．２％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０．２％とする。
ＶはＴｉ同様、窒化物を形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０．２％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０．２％とする。
【0049】
Ｎｂ：０．０３％以下
ＮｂはＴｉ同様に窒化物等の析出物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０．０３％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳造時の割れが頻発する原因となる。よって上限を０．０３％とする。
ＮｂはＴｉ同様に窒化物等の析出物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０．０３％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋳造時の割れが頻発する原因となる。よって上限を０．０３％とする。
【0050】
Ｚｒ：０．０１％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０．０１％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０．０１％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０．０１％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０．０１％とする。
【0051】
Ｃａ：０．０１％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濃度が高すぎるとＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を主成分とする粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の起点として却って悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｃａ濃度は０．０１％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Ｃａ濃度は０％超であることが望ましく、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濃度が高すぎるとＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を主成分とする粗大な酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の起点として却って悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｃａ濃度は０．０１％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Ｃａ濃度は０％超であることが望ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
【0052】
Ｍｇ：０．０１％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。一方、Ｍｇ濃度が高すぎるとＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状の酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の起点となるおそれがある。したがって、Ｍｇ濃度は０．０１％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Ｍｇ濃度は０％超であることが望ましく、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。一方、Ｍｇ濃度が高すぎるとＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状の酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の起点となるおそれがある。したがって、Ｍｇ濃度は０．０１％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Ｍｇ濃度は０％超であることが望ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
【0053】
ＲＥＭ：０．０１％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濃度が高すぎると、鋼の清浄性を低下させ、鋼の靭性を劣化させるおそれがある。したがって、ＲＥＭ濃度は０．０１％以下とし、好ましくは０．００５％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ＲＥＭ濃度は０％超であることが望ましく、より好ましくは０．００１％以上である。なお、ＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を示すが、そのうち任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができ、それらの合計をＲＥＭ濃度とする。
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濃度が高すぎると、鋼の清浄性を低下させ、鋼の靭性を劣化させるおそれがある。したがって、ＲＥＭ濃度は０．０１％以下とし、好ましくは０．００５％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ＲＥＭ濃度は０％超であることが望ましく、より好ましくは０．００１％以上である。なお、ＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を示すが、そのうち任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができ、それらの合計をＲＥＭ濃度とする。
【0054】
Ｂ：０．００４％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濃度が高すぎると効果が飽和し、また鋳造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ｂ濃度は０．００４％以下とし、好ましくは０．００３％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、Ｂ濃度は０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００１％超である。
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濃度が高すぎると効果が飽和し、また鋳造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ｂ濃度は０．００４％以下とし、好ましくは０．００３％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、Ｂ濃度は０％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００１％超である。
【0055】
本発明のＣｕ含有鋼鋳片の製造方法は、上記成分を含有する鋼の鋳片を、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Ｃｕ含有鋼鋳片の製造方法であって、当該製造方法は、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまで、鋳片長辺面表面の温度が少なくとも１回以上前記（１）式に示すＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後に鋳片長辺面表面の温度がＡｃ３以上、かつ溶鋼段階での成分に応じて前記（２－１）～（２－３）式で定められる温度Ｔｂ（℃）以上となる時間ｔｂが１８０ｓ以下とする。
【0056】
本発明において「鋳片長辺面表面の温度」とは、鋳片長辺面の表面全体である必要はない。すなわち、鋳片長辺面の表面のうち、少なくとも表面割れを抑制したい部分について温度を測定、または伝熱計算により求め、前記（１）式が満たされるＴａ温度（℃）以下となるステップを有し、かつ当該ステップを得た後にＡｃ３以上に復熱させればよい。長辺面の幅中央部表面の温度を代表温度とすることができる。
【0057】
連続鋳造機が湾曲型の場合、矯正点（曲げ戻し矯正）で引張応力が働くのは湾曲部内周側であり、鋳型から引き抜かれてから矯正点に至るまでの上記温度履歴は、湾曲部内周側の長辺面表面温度が該当する。連続鋳造機が垂直曲げ型の場合、曲げ点では湾曲部外周側の表面に引張応力が働き、曲げ戻し矯正点では湾曲部内周側の表面に引張応力が働くので、それぞれ、曲げ点、曲げ戻し矯正点までの引張応力が働く側の面の長辺面表面温度が該当する。
【実施例0058】
電気炉にて表２に示す組成の溶鋼を溶製し、曲率半径１２．０ｍの湾曲型の連続鋳造試験機（５点矯正型）を用い、幅２０００ｍｍ×厚み２５０ｍｍの鋳片を製造した。鋳造速度は０．８～１．５ｍ／ｍｉｎである。鋳型から引き抜いた鋳片はスプレー冷却装置の水量を調整し、復熱を制御することにより冷却到達温度Ｔ１、および復熱温度Ｔ２を変動させた。
【0059】
鋳片の表面温度は連続鋳造機内の湾曲部内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計算を行い、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。この計算結果から、鋳片のある位置が鋳型から引き抜かれた時間を０とし、矯正点に至るまでの温度グラフを算出し、冷却到達温度Ｔ１、復熱温度Ｔ２、矯正点に至るまでＴｂ温度以上にある時間ｔｂを読み取った。
【0060】
【表2】
【0061】
【表3】
【0062】
調査結果を表３に示す。鋳片表面割れの評価は鋳片表面を酸洗後、磁粉探傷試験により行い、○：深さ０．５ｍｍ以上の割れなし、△：深さ０．５ｍｍ以上の割れが１０個／ｍ２以下、かつ、深さ１ｍｍ以上の割れなし、×：上記のいずれにも該当しないものを×印で示した。表２、３において、本発明範囲から外れる数値に下線を付している。
【0063】
水準１～１１は本発明方法を満たしており、いずれも割れ発生のない良好な表面品位の鋳片を得た。
【0064】
一方、比較例の水準１２は、Ｔｂ温度以上にある時間ｔｂが１８０ｓを超えたもの、水準１３は、Ｔ２温度がＡｃ３点より低温であったもの、水準１４および１５は、Ｂｉの添加がない、または添加量が不十分であるもの、水準１６は、Ｂｉ添加なく、Ｔ１がＴａも満たさなかったもの、水準１７は、Ｂｉ濃度は本発明の範囲ではあるもののＴ１がＴａを満たさないもの、水準１８はＣｕ濃度が範囲を超えており、本発明を適用してもなお、割れが抑制できなかったもの、水準１９はＳ濃度が本発明範囲の下限を下回り、十分にＭｎＳ生成が生じず効果が得られなかったものであり、いずれも鋳片表面に割れを呈した。
【図1】
【図2】