"Siを0.5mass以上含有するSi含有鋼の連続鋳造方法において、鋳片の表面温度が1177°C~下記3式で求められるTscの温度区間における二次冷却水の比水量SWを、下記1~3式で求められるSWmaxの値以下として鋳造することを特徴とするSi含有鋼の連続鋳造方法。記SWmax=Tsc/11770.5×SW01SW0=1.6×Vc0.22Tsc=1177-940×Cu9450×Sn10928×Sb}/33ここで、SWmax:Si含有鋼の二次冷却比水量の上限値l/kg、SW0:普通鋼の二次冷却比水量l/kg、Tsc:150μm以上の深さの粒界酸化スケールが形成される下限温度°C、Vc:鋳造速度m/min、元素記号:その元素の含有量mass、ただし、Cu:0.1mass超えは0.1mass、Sn:0.1mass超えは0.1mass、Sb:0.05mass超えは0.05mass鋳片の表面温度が1177°C~上記3式で求められるTscの温度区間における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする請求項1に記載のSi含有鋼の連続鋳造方法。垂直曲げ型連鋳機で連続鋳造する場合には、垂直部における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上、湾曲型連鋳機で連続鋳造する場合には、湾曲部から矯正部における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上、として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする請求項1に記載のSi含有鋼の連続鋳造方法。上記二次冷却水の衝突圧の制御に代えて、または、上記二次冷却水の衝突圧の制御に加えてさらに、機械的手段を用いて鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする請求項2または3に記載のSi含有鋼の連続鋳造方法。上記Si含有鋼は、Cu:0.01~0.1mass、Sn:0.01~0.1massおよびSb:0.001~0.05massのうちの少なくとも1種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載のSi含有鋼の連続鋳造方法。本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、Si含有鋼における連続鋳造鋳片の表面割れを効果的に防止することができる連続鋳造方法を提案することにある。発明者らは、Si含有鋼における連続鋳造鋳片の表面割れを防止するべく、その発生原因と対策について鋭意検討を重ねた。その結果、Siを0.5mass以上含有する連続鋳造鋳片では、鋳片表面に形成される酸化スケールは、0.5mass未満のときのFeOを主体とした平坦な形態から、Fe2SiO4ファイアライトを主体とした凹凸の激しい形態に変化すること、また、Siの他に低融点金属であるCu,SnおよびSbを含有する場合には、上記Fe2SiO4を主体とした酸化スケールの形成が促進されて凝固組織の粒界に沿って鋳片内部にまで入り込み、凹凸がより激しくなること、そして、粒界に沿って鋳片内部に入り込んだ酸化スケールは、二次冷却時の熱応力で鋳片の表面割れを引き起こすこと、したがって、鋳片の表面割れを防止するためには、二次冷却時の鋳片表面に発生する熱応力を低減してやるか、あるいはさらに、鋳片表面に形成される酸化スケールを何らかの手段で除去してやればよいことを見出し、本発明を開発するに至った。すなわち、本発明は、Siを0.5mass以上含有するSi含有鋼の連続鋳造方法において、鋳片の表面温度が1177°C~下記3式で求められるTscの温度区間における二次冷却水の比水量SWを、下記1~3;SWmax=Tsc/11770.5×SW01SW0=1.6×Vc0.22Tsc=1177-940×Cu9450×Sn10928×Sb}/33ここで、SWmax:Si含有鋼の二次冷却比水量の上限値l/kg、SW0:普通鋼の二次冷却比水量l/kg、Tsc:150μm以上の深さの粒界酸化スケールが形成される下限温度°C、Vc:鋳造速度m/min、元素記号:その元素の含有量mass、ただし、Cu:0.1mass超えは0.1mass、Sn:0.1mass超えは0.1mass、Sb:0.05mass超えは0.05massで求められるSWmaxの値以下として鋳造することを特徴とするSi含有鋼の連続鋳造方法である。