(57)【要約】【課題】耐表面割れ感受性に優れた高靭性鋼材用連続鋳造鋼鋳片を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：≦０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００７５〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｌａ＋Ｃｅ：０．００２〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種以上を含有し、さらに、質量％を用いて計算される式（１）：Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３、式（２）：Ｎ≦−０．１０２Ａｌ＋（−０．０９Ｎｂ＋０．０１０６）を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物によって構成されることを特徴とする、耐表面割れ感受性に優れた高靭性鋼材用連続鋳造鋼鋳片。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：≦０．６％、
Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｐ  ：≦０．０２％、
Ｓ  ：≦０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００７５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｌａ＋Ｃｅ：０．００２〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
の一種以上を含有し、さらに、質量％を用いて計算される下式（１）、（２）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって構成されることを特徴とする、耐表面割れ感受性に優れた高靭性鋼材用連続鋳造鋼鋳片。
Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３  ………（１）
Ｎ≦−０．１０２Ａｌ＋（−０．０９Ｎｂ＋０．０１０６）……（２）
【請求項２】
質量％でさらに、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％
の一種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐表面割れ感受性に優れた高靭性鋼材用連続鋳造鋼鋳片。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接鋼構造物に用いられる靭性の優れた厚鋼板や鋼管やＨ形鋼などを製造する際の圧延素材となる鋳片を、連続鋳造工程において高い生産性のもとで製造する技術に関するものである。本発明による連続鋳造鋳片は、熱間加工によって厚鋼板、鋼管、Ｈ形鋼などに製品化され、鉄骨、橋梁、船舶、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンク、などの鋼構造物に用いられ、良好な靭性を発現する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼構造物の安全性や信頼性の観点から、これに用いられる厚鋼板、鋼管、Ｈ形鋼などの鋼製品に対する高靭性のニーズが強まっている。これらの鋼製品は、連続鋳造によって製造された鋳片を素材とし、これを加熱して熱間加工によって製造される。要求特性に応じて、熱間加工後の冷却が工夫されたり、熱処理が施される場合がある。製造コストの観点から、熱間圧延後に冷却されたままで製品化が完了する製造法が指向される。
【０００３】
このような鋼製品で高い靭性を獲得するためには、鋼成分を調整したうえで、金属組織を微細化する必要がある。熱間加工によって鋼製品の金属組織を微細化するためには、一般に知られる下記の視点がある。
▲１▼  鋳片の加熱オーステナイト（γ）粒径を小さく保つ。
▲２▼  熱間加工によってγ組織を微細化する。
▲３▼  熱間加工後の冷却速度を高める。
【０００４】
上記の中で、発明者らは▲１▼に重点を置いた発明を特許文献１で開示している。これは、γ粒成長抑制に広く用いられてきたＴｉＮ粒子によるピン止め技術を発展させたのものである。Ｎを増加させてＴｉに対してＮを過剰に添加したうえで、特殊元素としてＭｇを添加し、連続鋳造時の鋳片に析出するＴｉＮの微細分散化を促す技術である。
【０００５】
しかしながら、この技術を適用した鋳片は、高Ｎと特殊元素の悪影響が相俟って連続鋳造時に鋳片表面が割れやすいことがわかった。特に、上記▲２▼の観点からγ未再結晶域加工を強化するためにＮｂを添加すると、鋳片表面の割れ感受性が著しく高まって鋳片表面に割れが発生し、割れを除去するための手入れ作業が必要となり、生産性が大きく阻害される問題があった。昔の造塊法では鋳片表面割れは問題にならなかったが、現在の連続鋳造法では鋳造機の曲げ部や曲げ戻し部などにおいて鋳片表面に引張力が強く作用するため、特許文献１に記載の発明のような鋼成分のままでは鋳片表面割れが課題であった。
