(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｎｉ：０. ２〜２．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．０００８％、および
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記不純物中、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、かつ
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満であり、
下記式（１）を満たす、連続鋳造鋳片。
［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）≧０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]    （１）
ただし、［Ｂ（％）］：Ｂ含有量（質量％）、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［Ｎ（％）］：Ｎ含有量（質量％）、［Ｎｉ（％）］：Ｎｉ含有量（質量％）、［Ｓ（％）］：Ｓ含有量（質量％）である。
【請求項２】
請求項１に記載の連続鋳造鋳片であって、
Ｆｅの一部に代えて、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０〜０．１％、およびＭｏ：０〜０．１％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有する、連続鋳造鋳片。
【請求項３】
請求項１または２に記載の連続鋳造鋳片であって、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満たす、連続鋳造鋳片。
［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）≧０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]＋０．０００２    （２）
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の連続鋳造鋳片の化学組成に対応する化学組成を有する溶鋼を用いて、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機で、連続鋳造鋳片を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、微量のＡｌを含有する連続鋳造鋳片、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、厚鋼板等の鉄鋼材料として、機械特性向上のため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕなどの合金元素を含有する低合金鋼が製造されている。しかし、これら合金元素の添加に伴い、このような低合金鋼を連続鋳造によって製造する際、鋳片の表層に横ひび割れ、および表皮下割れといった欠陥が生じ、操業上および製品の品質上の問題となっている。
【０００３】
「横ひび割れ」とは、鋳片表面に発生する鉤状の割れである。「表皮下割れ」とは、およそ表面から３ｍｍの深さと表面から１５ｍｍの深さとの間の表層で生じる割れである。横ひび割れと表皮下割れとを総称して、「表面割れ」という。ここで、「表面」および「表皮」は鋳片外面部を意味し、「表層」は鋳片外面部から１５ｍｍまでの深さの領域を意味する。
【０００４】
表面割れが発生した鋳片を観察すると、表面割れは、鋳片表層において、旧オーステナイト粒界に沿って発生していることがわかる。表面割れは、ＡｌＮ、ＮｂＣ等の析出により脆化したオーステナイト粒界、および旧オーステナイト粒界に沿って生成するフィルム状フェライトに、矯正応力が集中することで発生する。
【０００５】
矯正応力は、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機の矯正点において鋳片に付与される応力である。表面割れは、特に、オーステナイトからフィライトへの相変態温度近傍の温度域において発生しやすい。この温度域では、鋳片の延性が低下し脆化が生じる。したがって、通常は、矯正点での鋳片表層の温度は、鋳片の延性が低下する温度域（脆化温度域）を回避して設定される。これにより、割れの発生が抑制されるが、鋳片幅方向に関して、表面温度のばらつきが生じるために、この方法では、必ずしも割れ発生を完全に防止することはできない。
【０００６】
上述のように、表面割れ発生の一因として、粒界部にＡｌＮ等の炭窒化物が析出することが挙げられる。鋼中のＡｌＮ等の析出を制御するために、Ｔｉを添加し、ＴｉＮを析出させることがしばしば行われ、割れの抑制に関して高い効果が得られている。
【０００７】
また、表面割れを抑制する他の方法として、特許文献１には、鋳型から引き抜いた鋳片の表面温度を制御する方法が開示されている。この連続鋳造方法では、オーステナイト相の変態が完了しない間にＡｒ3点未満の温度まで鋳片を冷却し、その後９５０℃〜１２００℃に復熱させ矯正を行うことで、割れの起点となるＡｌＮの粒界に沿った析出を防止する。この方法により、高い割れ防止効果が得られるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平１１−３３６８８号公報