本発明のSi含有鋼の連続鋳造方法は、鋳片の表面温度が1177°C~上記3式で求められるTscの温度区間における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする。また、本発明のSi含有鋼の連続鋳造方法は、垂直曲げ型連鋳機で連続鋳造する場合には、垂直部における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上、湾曲型連鋳機で連続鋳造する場合には、湾曲部から矯正部における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上、として鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする。また、本発明のSi含有鋼の連続鋳造方法は、上記二次冷却水の衝突圧の制御に代えて、または、上記二次冷却水の衝突圧の制御に加えてさらに、機械的手段を用いて鋳片表面の酸化スケールを除去することを特徴とする。また、本発明のSi含有鋼の連続鋳造方法における上記Si含有鋼は、Cu:0.01~0.1mass、Sn:0.01~0.1massおよびSb:0.001~0.05massのうちの少なくとも1種以上を含有することを特徴とする。本発明によれば、高Si含有鋼の連続鋳造鋳片表面に形成されるFe2SiO4を主体とする凹凸の激しい酸化スケールに起因した鋳片の表面割れを防止することができるので、高速鋳造が可能となり、生産性の向上を達成できるだけでなく、スラブの表面手入等による歩止り低下や、熱エネルギーロスなしに次工程へスラブを直送することが可能となる。さらに、本発明の技術は、今後、開発への要求がより高まると考えられる高張力鋼にも有効であるので、産業上、奏する効果は大である。上述したように、Si含有鋼の連続鋳造鋳片スラブの表面に発生する割れは、従来公知の表面割れの発生メカニズムとは異なる。そこで、発明者らは、まず、スラブ表面に形成される酸化スケールに及ぼすSiの含有量の影響に着目し、下記の調査を行った。C:0.10mass、Mn:1.8mass、P:0.015mass、S:0.007mass、Al:0.025massおよびN:0.004massを含有し、Siの含有量を0mass、0.05mass、0.3mass、0.5mass、1.0massおよび2.0massに変化させた鋼を20kg大気溶解炉で溶製し、鋳型に注湯し、鋼塊とした。なお、上記鋼のCu,SnおよびSbの含有量は、Cu:0.02mass、Sn:0.02mass、Sb:0.001massで一定とした。次いで、上記鋼塊から、表面に形成された酸化スケールを含む試験片を採取し、鋼塊表層部断面をEPMAで観察した。その結果、Si:0.5massを境に表面に形成されたスケールの性状が大きく変化する、すなわち、Siが0.5mass未満では、鋼塊表面が平坦な酸化スケールで覆われているのに対して、0.5mass以上では、図1に模式的に示したように、酸化スケールが鋼塊内部にクサビ状に入り組んだ凹凸の激しいものに変化していた。また、上記鋼塊表面に形成された酸化スケールを、EPMAで定性分析した結果、Siが0.5mass未満では、FeOを主体としたスケールの一部にFe2SiO4ファイアライトが観察されるのに対して、Siが0.5mass以上では、酸化スケールと地鉄との界面からFe2SiO4がクサビ状に入り組んで、凹凸の激しい形態を呈するようになることがわかった。次いで、発明者らは、上記と同じ、C:0.10mass、Mn:1.8mass、P:0.015mass、S:0.007mass、Al:0.025massおよびN:0.004massを含有する鋼に、さらにCu,Sn,Sb,Nb,Ti,Caなどの各種成分を添加した鋼を、前述した実験と同様にして溶製し、鋳造して20kgの鋼塊とし、前述した実験と同様にして鋼塊の表面に生成した酸化スケールを調査し、酸化スケールの性状に及ぼす添加元素の影響を調査した。その結果、Si含有量が単に0.5mass以上となるだけでは、粒界に沿って発達した酸化スケールが部分的に観察されるが、その程度はそれほど大きくないが、Cu,SnおよびSbなどの低融点金属を添加した場合には、酸化スケールが凝固組織の粒界に沿って鋳片内部に深く入り込み、凹凸がさらに激しい酸化スケール以降、この酸化スケールを粒界酸化スケールともいう。