【０００６】
連続鋳造鋳片の表面割れに関しては、これまで多くの検討がなされている。例えば非特許文献１に記載の包括的な解説がある。この論文によると、種々の成分系で検討された個別の知見を引用して、高Ｎ化やＮｂ添加によって連続鋳造鋳片の表面割れ感受性は高まり、Ａｌ低減や適正Ｔｉ添加によって割れ感受性を抑えられることが一般論として記されている。しかしながら、本発明が意図する靭性の良好な溶接構造用鋼材（厚鋼板、鋼管、Ｈ形鋼、など）を構成する特定成分系において、連続鋳造時の鋳片表面割れを回避するための具体的な成分設計の手法は示されていない。
【０００７】
このように、鋳片表面割れに関しては、異なる成分系の知見を流用しても具体的な解決策を見出すことができない実状にある。従って、本発明が対象とする鋳片表面の割れ感受性の高い鋼に対して、成分を限定したうえで、連続鋳造を想定した熱間変形特性を系統的に検討し、鋳片割れを回避するための具体的かつ定量的な成分設計手法を確立する必要がある。
【０００８】
【特許文献１】
特開２００１−２５４１３９号公報
【非特許文献１】
ＩＳＩＪ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．３９（１９９９），Ｎｏ．９，ｐｐ．８３３−８５５  “Ｔｈｅ  Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ  ｏｆ  Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｏｎ  ｔｈｅ  Ｈｏｔ  Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  ｏｆ  Ｓｔｅｅｌｓ  ａｎｄ          ｔｏ  ｔｈｅ  Ｐｒｏｂｌｅｍ  ｏｆ  Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ  Ｃｒａｃｋｉｎｇ  ”（Ｂａｒｒｉｅ  ＭＩＮＴＺ）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、溶接鋼構造物に用いられる靭性の優れた厚鋼板や鋼管やＨ形鋼などを製造する際の圧延素材となる鋳片を、連続鋳造工程において高い生産性のもとで製造することにあり、鋼成分を最適化することで鋳片表面の割れ感受性を低下させ、連続鋳造における鋳片表面割れの発生を抑制し、鋳片手入れ作業の負荷を軽減することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２％、      Ｓｉ：≦０．６％、
Ｍｎ：０．３〜２．５％、        Ｐ  ：≦０．０２％、
Ｓ  ：≦０．０１％、            Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００７５〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０１％、  Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｌａ＋Ｃｅ：０．００２〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
の一種以上を含有し、必要に応じてさらに
Ｃｕ：０．１〜１．５％、        Ｎｉ：０．１〜５％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、          Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１％、    Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％
の一種以上を含有し、さらに、質量％を用いて計算される下式（１）、（２）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって構成され、高靭性鋼材向け圧延素材として用いられる、表面割れ感受性の低い連続鋳造鋳片である。
Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３  …………（１）
Ｎ≦−０．１０２Ａｌ＋（−０．０９Ｎｂ＋０．０１０６）……（２）
【００１１】
【発明の実施の形態】
発明者らは、鋳片の加熱γ粒成長を抑制する鋼成分の発明を特許文献１において開示した。これは、Ｔｉ添加鋼へＭｇという特殊元素を添加することで鋳片加熱時のγ粒成長抑制力が著しく強化される効果に基づいた発明である。γ粒成長抑制力が向上する主な理由は、Ｍｇの効果によって鋳片中にＴｉＮが微細に数多く析出するためであった。
【００１２】
Ｍｇ添加によるＴｉＮ微細分散化の機構は以下の二つと考えられた。
・超微細なＭｇ含有酸化物を核として複合析出ＴｉＮが微細に分散する。