【特許文献２】特開２０１４−５４９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ところで、近年では、Ａｌに代えて、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｉ等の弱脱酸元素によって脱酸した鋼のニーズが増えている。そのため、Ａｌが脱酸支配元素とならない程度の含有量でＡｌを含有する鋼、すなわち、Ａｌ含有量が微量（数十質量ｐｐｍ以下）である鋼を鋳造することが多くなってきている。このような微量Ａｌ含有鋼では、Ａｌ含有量は、ＡｌＮが生成し得ない程度の量ではあるものの、表面の横ひび割れ、または表皮下割れが発生する場合がある。さらに、上述のように、一般的には、Ｔｉの添加によりＡｌＮの析出を抑制でき、割れの発生が抑制できるとされているが、微量Ａｌ含有鋼では、Ｔｉが添加されている鋼種であっても表面割れが発生する。
【００１０】
特許文献１には、Ｔｉ添加せず、かつ十分高い矯正温度を確保したうえで、表面割れを防止する鋼の連続鋳造方法が開示されているが、上述の微量Ａｌ含有鋼に関しては、記載も示唆もされていない。そのため、微量Ａｌ含有鋼に対して、特許文献１の技術を適用しても、同様に表面割れの発生を抑制できるかどうかは不明である。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、Ａｌ含有量が微量である鋼の連続鋳造鋳片であって、表面割れの発生が抑制された連続鋳造鋳片、およびそのような連続鋳造鋳片を製造することができる製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明は、下記（Ａ）連続鋳造鋳片、および下記（Ｂ）の連続鋳造鋳片の製造方法を要旨とする。
【００１３】
（Ａ）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｎｉ：０. ２〜２．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、および
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記不純物中、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、かつ
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満であり、
下記式（１）を満たす、連続鋳造鋳片。
［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）≧０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]    （１）
ただし、［Ｂ（％）］：Ｂ含有量（質量％）、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［Ｎ（％）］：Ｎ含有量（質量％）、［Ｎｉ（％）］：Ｎｉ含有量（質量％）、［Ｓ（％）］：Ｓ含有量（質量％）である。
【００１４】
（Ｂ）上記（Ａ）に記載の連続鋳造鋳片の化学組成に対応する化学組成を有する溶鋼を用いて、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機で、連続鋳造鋳片を製造する方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の連続鋳造鋳片は、その鋳造時において、表面割れの発生が抑制されている。また、本発明の連続鋳造鋳片の製造方法により、鋳造時に、鋳片の表面割れの発生を抑制することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、各試験片について、引張温度と絞り値との関係を示す図である。
【図２】図２は、［Ｎｉ（％）］×［Ｓ（％）］、および［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）−２］）と、割れ指数との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本明細書では、鋼または鋳片に含有されるＡｌは、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）をいうものとする。
【００１８】
以下、本発明者らが本発明を完成するまでに検討したことについて説明する。
鋳片（鋼）の横ひび割れおよび表皮下割れの発生には、鋳片中で析出するＡｌＮが大きな影響を与えることが知られている。しかし、ＡｌＮが生成し得ないような数十質量ｐｐｍ以下のＡｌ含有量を有する鋼においても、横ひび割れおよび表皮下割れは発生する。本発明者らは、この問題を解決するために、高温引張試験により、鋼の高温延性の詳細な調査を行い、以下の知見を得た。
【００１９】
（イ）数十質量ｐｐｍ以下のＡｌ含有量を有する鋼の高温延性の低下は、粒界偏析したＳおよび粒界析出した微細な炭窒化物に起因する。炭窒化物は、主として、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）、すなわち、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＮｂＣ、もしくはＮｂＮ、またはこれらの間の固溶体である。
【００２０】
（ロ）［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］を制御して、粒界析出し得る炭窒化物を粗大化および粒内析出させることにより、高温延性が回復する。ここで、［Ｔｉ（％）］は、Ｔｉ含有量（質量％）であり、［Ｎ（％）］は、Ｎ含有量（質量％）である。
【００２１】
（ハ）上記（ロ）の制御に加えて、粒界強化元素のＢを添加して、粒界偏析したＳの影響を低減することにより、高温延性が大きく回復する。
【００２２】