となること、および、この粒界酸化スケールがスケールと地鉄の界面から150μm以上内部深さまで形成された鋼塊では、機械的な歪の付与がなくても、鋳造後の鋼塊冷却時の熱応力によって、鋼塊表面から内部に粒界に沿って微細な割れが進展していることが明らかとなった。なお、ファイアライトの生成に関しては、過去に幾つかの調査報告があり、例えば、深川智機らの研究Si添加熱延鋼板の高圧水によるデスケーリング性に及ぼす鋼中Sの影響,鉄と鋼,811995,No.5,p.559によれば、Si含有量の増大とともにファイアライトを主体とするスケールが生成すること、また、秦野正治らの研究Cu,Sn含有鋼の表面赤熱脆性に及ぼす水蒸気の影響,鉄と鋼,892003,No.6,p.659によれば、水蒸気雰囲気がスケール生成に大きく影響することが述べられている。しかし、上記いずれの文献にも、Si含有鋼における酸化スケールに及ぼすCu,Sn,Sbの効果については記載がない。そこで、発明者らは、低融点金属であるCu,SnおよびSbを含有する場合に、Fe2SiO4が粒界に沿って鋳片内部に入り込み、凹凸が激しくなる理由についてさらに調査した。その結果、Fe2SiO4は、状態図上では、共晶点である1177°Cまでは液相で存在し、それ以下の温度では固体として存在するが、鋳片表面に形成される酸化スケール中に含まれる液相がFe2SiO4のみである場合には、酸化スケールは鋳片表面に平坦に形成される。すなわち、鋳片表面温度が、液相としてFe2SiO4のみが存在する1177°C以上では、液相粒界酸化スケールはほとんど成長しない。しかし、鋳片の表面温度が1177°C以下となると、鋼中に低融点金属であるCu,Sn,Sbを含有している場合には、これらの元素が酸化スケールと地鉄との界面に液体状態で存在するようになり、この低融点の液体が、凝固組織の粒界酸化を促進して粒界に沿って鋳片内部に入り込み、凹凸の激しい粒界酸化スケールを形成することが明らかとなった。ここで、Cu,SnおよびSb各元素の融点Tmpは、TmpCu:1083°C、TmpSn:232°CおよびTmpSb:630.6°Cである。そこで、発明者らは、上記低融点金属であるCu,SnおよびSbの含有量と、各元素が粒界酸化スケールの形成を促進する効果との関係について調査した結果、含有量にほぼ比例して大きくなるが、Cuは0.1mass、Snは0.1massおよびSbは0.05massを超えると、その効果はほぼ飽和することが確認された。すなわち、ここで、鋼中のCu含有量massを[Cu],Sn含有量massを[Sn]およびSb含有量massを[Sb]、および、上記効果が飽和する含有量をそれぞれ、[Cu]cri、[Sn]criおよび[Sb]criと表わすと、Cu,SnおよびSbの各元素の粒界酸化スケールを形成する効果は、Cu:0.1mass以下、Sn:0.1mass以下、Sb:0.05mass以下であれば、それぞれ、[Cu]/[Cu]cri=[Cu]/0.1,[Sn]/[Sn]cri=[Sn]/0.1および[Sb]/[Sb]cri=[Sb]/0.05にほぼ比例する。ただし、Cu:0.1mass超え、Sn:0.1mass超えおよびSb:0.05mass超えでは上記効果が飽和するので、その場合には、[Cu]、[Sn]および[Sb]は、それぞれ0.1mass、0.1massおよび0.05massとして計算する。また、発明者らは、上記低融点金属であるCu,SnおよびSbによって粒界酸化スケールの形成が促進される温度範囲について調査した結果、各元素の融点と密接に関係しており、各元素の融点に至るまで粒界酸化スケールの形成を促進し続けること、すなわち、各元素が粒界酸化スケールの形成を促進する温度範囲は、Cuは1177°C~TmpCu=1177~1083°C、Snは1177°C~TmpSn=1177~232°CおよびSbは1177°C~TmpSb=1177~630.6°Cの温度範囲であることがわかった。そこで、発明者らはさらに、Cu,SnおよびSbの各元素が複合して含有する場合において、表面割れを引き起こす150μm以上の深さの粒界酸化スケールが形成される下限温度Tscについて、Cu,SnおよびSb各元素の含有量[Cu],[Sn]および[Sb]と、Fe2SiO4の融点TmpFe2SiO4ならびに、Cu,SnおよびSb各元素の融点TmpCu,TmpSbおよびTmpSnとの間の関係式を試行錯誤的に検討した結果、下限温度Tscは、下記3式で表すことができることを見出した。