・粗大なＭｇ含有酸化物にはじかれて地鉄中に単独析出ＴｉＮが微細に分散する。
そして、脱酸で消費された残りのＴｉ量（有効Ｔｉ量）とＮ量の比が、有効Ｔｉ量／Ｎ量＝１．５〜３であるときに安定的なγ粒成長抑制力が得られることを知見した。
【００１３】
本発明では、従来技術である上記の特許文献１に記載の発明を改良して、鋳片の加熱γ粒成長抑制効果を損なうことなく、熱間加工によって製造された鋼製品のさらなる靭性の向上を検討した。その結果、下記を知見した。
（１）ＴｉとＮの上限を従来技術よりも低減して狭い範囲に制御したうえで、Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３とすることが有効である。これは、Ｔｉが０．０２％を超えて過剰だとＴｉＣによる脆化が、Ｎが０．０１％を超えて過剰だと固溶Ｎによる脆化が生じることが判明したためである。また、このように従来よりも狭い範囲にＴｉとＮを制御すれば、有効Ｔｉ量を用いることなくＴｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎ適正に制御することで、従来技術と同様の安定的なγ粒成長抑制力が鋳片加熱時に得られることがわかった。
【００１４】
（２）Ｎｂ添加を必須とすることが有効である。これは、熱間加工におけるγ未再結晶域での加工を強化してγ組織の微細化はかり、鋼製品の組織微細化を安定的に達成するためである。ただし、Ｎｂ添加を必須とすることで、鋳片表面割れ感受性が高まる問題が生じた。
（３）Ｍｇと同様の効果がＲＥＭ（ＬａやＣｅ）やＣａの添加によっても得られる。ただし、これらの特殊元素を添加することで、高ＮやＮｂ添加と相俟って鋳片表面割れ感受性が著しく高まる問題が生じた。
【００１５】
以下に化学成分の限定理由について詳細に説明する。
Ｃは、鋼製品である厚鋼板や鋼板やＨ形鋼の母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度を確保するために０．０２％以上必要である。Ｃが多すぎると鋼製品の母材およびＨＡＺの靭性や溶接性を損なうので０．２％が上限である。
【００１６】
Ｓｉは、脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると鋼製品の溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため上限を０．６％とする。本発明鋼ではＡｌ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｃａよって脱酸が可能であるから、鋼製品のＨＡＺ靭性を考慮するとＳｉを０．３％以下にすることが望ましい。
【００１７】
Ｍｎは、鋼製品の母材およびＨＡＺの強度と靭性の確保に不可欠であるから０．３％以上必要である。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して鋼製品の溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｍｎの上限を２．５％とする。
【００１８】
ＰとＳは、本発明において不純物元素であり、鋼製品の母材およびＨＡＺの機械的性質を確保するために、それぞれ０．０２％以下、０．０１％以下に低減する必要がある。
【００１９】
Ａｌは、脱酸を担う。ＡｌはＴｉＮの析出核となる０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化物を構成するから０．００１％以上必要である。一方、Ａｌが０．０５％を超えると、アルミナ系の粗大な酸化物やそのクラスターが生成し、鋼製品の母材とＨＡＺの機械的性質が損なわれるため、これが上限である。
【００２０】
Ｍｇ，ＬａとＣｅ，Ｃａは、特殊元素として重要である。これらの元素はＯと結合して酸化物を形成し、連続鋳造時にＴｉＮの微細析出を促進する。０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化物を形成してＴｉＮの析出サイトとして作用したり、ミクロンサイズの粗大な酸化物を形成してこれらの上にＴｉＮが析出するのを防いでＴｉＮをγ地へ微細析出させる作用がある。このような効果を発揮するために、Ｍｇ，Ｌａ＋Ｃｅ，Ｃａのそれぞれ下限が０．０００５％、０．００２％、０．０００５％である。一方、これらの添加量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点からそれぞれの上限は０．００５％、０．０２％、０．００５％である。
【００２１】
本発明はＭｇ，Ｌａ＋Ｃｅ，Ｃａのいずれか一種以上の特殊元素を含む必要がある。ＬａやＣｅは希土類元素の中の主要な元素であるが、その他の希土類元素が本発明に含まれても有害なことはない。ＬａとＣｅはどちらか一方だけの添加でもよいが、工業的には複数の希土類元素が混合したままのミッシュメタルを用いてＬａとＣｅの両者を添加することが経済的である。
【００２２】