ここで、Ｂの延性への効果について説明する。従来、Ｂは脆化元素であり、Ｂの添加は横ひび割れを助長すると考えられてきた。しかし、本発明者らは、高温延性の詳細な調査から、Ｂによる脆化はＢＮが析出することによって起こり、鋼に固溶したＢは、逆に粒界を強化し、高温延性を改善する働きを有することを知見した。したがって、鋼中のＮをＴｉ等と化合させて固定した上で、Ｂを添加すると、ＢＮの析出が抑制され、鋳片の表面割れ防止が可能である。
【００２３】
本発明者らは、鋳造を模擬するべく溶融凝固した鋼を試験片として、さらなる高温引張試験を実施した。表１に、試験に用いた鋼Ａ〜Ｄの組成を示す。表１の数値は、いずれも質量％である。鋼Ａ〜ＤのＡｌ含有量は、いずれも０．００１〜０．００２質量％であり、微量である。
【００２４】
【表１】
0006488684.tif 000002
【００２５】
まず、鋼を、溶融するまで加熱し、１２０秒以上溶融状態を保った後、冷却速度を０．４℃／秒として、所定の温度（試験温度）まで冷却して、試験片を得た。この試験片について、各試験温度で引張試験を行い、絞り値（断面収縮率）を測定した。鋼は、脆化の程度が大きいほど、変形しやすく、したがって、絞り値は低い値を示す。
【００２６】
図１に、各試験片について、引張温度と絞り値との関係を示す。図１より、微量のＡｌを含有する鋼は広い脆化温度域を有することがわかる。試験片を分析することにより、これらの鋼の脆化要因は、粒界偏析したＳ、および引張応力によりオーステナイト粒界に動的析出した（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）であることを知見した。汎用連続鋳造機を用いた連続鋳造においても、鋳片表層に加えられる矯正応力により、同様の脆化が起こり、横ひび割れ、または表皮下割れが発生するおそれがある。
【００２７】
表１および図１から、高温延性を改善するためには、Ｂ含有量およびＴｉ含有量の少なくとも一方を多くすることが有効であることがわかる。本発明者らは、鋼中析出物および粒界偏析元素の詳細な解析を行い、下記(i)〜(iii)の知見を得た。
【００２８】
(i)Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比が２以上（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］≧２）になると、鋼中の炭窒化物はＴｉＮを主体とした粗大な炭窒化物となり、脆化に悪影響を及ぼすＢＮまたは微細なＴｉもしくはＮｂの炭化物もしくは窒化物の粒界における析出量が減少する。
【００２９】
(ii)Ｂを含有しない鋼の粒界には、Ｓの粒界偏析が顕著に見られた。特許文献２では、Ｎｉを含有する鋼では、Ｓの粒界偏析によって粒界が脆化することを、第一原理計算により明らかにしている。上記の引張試験においても同様の傾向が確認された。この脆化は、ＮｉとＳとが共存するときのみに起こり、Ｎｉ含有量またはＳ偏析量が多くなるほど顕著になる。
【００３０】
(iii)Ｂを含有する鋼の粒界には、Ｂの偏析が顕著に見られ、Ｓの偏析が抑制されている。よって、Ｂ添加は延性改善に有効であるが、上記(i)に示す関係である［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］≧２を満たさない場合は、ＢＮが粒界析出し、逆に脆化を引き起こす原因となる。
【００３１】
したがって、高温延性を改善するためには、炭窒化物の形態をＴｉＮ主体としたうえで、ＮｉとＳとによる粒界脆化の程度に応じ、Ｂを添加する必要がある。
【００３２】
以上の基礎試験の結果から、ＴｉおよびＢの適正な添加によって連続鋳造時の表面割れを防止できると考えられる。
【００３３】
図２は、［Ｎｉ（％）］×［Ｓ（％）］、および［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）と、割れ指数との関係を示す図である。［Ｂ（％）］は、Ｂ含有量（質量％）であり、［Ｎｉ（％）］は、Ｎｉ含有量（質量％）であり、［Ｓ（％）］は、Ｓ含有量（質量％）である。
【００３４】
上記（ハ）および(iii)の知見から、［Ｂ（％）］は、粒界強化のパラメータであり、上記（ロ）および(ii)の知見から、［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］は、炭窒化物の析出を制御することによる高温延性回復のパラメータである。したがって、縦軸の［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）は、高温延性の高さ（脆化の抑制）の指標である。すなわち、図２において、縦軸の値が高いほど、表面割れが抑制されることが予想される。
【００３５】
上記（イ）および(ii)の知見から、［Ｎｉ（％）］、および［Ｓ（％）］は、いずれも、脆化の程度のパラメータである。したがって、横軸の［Ｎｉ（％）］×［Ｓ（％）］は、割れ感受性の高さの指標である。すなわち、図２において、横軸の値が高いほど、表面割れが顕著になることが予想される。
【００３６】
図２において、実線は、［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）＝０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]を示し、破線は、［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）＝０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]＋０．０００２を示す。
割れ指数は、表面割れの程度を示す指標であり、割れ指数の数値が小さいほど、割れの程度が小さいことを示す。
【００３７】
図２から、鋳片の化学組成（連続鋳造に用いる溶鋼の組成と同じとみなすことができる）が下記式（１）を満たすことにより、割れ指数を１以下にできることがわかる。より詳細には、微量のＡｌを含有する鋼の連続鋳造において、鋳片の化学組成が下記式（１）の関係を満たすことで、高温延性の低下に起因する表面割れを抑制できる。
