溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜く連続鋳造方法において、前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態図におけるフェライト-パーライト変態のノーズを通る冷却曲線と交差するまで、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法。溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜く連続鋳造方法において、前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、15°Cs以下の復熱速度で復熱することを特徴とする連続鋳造方法。前記溶鋼は、C:005-12mass、Si:005-10mass、Mn:04-20massおよびAl:002-006massを含有し、残部Feおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする請求項1または2に記載の連続鋳造方法。前記溶鋼は、さらに、Mo:06mass以下、Ti:0030mass以下、Cr:10mass以下、V:01mass以下、Cu:10mass以下、Nb:005mass以下、Ni:10mass以下およびB:0004mass以下の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3に記載の連続鋳造方法。そこで、本発明は、鋼の連続鋳造において、特に鋳片引き抜き後の曲げ矯正点付近での表面割れの発生を防止するための手法について提案することを目的とする。発明者らは、鋳片引き抜き後の曲げ矯正点付近での表面割れの発生を防止する手立てについて鋭意究明したところ、鋳型の直下における冷却条件を厳密に規定することによって、上記の表面割れの発生を防止できることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。1溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜く連続鋳造方法において、前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態図におけるフェライト-パーライト変態のノーズを通る冷却曲線と交差するまで、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持することを特徴とする連続鋳造方法。ここで、鋳片の表層部とは、表面から5mmの深さにわたる領域をいう。2溶鋼を、鋳型に装入し、該鋳型から直接鋳片を引き抜く連続鋳造方法において、前記鋳型の直下において、前記溶鋼の連続冷却変態線図における、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、15°Cs以下の復熱速度で復熱することを特徴とする連続鋳造方法。ここで、復熱とは、鋳片内部の顕熱により鋳片表面温度が上昇する現象を言う。3前記溶鋼は、C:005-12mass、Si:005-10mass、Mn:04-20massおよびAl:002-006massを含有し、残部Feおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする前記またはに記載の連続鋳造方法。4前記溶鋼は、さらに、Mo:06mass以下、Ti:0030mass以下、Cr:10mass以下、V:01mass以下、Cu:10mass以下、Nb:005mass以下、Ni:10mass以下およびB:0004mass以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記に記載の連続鋳造方法。本発明によれば、C、V、NbおよびNiなどの、表面割れが発生しやすい成分を添加した鋼材を連続鋳造する際にも、該鋳片の表面割れの発生を抑止することができる。以下、本発明の連続鋳造方法について、図面を参照して、詳しく説明する。さて、溶鋼は、垂直ベンディング型または、図1に示すような湾曲型の連続鋳造機を用いて連続鋳造されるが、その際、特に曲げ矯正点での矯正時に表面割れを誘発させないために、少なくとも鋳型直下の冷却帯において、以下に示す冷却パターンを経ることが肝要である。なお、図1において、符号1は取鍋2内に装入した溶鋼であり、溶鋼1は取鍋2からタンディッシュ3そして浸漬ノズル4を介して、水冷鋳型5内に供給される。この水冷鋳型5にて冷却された溶鋼1は、凝固殻を作りながら鋳型5の出側へ導かれて鋳型5から引き抜かれ、鋳型5直下の2次冷却帯6にてさらに冷却されて凝固殻の成長を促進され、湾曲を強制されて水平方向に導かれてから、引き抜き矯正帯曲げ矯正点7において曲げの矯正がなされて連続鋳造鋳片となる。すなわち、前記鋳型の直下において、より具体的には、2次冷却帯の開始点から矯正帯までの区間において、前記溶鋼の連続冷却変態線図以下、CCT線図と示すから読み取れる、フェライト-パーライト変態終了温度未満、かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで鋳片の表層部を冷却し、その後、前記連続冷却変態図におけるフェライト-パーライト変態のノーズを通る冷却曲線と交差するまで当該温度域に保持することが肝要である。