ＴｉとＮは、本発明に不可欠な元素であり、鋳片加熱時のγ粒成長をピン止めによって抑制するＴｉＮ粒子を構成する。鋳片の加熱温度として１１５０〜１３００℃を想定すると、平均γ粒径を１００μｍ未満に抑えるために、ＴｉとＮの下限をそれぞれ０．００７５％、０．００５％として最低限のＴｉＮ粒子個数を確保する必要がある。
さらに、Ｔｉ／Ｎを１．５〜３の範囲に制御することでピン止め効果を安定的に引き出せる。これは、ＴｉとＮのバランスをＴｉＮの化学量論比（Ｔｉ／Ｎ＝３．４）よりもＮ過剰に制御することで、特殊元素の添加によるＴｉＮ微細分散効果が安定的に促進されるからである。Ｔｉ／Ｎがこの範囲を外れるとピン止め力が安定的に得られない恐れがある。ＴｉとＮがそれぞれ０．０２％、０．０１％を超えると、鋳片表面割れが著しく発生したり、鋼製品の母材およびＨＡＺの靭性が劣化する危険性が高いため、これらの上限値を厳格に守ることが肝要である。
【００２３】
Ｎｂは、鋼製品の母材の組織を微細化して靭性を向上させるため必須である。その効果を発揮する下限は０．００５％である。本発明は１１５０〜１３００℃の鋳片加熱でもγ粒が粗大化しにくいから、このような高温加熱によってＮｂ溶体化を促すことでＮｂ効果を最大限に引き出せる。しかし、Ｎｂが０．０５％を超えると、鋳片表面割れが著しく発生したり、鋼製品の溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、これが上限である。Ｎｂは変態強化や析出強化を通じて母材強度の向上にも貢献する。
【００２４】
Ｏは、特殊元素と結合して酸化物を形成し、直接的あるいは間接的にＴｉＮの微細分散に寄与するため、０．００１％以上必要である。しかし、Ｏが０．００５％を超えると、鋼の清浄度が低下して鋼製品の母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するため、これが上限である。
【００２５】
続いて、選択元素であるＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂの添加理由について説明する。
Ｃｕ，Ｎｉは、鋼製品の溶接性とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限はともに０．１％である。Ｃｕは１．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ割れが生じて製造が困難になり好ましくないため、これが上限である。Ｎｉは高価な元素であるので、５％を超えると合金コストの観点から経済性を損ない好ましくないため、これが上限である。
【００２６】
Ｃｒ，Ｍｏは、鋼製品の母材およびＨＡＺの強度を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限はともに０．０５％である。しかし、ともに１％を超えると鋼製品の溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、これが上限である。
【００２７】
Ｖは、製品母材の強度を高めることに有効である。その効果を発揮する下限は０．００５％である。しかし、Ｖが０．１％を超えると鋼製品の溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、これが上限である。
【００２８】
Ｂは、焼き入れ性を高めて鋼製品の母材やＨＡＺの機械的性質を向上させることに有効である。その効果を発揮する下限が０．０００３％である。しかし、Ｂが０．００３％を超えると鋼製品のＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため、これが上限である。
【００２９】
上述した本発明の成分系は、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ａｌ−Ｔｉ−高Ｎ−特殊元素（Ｍｇ，Ｌａ＋Ｃｅ，Ｃａ）である。このような特定成分系では、既に述べたように高ＮとＮｂと特殊元素（Ｍｇ，Ｌａ＋Ｃｅ，Ｃａ）の三つが重畳することで鋳片表面割れ感受性が著しく高くなることが課題である。この課題を解決しない限り、鋳片およびこれを用いた鋼製品を高い生産性で工業生産することは難しい。
【００３０】
そこで、本発明の成分系のもとで、鋳片表面割れ感受性を低減できるような成分設計法を見出すことを目的に、連続鋳造時の温度履歴と引張応力（曲げ部あるいは曲げ戻し部に対応）を模擬した熱間引張試験（グリーブル試験）を行った。
ここでは、鋼を１４００℃で６００ｓ保持した後に連続鋳造の冷却過程を模擬して１０００〜７００℃で引張試験（歪速度：５×１０−３／ｓ、雰囲気：Ａｒ）を行い、絞り値が６０％を下回る延性の低い場合に鋳片表面割れ感受性が高いと判断した。一方、絞り値が６０％を超える延性の高い場合は鋳片表面割れ感受性が低いと判断した。この判断基準は過去に多くの試験を行う中で見出された一般的な関係であり、実際の鋳片表面割れの発生傾向と一致することを確認している。
【００３１】