［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）≧０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]    （１）
【００３８】
鋳片が、上記式（１）に代えて下記式（２）を満たすと、割れ指数を０に、すなわち、高温延性の低下に起因する表面割れを、さらに抑制できる。
［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）≧０．１×［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]＋０．０００２    （２）
【００３９】
本発明は、この知見（着想）に基づいて完成したものである。本発明の連続鋳造鋳片は、上述のように、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０. ２〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、およびＴｉ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。前記不純物中、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、かつｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満である。この連続鋳造鋳片は、上記式（１）を満たす。
【００４０】
［鋳片の化学組成］
以下、本発明の連続鋳造鋳片の化学組成について、成分ごとに説明する。以下、成分元素の含有量について、「質量％」を、単に「％」とも記す。
【００４１】
Ｃ：０．０３〜０．２％
炭素（Ｃ）は、鋳造された鋳片である鋼、そして、これを素材として得られる鋼材（たとえば、鋼板）の強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％未満では、鋼板の十分な強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、スポット溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３〜０．２％とする。鋼の強度を保ち、かつ良好な靱性および溶接性を確保するためには、Ｃ含有量は、好ましくは、０．０５〜０．１５％とする。
【００４２】
Ｍｎ：０．１〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度を顕著に高める効果を有する元素である。鋼を高温にすると、Ｍｎが炭化して炭化物が生成する。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、相対的に、炭化するＭｎの割合が大きくなり、金属状態のＭｎの割合が少なくなるので、鋼の強度が低下する。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋼の組織が低温変態相主体となるため、鋼の延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％とする。鋼材の強度を保ち、かつ良好な靱性を確保するためには、Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．５〜２．５％とする。
【００４３】
Ｎｉ：０．２〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の強度と低温靱性とを顕著に高める効果を有する元素である。強度と低温靱性とは、Ｎｉ含有量が０．２％以上で顕著に上昇する。一方、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ｎｉ含有量は、０.２〜２．０％とする。鋼材について、強度を高く保ち、かつ高い靱性を確保するためには、Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．５〜１．５％とする。
【００４４】
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％
ホウ素（Ｂ）は、耐表面割れ感受性を向上し、鋼の強度を顕著に高める効果を有する元素である。耐表面割れ感受性の向上のためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上である必要がある。一方、Ｂ含有量が、０．００３０％を超えると、上記効果が飽和するとともに、靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は、０．０００２〜０．００３０％とする。Ｂ添加の上記効果を明確に発現させるためには、Ｂ含有量は、好ましくは、０．０００４〜０．００２０％である。
【００４５】
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
チタン（Ｔｉ）は、溶鋼中の酸素と結合してＴｉ酸化物を生成することにより、溶鋼から脱酸する。さらに、Ｔｉは、溶接熱影響部の靭性を向上させる。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、生成するＴｉ酸化物が粗大となり、靭性および加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．１％とする。溶鋼中で脱酸元素として働きかつ、かつ良好な靱性および加工性を確保するためには、Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００８〜０．０５％である。