かような冷却および復熱を、2次冷却帯の開始点から矯正帯までの区間、より具体的には鋳型直下それも鋳型直下5mまでの区間にて、完了することが好ましい。なお、CCT線図は、連続鋳造に供する溶鋼に応じたCCT線図を用いることは勿論であり、連続鋳造に供する溶鋼種毎にCCT線図を導入すればよい。以上の鋳型の直下における冷却温度制御を、上記CCT線図を模式的に示す図2にて詳しく説明する。まず、該CCT線図は、上記した鋼を用いて1400°C以上の温度から冷却した際のCCT線図を作成する必要がある。例えば、900°Cなどの低い温度から冷却した時のCCT線図では、旧γ粒径が小さくなるため、フェライト-パーライトノーズおよびベイナイトノーズが短時間側に移動し、正確な冷却速度や温度を得ることができない。また、鋳型直下の2次冷却帯においては、1400°C以上の温度からの冷却になるため、1400°C以上の温度から冷却した際のCCT線図を作成する。鋳型から引き抜かれた鋳片には、鋳型の直下の2次冷却帯において、表層部に対して冷却を施す。その際、上記したCCT線図に太線で示す冷却パターンPに従って、フェライト-パーライト変態終了温度未満、かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで、鋳片の表層部を冷却する。ここで、フェライト-パーライト変態終了温度未満の温度域で冷却するのは、フェライト-パーライト変態終了温度以上では、等温保持時または復熱時に変態を起こさせることができず、鋳片表層部に微細なフェライト-パーライトを生成することができないためである。一方、図3に点線で示すような冷却パターンに従って、ベイナイト変態開始温度以下にまで冷却してしまうと、組織が粒界フェライトとベイナイトになり、割れ易い状態になるから、ベイナイト変態開始温度を超える温度域に冷却を留める必要がある。この適切な温度域に冷却された鋳片表層部は、冷却状態のオーステナイトである。その後、フェライト-パーライト変態のノーズを通る冷却曲線Aと交差するまで、当該温度域、つまりフェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持する。なぜなら、フェライト変態のノーズの下側低温側に入れることにより、過冷却オーステナイトの到るところからフェライトが一挙に核生成し、微細フェライト-パーライト組織を形成するためである。かくして得られるフェライト-パーライト組織は、15μm以下の粒径を有する微細組織となる。さらには、10μm以下の粒径になるよう制御することが好ましく、そのためには、ベイナイト変態開始温度以上で、かつベイナイト変態開始温度40°C以下の温度域に過冷却するとよい。また、上記したフェライト-パーライト変態終了温度未満、かつベイナイト変態開始温度を超える温度域まで、鋳片の表層部を冷却し、その後、15°Cs以下の復熱速度で復熱することが好ましい。この復熱は、上記冷却曲線Aとの交差に関係なく、つまり処理時間には関係なく、復熱速度を15°Cs以下で復熱させることが肝要である。この条件に従う復熱によって、該復熱時に変態が起こる。この変態フェライト-パーライト変態は旧オーステナイト粒界を超えて起こるため、粗大な旧オーステナイト粒は消失する結果、割れに対して強い組織が得られる。ここで、復熱速度が15°Cs超えになると、一部に粗大なフェライトが生成して割れの抑制が阻害されるため、15°Cs以下が好ましい。一方、復熱温度最高加熱温度の下限は、フェライト-パーライト変態終了温度以上とする。なぜなら、当該温度未満の場合は、等温保持時または復熱時に変態を起こさせることができず、鋳片表層部に微細なフェライト-パーライトを生成することができないためである。なお、鋳型直下の2次冷却帯においてCCT線図における冷却パターンPに従う冷却を鋳片に施すには、連続鋳造時の2次冷却帯の鋳型直下5m以内の水量密度が008t/m2以上となるように制御し、鋳型直下5mを超えたところでは水量密度を008t/m2未満とする。ちなみに、2次冷却後の曲げ矯正点での温度について、脆化域である850°C以下の温度域は避けた方が無難であるが、本発明の冷却パターンに従えば既に組織が微細になっており表面割れが発生しにくいため、この矯正点の温度は特に限定する必要はない。また、溶鋼は、次の成分組成を有することが好ましい。すなわち、C:005-12mass、Si:005-10mass、Mn:04-20massおよびAl:002-006massを含有し、さらに必要に応じて、Mo:06mass以下、Ti:0030mass以下、Cr:10mass以下、V:01mass以下、Cu:10mass以下、Nb:005mass以下、Ni:10mass以下およびB:0004mass以下の1種または2種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物の成分組成を有することが好ましい。以下、基本成分から順に、含有量の限定理由について説明する。C:005-12massCは、強度を確保する観点から、005-12massの範囲とする。また、この範囲のC量の鋼は、連続鋳造の鋳込み時に割れが発生しやすいため、特に本発明の適用が有効になる。Si:005-10massSiは、脱酸剤として作用するとともに、強度を増加させるのに有効であるため、005mass以上は必要であるが、10massを超えると、被削性および鍛造性を劣化する、おそれがあるから、10mass以下とする。