本発明の成分範囲において、Ｎを６水準、Ａｌを６水準、Ｎｂを６水準に変化させて上述の熱間変形能（絞り値）を詳細に検討した結果、本発明の成分系においては、下式（２）に示すごとくＡｌとＮｂに連動させてＮを厳格に制御することで、鋳片表面割れ感受性を安定的に低く抑えられることが定量的に判明した。
Ｎ≦−０．１０２Ａｌ＋（−０．０９Ｎｂ＋０．０１０６）……（２）
【００３２】
式（２）を図示したのが図１であり、ＡｌとＮｂが高いほど鋳片表面割れ回避のためにＮを低減する必要がある。ＮｂはＮｂＣＮとして、ＡｌはＡｌＮとして鋳片のγ粒界に析出し、ともに粒界割れを助長することが知られており、このような場合にＮを低減することは割れの回避に有効であることは容易に考えつく。
しかしながら、本発明が必要とするのは、定性的な成分設計の方向性をつかむことではなく、ここでの特定成分系において定量的な成分設計手法を獲得することである。従って、鋳片表面割れを回避するために具体的な成分を定量的に与える式（２）の確立が本発明の核心である。従来知見から式（２）を導くことはできない。
【００３３】
本発明は冷却速度が大きくてＴｉＮの微細析出に有利な連続鋳造を前提としながら、鋳片の表面割れ感受性を抑えた鋳片であり、鉄鋼業で現在稼動している一般的な連続鋳造機とその操業条件に対して有効である。また、鋳片の加熱速度については、鉄鋼業の厚板工場、鋼管工場、Ｈ形工場で現在稼働している加熱炉の能力（数℃／ｍｉｎ）において本発明のγ粒成長抑制効果は有効である。将来的に通電加熱や誘導加熱などを適用して加熱速度を高めれば本発明の効果は増大する。さらに本発明は、鋳片を鋳造後にＡｒ３  点以下に一旦冷やすことなく連続的に加熱する場合（ホットチャージ圧延）でも有効である。
【００３４】
【実施例】
表１に転炉と２次製錬によって成分調整後に連続鋳造された鋳片の成分と表面割れ状況と、これを圧延素材として熱間圧延で製造された厚鋼板の靭性を示す。
鋼の成分調整において、Ｍｇ，ＬａやＣｅ，Ｃａなどの活性な元素は金属あるいは合金として溶鋼中へ添加された。また、本発明の特徴であるＮ範囲の厳格な調整は、２次製錬でのＮガス雰囲気制御や、合金窒化物（Ｍｎ窒化物、Ｃａ窒化物）添加によって行われた。連続鋳造機は垂直型であり、鋳片厚みは２４０ｍｍであった。
【００３５】
鋳造完了後に鋳片表面における割れ存在状態を目視測定し、割れ除去のための手入れ作業の必要性を判断した。必要な場合には手入れを行った後、鋳片を１２５０℃に加熱して厚板圧延によって７５ｍｍ厚みの鋼板を製造した。このときの圧延終了温度は８５０℃であり、その後空冷によって冷却され、冷却後の熱処理は施されなかった。全ての鋼板が同一条件で製造された。
【００３６】
鋼１〜９は本発明鋼であり、鋳片の加熱γ粒成長抑制の観点からＴｉ，Ｎ，Ｍｇ，Ｌａ＋Ｃｅ，Ｃａが、熱間圧延時のγ組織微細化の観点からＮｂが、鋼製品の脆化回避の観点からＴｉ，Ｎが、鋳片表面割れ回避の観点からＮ，Ａｌ，Ｎｂが厳格に制御されている。その結果、鋳片表面割れは発生せず、鋼板の靭性は良好である。
【００３７】
一方、鋼１０〜２１は比較鋼であり、鋼成分の調整が適当でないために、鋳片表面割れが発生したり、鋼板の靭性が不十分であったりする。
鋼１０〜１２は式（２）で示されるＮとＡｌとＮｂの量的関係を満たさないため、鋳片表面が割れる。しかしながら鋼板の靭性は良好である。鋼１３と１４はＴｉ／Ｎが不適切であるため、鋳片加熱時のピン止め力が不安定になってγ粒径が粗大化し、これが変態後の組織にも引き継がれ、鋼板組織が粗大となって靭性が劣化する。鋼１５〜１７は特殊元素であるＭｇ，Ｌａ＋Ｃｅ，Ｃａが少ないため、鋳片加熱時のピン止め力が不十分となって鋼板の靭性が劣化する。
【００３８】
鋼１８はＮが過剰であるため、鋼板の組織は微細化されていても、固溶Ｎによる脆化が大きくなり、靭性が劣化する。さらに、ＮとＡｌとＮｂの量的関係を満たさないため、鋳片表面が割れる。鋼１９はＮが不足するため、ＴｉＮの個数が少なく、鋳片加熱時のピン止め力が不十分となって鋼板の靭性が劣化する。
鋼２０はＴｉが過剰であるため、鋼板の組織は微細化されていても、ＴｉＣ析出による脆化が大きくなって、靭性が劣化する。鋼２１はＴｉが不足するため、ＴｉＮの個数が少ないうえにＴｉ／Ｎも不適切となり、鋳片加熱時のピン止め力が不十分となって鋼板の靭性が劣化する。
【００３９】
【表１】
2004315881.tif 000003
【００４０】
【発明の効果】
本発明によって、溶接鋼構造物に用いられる靭性の優れた厚鋼板や鋼管やＨ形鋼などを製造する際の素材となる鋳片を、連続鋳造工程において高い生産性のもとで製造することが可能となった。鋼の成分系を最適化することで鋳片表面の割れ感受性を低下させ、連続鋳造における鋳片表面割れの発生を抑制し、鋳片手入れ作業の負荷を大幅に軽減することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明で規定する成分系の連続鋳造鋳片において、鋳片表面割れを回避するためのＮとＡｌとＮｂのバランスを示す図である。
【図１】
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