【００４６】
本発明の連続鋳造鋳片の化学組成で、上記の成分以外は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋳片を工業的に製造する際に、原料としての鉱石もしくはスクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の対象とする鋳片（鋼）の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
上記不純物中のＰ、Ｓ、Ｎ、およびｓｏｌ．Ａｌの含有量は、次の通りである。
【００４７】
Ｐ：０．０４％以下
りん（Ｐ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。しかし、鋼の強度上昇等を目的として、積極的に含有させてもよい。Ｐ含有量が０．０４％を超えると、溶接性が著しく低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０４％以下とする。Ｐ含有による鋼の強度上昇は、０．０２を超えると飽和するため、Ｐ含有量は、好ましくは、０．０２％以下とする。
【００４８】
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、この鋼を用いた製品の加工性および溶接性が著しく低下する。さらに、Ｓは高温延性にも影響を与え、鋳造時の表面割れを引き起こす。したがって、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする。製品の加工性および溶接性を高くするためには、Ｓ含有量は、０．００５％以下で可能な限り低くすることが好ましい。
【００４９】
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、鋼の強度および延性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１％以下とする。製品の強度および靱性を高くするためには、Ｎ含有量は、０．００６％以下で可能な限り低くすることが好ましい。
【００５０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ａｌ含有量が０．００５％以上であると、Ａｌ酸化物の生成量が多くなり、Ｔｉ酸化物の生成が妨げられ、その結果、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％未満とする。
【００５１】
本発明の連続鋳造鋳片は、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＣｒおよびＭｏからなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有してもよい。
【００５２】
Ｓｉ：０〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、任意添加元素であり、含有しなくてもよい。含有する場合は、Ｓｉは、鋼の強度を高め、延性を向上させる。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、製品表面に、いわゆる赤スケール（ストライプ状のスケール模様）が発生することによる外観の劣化、および化成処理性の低下が顕著となる。したがって、Ｓｉ含有量は、０〜０．５％とする。Ｓｉ含有量が０．４％を超えると、Ｓｉ含有により強度が増大する効果がほぼ飽和するとともに、赤スケールの発生が目立つようになる。このため、Ｓｉを含有する場合は、Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．４％以下とする。
【００５３】
Ｃｕ：０〜２．０％
銅（Ｃｕ）は、任意添加元素であり、含有しなくてもよい。含有する場合は、Ｃｕは、鋼の強度と耐候性とを高める。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下とする。鋼の強度および耐候性は、Ｃｕ含有量を、０．２％以上にすると顕著に向上するが、この効果は、Ｃｕ含有量が１．５％以上になるとほぼ飽和する。したがって、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は、好ましくは、０．２〜１．５％とする。
【００５４】
Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、任意添加元素であり、含有しなくてもよい。含有する場合は、鋼の強度を高める。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、靱性の低下が無視できなくなる。したがって、Ｎｂ含有量は、０〜０．０５％とする。Ｎｂは、０．００５％以上含有させることにより、鋼の強度を顕著に上昇させるが、この効果は、Ｎｂ含有量が０．０３％以上になるとほぼ飽和する。したがって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０３％とする。
【００５５】
Ｃｒ：０〜０．１％、Ｍｏ：０〜０．１％
クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）は、いずれも任意添加元素であり、含有しなくてもよい。含有する場合は、これらの元素は、いずれも、鋼の焼入れ性を高め、また、鋼の強度および靭性を向上させる。しかし、これらの元素のそれぞれの含有量が０．１％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は、０〜０．１％とし、Ｍｏ含有量は、０〜０．１％とする。Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量は、それぞれ０．０１％以上で、鋼の強度および靱性が顕著に上昇するが、この効果は、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量が、それぞれ０．０５％以上になるとほぼ飽和する。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は、好ましくは、０．０１〜０．０５％であり、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
【００５６】
本発明の連続鋳造鋳片の化学組成は、さらに、上記式（１）を満たす。これにより、割れの起点となる（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）等の粒界析出物の生成、および粒界脆化を引き起こすＳの粒界偏析を抑制でき、表面割れを抑制できる。
【００５７】
鋳片の化学組成が、上記式（１）に代えて上記式（２）を満たすと、割れ指数をさらに低減できる。すなわち、表面割れをさらに抑制するためには、鋳片の化学組成は、上記式（１）に代えて上記式（２）を満たすことが好ましい。
【００５８】
［連続鋳造鋳片の製造方法］
上述のように、本発明の連続鋳造鋳片の製造方法は、本発明の連続鋳造鋳片の化学組成に対応する化学組成を有する溶鋼を用いて、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機で、連続鋳造鋳片を製造する方法である。この製造方法により、Ａｌ含有量が微量で、表面割れが抑制された連続鋳造鋳片を製造することができる。
【００５９】
この製造方法では、前記鋳片を矯正する際、前記鋳片の矯正点での表面温度を８５０〜１０００℃とすることが好ましい。これにより、矯正点で表面割れおよび内部割れが発生することを抑制できる。ただし、溶鋼の化学組成が式（２）を満たすと、鋳片の矯正点での表面温度が８５０℃未満であっても、矯正点で表面割れが発生することを抑制し得る。
【実施例】
【００６０】
５点矯正型の垂直曲げ型連続鋳造機を用いて、連続鋳造試験を行い、スラブ鋳片を製造した。連続鋳造機は、幅２３００ｍｍ、厚み３００ｍｍのキャビティが形成された鋳型を備えたものであった。鋳造速度は、０．６５〜１．０ｍ／ｍｉｎとし、二次冷却の水量は、０．７〜０．９Ｌ／ｋｇ−ｓｔｅｅｌとした。
【００６１】
表２に、連続鋳造試験に使用した溶鋼の化学組成、矯正点での鋳片表面温度（表２に、「矯正温度」と記す。）、および鋳片の割れ指数を示す。化学組成で、表２に示すものの残部はＦｅおよび不純物からなる。表２には、［Ｂ（％）］×（［Ｔｉ（％）］／［Ｎ（％）］−２）で定義されるＡ値と、［Ｎｉ（％）］×[Ｓ（％）]で定義されるＢ値とを、併せて示している。
【００６２】
【表２】
0006488684.tif 000003
【００６３】
本発明例１〜８の鋳片の化学組成は、Ａ値≧０．１×Ｂ値、すなわち、上記式（１）を満たすが、比較例１〜５の鋳片は、Ａ値≧０．１×Ｂ値を満たさない。本発明例１〜３の鋳片の化学組成は、Ａ値≧０．１×Ｂ値＋０．０００２、すなわち、上記式（２）も満たす。
【００６４】
鋳片の表面温度は、非接触型の放射温度計を用いて、鋳片の矯正部近傍において鋳片引抜方向下流側の面上（凹湾曲面側）の幅中央部で測定した。
【００６５】
得られた鋳片について、表面割れの発生状況を評価した。評価は、鋳片の上面と下面とに対して、それぞれ、研削厚を１．０ｍｍずつとして、グラインダー研削を行った後に、カラーチェックを実施することにより行った。割れが見られた場合は、割れがなくなるまで手動グラインダーで研削し、その深さを測定した。ただし、観察された割れの個数が多い場合は、カラーチェック実施後、その面の全面に対して、研削厚をさらに２．０ｍｍとしてグラインダー研削を行い、研削厚を計３．０ｍｍとした後、再びカラーチェックを実施し、割れ状況を観察した。
【００６６】
鋳片表面の割れの発生状況は、割れ指数として０〜３の４段階で評価した。割れ指数０は、カラーチェックの結果、割れが観察されなかったことを意味する。割れ指数１は、割れが、表面から２．０ｍｍ未満の深さに存在し、手入れによって容易に除去できる軽度なレベルであったことを意味する。割れ指数２は、割れが、表面から４．０ｍｍ未満の深さに存在し、除去には重度の手入れが必要なレベルであったことを意味する。割れ指数３は、割れが表面から４ｍｍ以上の深さにまで存在し、除去には重度の手入れが必要であり、かつ歩留まりの大幅な低下を招くレベルであったことを意味する。
【００６７】
比較例１および２の鋳片は、割れ指数が２であり、重度の横ひび割れが発生していた。割れは、鋳片のコーナーから２００ｍｍ以内の位置に散見された。これらの鋳片について、割れ部の詳細な調査を行ったところ、割れは旧オーステナイト粒界に沿って発生しており、旧オーステナイト粒界上には、粒界偏析したＳと粒界析出物とが多数存在した。一方、Ｂの偏析はほとんどなかった。
【００６８】
比較例３および４の鋳片は、割れ指数が３であり、重度の横ひび割れが発生していた。割れはコーナー近傍を中心として幅方向全域で発生していた。
【００６９】
本発明例１〜８の鋳片では、表面割れは皆無または軽度であった。溶鋼の化学組成が式（２）を満たす本発明例１〜３では、矯正温度によらず、割れ指数は０であった。溶鋼の化学組成が式（２）を満たさない（ただし、式（１）は満たす）本発明例の鋳片でも、８５０℃以上の矯正温度で矯正を行った本発明例４，５の鋳片は、割れ指数が０であった。
【図１】
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【図２】
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