Mn:04-20massMnは、強度を増加するため04mass以上は必要であるが、20massを超えると、被削性および鍛造性を劣化する、おそれがあるから、20mass以下とする。Al:002-006massAlは、鋼の脱酸剤として作用する他、加熱時のγ粒成長を抑制する効果があるため、002mass以上は必要であるが、006massを超えると、被削性および疲労強度を劣化する、おそれがあるから、006mass以下とする。さらに、必要に応じて、Mo:06mass以下、Ti:0030mass以下、Cr:10mass以下、V:01mass以下、Cu:10mass以下、Nb:005mass以下、Ni:10mass以下およびB:0004mass以下の1種または2種以上を含有することが可能である。Mo:06mass以下Moは、強度を確保する上で有効であるが、06massを超えて添加すると、被削性を劣化する、おそれがある。Ti:0030mass以下Tiは、TiNとしてピンニングにより組織の微細化をはかる上で有効であり、好ましく0005mass以上で添加するが、0030massを超えて添加すると、耐労強度を劣化する、おそれがある。Cr:20mass以下Crは、焼入れ性の向上に有効であるが、20massを超えて添加すると、耐疲労強度を劣化する、おそれがある。V:01mass以下Vは、炭化物を生成することにより、鋼材の強度を向上するのに有効であるが、01massを超えて添加すると、粗大な炭窒化物が生成して強度を低下させる、おそれがある。Cu:10mass以下Cuは、固溶強化および析出強化による強度上昇に有効であり、かつ焼入れ性の向上に寄与するが、10massを超えて添加すると、被削性を劣化する、おそれがある。Nb:005mass以下Nbは、析出によりγ粒をピンニングする効果があるが、005massを超えると効果が飽和するため、経済性の観点から005mass以下とすることが好ましい。Ni:10mass以下Niは、強度および靭性の確保に有効であるが、10massを超えると効果が飽和するため、経済性の観点から10mass以下とすることが好ましい。B:0004mass以下Bは、粒界強化により耐疲労特性を向上し、また焼入れ性を高めて強度上昇に寄与する成分であるが、0004massを超えると効果が飽和するため、経済性の観点から0004mass以下とすることが好ましい。C:050mass、Si:025mass、Mn:155mass、Al:0030mass、Cr:020massおよびV:010massを含有し、残部がFeおよび不可避不純物の成分に調整した鋼から試験片を採取し、この鋼のCCT線図を作成した。このCCT線図から、ベイナイト変態開始温度およびフェライト変態開始温度を読み取り、さらに、加熱時の膨張曲線からAc1点627°CおよびAc3点743°Cを読み取り、表1にA-Eとして示す5パターンの試験を行った。その結果、モールド直下での急冷処理を模擬した過冷却時の温度を、フェライト変態開始温度以下かつベイナイト変態開始温度以上に止めて、その後、フェライト-パーライト変態終了温度未満かつベイナイト変態開始温度を超える温度域に保持したパターンAの場合と、同様に、Ac3点以下まで復熱したパターンCの場合とは、連続鋳造での鋳片割れの原因といわれる、粒界フェライトが現れず、また組織も微細であった。一方、モールド直下での急冷時を模擬した過冷却時の温度が、ベイナイト変態開始温度以下として、Ac3点以下に復熱したパターンBの場合は、組織がベイナイト主体となり、旧γ粒界に粒界フェライトが存在した。また、過冷却温度も復熱温度も適正だが、復熱速度が20°Csと速いパターンDの場合には変態が起こらず、最終的に得られた組織は粒界フェライトと粗大パーライトからなる組織であった。鋳型直下の急冷がない状態を模擬したパターンEの場合には過冷却が650°CとAr3点630°C以上となり、この場合も変態が起こらず、最終的な組織は粒界フェライトと粗大パーライトの混合組織であった。以上のことから、パターンAやパターンCでは粒界フェライトが抑制され、かつ組織が微細になることから、連続鋳造での鋳片割れが抑制されたものと考えられる。次に、上記した実験結果に基づいて、実機において、表2に示すノズル水量の下、鋳込み速度を変化させて冷却条件を調整して連続鋳造を行った。各連続鋳造にて得られた鋳片について、その表面割れの有無を目視にて評価した。その結果、鋳型直下水量016tm2の条件発明例では表面割れは発生せず、同002tm2の条件比較例では表面割れが発生した。以上の評価結果を表2に示す。また、各冷却条件にて得られた鋳片につき、そのコーナー部のミクロ組織写真を図3および図4に示す。この写真は、鋳片コーナ部の表面から10mm深さの断面を撮影したものである。鋳型直下水量016tm2の条件発明例では、微細なフェライト-パーライト組織になっており、一方、同005tm2の条件比較例では、γ粒界に粒界フェライトが析出したベイナイト組織となっていた。また、図5に同002tm2の条件比較例による鋳片にて観察された表面割れの破面写真を示すように、ここでの破面は粒界破壊であることが分かる。以上の結果から、本発明の手法を用いれば、連統鋳造鋳片の鋳型直下の表面近傍実験の結果、表面から20mm程度までのミクロ組織を微細化することができ、これにより鋳片に延性をもたせ、矯正点での表面割れを抑御することができる。