記Tsc=TmpFe2SiO4-{TmpFe2SiO4-TmpCu×[Cu]/[Cu]criTmpFe2SiO4-TmpSn×[Sn]/[Sn]criTmpFe2SiO4-TmpSb×[Sb]/[Sb]cri}/3=1177-940×[Cu]9450×[Sn]10928×[Sb]/33因みに、Cu:0.1mass、Sn:0.1massおよびSb:0.05massを含有するときの下限温度Tscは約650°Cである。上記のように、鋳片表面から内部に、粒界に沿って形成される粒界酸化スケールの生成メカニズムが明らかになった。そこで、発明者らは、さらに、上記粒界酸化スケールに起因する鋳片の表面割れを防止する方法について検討した。上述したように、Si含有鋼の連続鋳造鋳片の表面割れは、上記粒界酸化スケールがある深さ以上150μm以上になると、鋳片冷却時の熱応力によって発生するものと考えられる。しかし、連続鋳造鋳片表面へのFe2SiO4ファイライトを主体とした酸化スケールの形成を防止することは実質上不可能である。そこで、鋳片の表面割れを防止する方法としては、粒界酸化スケールが形成される温度域において、鋳片表面に発生する熱応力を極力緩和してやること、および、鋳片表面に形成される酸化スケールを何らかの手段で除去し、粒界酸化スケールに成長するのを防止すること、が有効であると考えられる。そこで、まず、鋳片表面に発生する熱応力を緩和してやる方法について検討した。上述したように、Fe2SiO4スケールの共晶温度:1177°C~Tscの温度区間では、鋳片表面に凹凸の激しい酸化スケールが形成される。この酸化スケールは、密着性が高いため、密着性の低い酸化スケールが形成される場合と比較して熱伝達率が高くなり、その分、鋳型から出た鋳片の表面は、水スプレーによる二次冷却により強冷却されることになる。一方、凹凸の激しい粒界酸化スケールは、鋳片全体にわたって均一に形成されないため、酸化スケールの厚さは、場所によるムラが大きくなる。その結果、二次冷却が強冷却されることと相俟って、冷却ムラが大きくなり、鋳片表面の局部的温度差に起因する熱応力によって、表面割れが促進されるものと考えられる。そこで、Siを1.0mass含有する高Si含有鋼と、Siを0.25mass含有する普通鋼について、図2に示した実験装置を用い、鋳片表面の二次冷却を模して、水スプレーの冷却水量と、粒界酸化スケールが形成され続ける1200~600°Cの温度区間の熱伝達率の平均値との関係を調査し、その結果を図3に示した。図3から、Siを1.0mass含有する高Si含有鋼は、Si含有量が0.25massの普通鋼と比較して、同一水量でも熱伝達率が大きいこと、また、普通鋼と同じ熱伝達率が得られる水量は、普通鋼の水量の約80である、つまり、普通鋼と同じ冷却条件とするには、冷却水量を約20低減できることが確認された。なお、このように高Si含有鋼の熱伝達率が高くなる理由は、酸化スケールの密着性が高いことに加えて、沸騰曲線において膜沸騰領域から遷移沸騰領域に変化する極小熱流束点MHF点が、強冷却した場合には、高温度側に移行することも影響していると考えられる。そこで、発明者らは、Si以外に、Cu,SnおよびSbの添加量を種々に変えた鋼について、上記と同様にして、普通鋼と同じ熱伝達率が得られる冷却水量を調査した。その結果、Si含有鋼において、普通鋼と同じ熱伝達率が得られる冷却水量SWは、Cu,SnおよびSbの含有量に応じて変化し、普通鋼の冷却水量SW0を基準とした場合、SW0にTsc/11770.5を乗じた下記1式;SWl/kg=Tsc/11770.5×SW0l/kg1で近似的に得られることを見出した。ここで、普通鋼の冷却水量SW0は、一般に下記2式;SW0l/kg=1.6×Vc0.22ここで、Vc:鋳造速度m/minで与えられる。そして、上記の結果を基に実験を重ねた結果、Si含有鋼の連続鋳造においては、普通鋼と同じ冷却条件以下となるよう、すなわち、鋳片の表面温度が1177°C~Tscの温度範囲における二次冷却時の冷却水量を、上記1式で与えられる冷却水量SW以下となるように低減して鋳造する、すなわち、上記1式で得られるSWを二次冷却比水量の上限値SWmaxとして鋳造することで、Si含有鋼の鋳片表面に発生する熱応力を緩和し、鋳片表面の割れを防止し得ることを見出した。なお、鋳片表面の応力を低減する観点からは、連続鋳造機において鋳片に曲げあるいは曲げ戻し矯正により歪を付与する部分、例えば、垂直曲げ型連鋳機では、垂直部から湾曲部に移行する区間、湾曲型連鋳機では、湾曲部から矯正部に移行する区間おける二次冷却の水量は、特に厳格に管理することが望ましい。次に、発明者らは、連続鋳造鋳片表面に形成された酸化スケールを除去し、粒界酸化スケールに成長するのを防止することで鋳片の表面割れを防止する方法について検討した。図2に示した装置を用い、Si:1.0mass、Cu:0.05mass、Sn:0.1massおよびSb:0.001massを含有する鋼試料を、プロパンガスのバーナーで1250°Cに加熱して試料表面に酸化スケールを形成させた後、鋳片の二次冷却を模擬し、スプレーノズルから噴射される冷却水の衝突圧を0~40kPaの範囲で変化させたときのスケール残存量厚さを調査し、その結果を図4に示した。図4から、ノズルから噴射される冷却水の衝突圧を20kPa以上とすることで、スケール厚を50μm以下に低減除去できることがわかる。そこで、本発明では、粒界酸化スケールが形成される鋳片の表面温度が1177°C~Tscの温度範囲における二次冷却水の衝突圧を20kPa以上とすることが好ましい。なお、上記1177°C~Tscの温度範囲は、Cu,SnおよびSbの含有量によって変化する。そこで、大まかな目安として、二次冷却水の衝突圧を20kPa以上とする部分としては、例えば、垂直曲げ型連鋳機で連続鋳造する場合には、垂直部から湾曲部に移行するまでの区間、湾曲型連鋳機で連続鋳造する場合には、湾曲部から矯正部に移行するまでの区間とするのが好ましい。また、酸化スケールを除去する手段としては、上記のように二次冷却水の衝突圧を高める方法の他に、例えば、突起を有するロールで除去する方法や、ブラシロールでスケールを剥ぎ取る方法等の機械的手段を用いてもよい。なお、上記説明では、本発明の連続鋳造方法を対象とする鋼種として、Siを0.5mass以上含有し、さらに、Cu,SnおよびSbのいずれか1種以上を含有する鋼について説明してきたが、Siを2mass以上と多量に含有する電磁鋼板用等の鋼の連続鋳造方法に対しても有効である。C:0.10mass、Si:1.0mass、Mn:1.8mass、P:0.015mass、S:0.007mass、Al:0.025massおよびN:0.0040massを含有し、さらに、Cu,SnおよびSbの含有量を表1に示したように変化させた鋼を溶製し、湾曲型連続鋳造機で鋳込速度:1.0m/minで鋳造して幅:1500mm×厚さ:215mmの鋳片No.1~28とした。この際、連続鋳造における鋳片の二次冷却は、水スプレー方式で行い、冷却水の比水量および衝突圧は表1に示したように変化させた。また、参考例として、Si:0.25massとしたこと以外は、上記と同様にして鋳片No.29~34を製造した。斯くして得た鋳造後の鋳片は、その後、スカーフィング設備でスラブ表面を2mm削った後、浸透液試験PTを行って、表面割れの有無を調査し、割れのないものを○、か微かに割れが確認されたものを△、明らかな割れが確認されたものを×と評価した。上記表面割れ有無の調査結果を表1に併記した。表1から、Siを0.25massしか含有していない鋳片No.29~34の参考例では、二次冷却の比水量SWが本発明のSWmax以上でも表面割れの発生は認められていない。一方、Siを1.0mass含有する鋳片では、粒界酸化に起因した表面割れを考慮して二次冷却の比水量SWを本発明のSWmax以下に低減した本発明例の鋳片No.12~24では、表面割れの発生は認められていない。特に、二次冷却の比水量SWを適正範囲とした上で、さらに、冷却水の衝突圧を20kPaとしたNo.23,24では、スラブ表面性状は非常に良好◎で表示であった。これに対して、粒界酸化に起因した表面割れを考慮せず、低Siの普通鋼と同様、SWmaxを超える比水量SWで二次冷却した比較例の鋳片No.1~11、および、本発明の温度範囲1177°C~Tscで二次冷却の比水量SWをSWmax以下に低減しなかったNo.25,26では、いずれの鋳片表面にも割れの発生が認められた。また、No.27,28から、粒界酸化に起因した表面割れを考慮した二次冷却をしない場合には、二次冷却水の衝突圧を高めただけでは、スラブ表面割れを防止することができないことがわかる。また、表面割れの発生が認められた鋳片からサンプルを採取し、割れ発生個所の断面組織をEPMAで観察したところ、上記割れは、粒界酸化したスケールから鋳片内部に進展しており、粒界酸化の著しい箇所が冷却時の熱応力で割れに発展したものと推定された。これらの結果から、高Si鋼の連続鋳造による鋳片製造においては、従来、考慮していなかった酸化スケールに起因する表面割れを考慮した二次冷却を行う必要があることが確認された。"