JP2010023049A

JP2010023049A - 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法

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Publication number: JP2010023049A
Application number: JP2008183909A
Authority: JP
Inventors: Akito Kiyose; 明人清瀬; Toshiyuki Kajitani; 敏之梶谷; Minero Niitsuma; 峰郎新妻; Yasuhiko Otani; 康彦大谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-07-15
Filing date: 2008-07-15
Publication date: 2010-02-04
Anticipated expiration: 2028-07-15
Also published as: EP2311585B1; WO2010008019A1; KR101280102B1; BRPI0915786A2; PL2311585T3; CN102089099B; US20110103996A1; CN102089099A; EP2311585A1; ES2663221T3; EP2311585A4; US8939194B2; JP4445561B2; CA2730174C; KR20110017920A; CA2730174A1

Abstract

【課題】溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０３％、Ｎｉ：０．２〜２％、Ｏ：０．００６％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなり、広面の表面から少なくとも２ｍｍ以内の鋼組織がフェライトとパーライトからなり、フェライトの円相当径が３０μｍ以下であることを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片。
【選択図】図１

Description

本発明は、垂直曲げ型または湾曲型連続鋳造機を用いて製造するＮｉ添加鋼に係る、表面割れの発生を抑制した連続鋳造鋳片およびその製造方法に関する。

鋼の靭性向上のため、鋼中にＮｉを添加することが一般に行われている。Ｎｉ添加鋼を垂直曲げ型または湾曲型連続鋳造機で鋳造する場合、鋳片表面に割れが発生することがある。このような場合、後工程で、手入れ処理などを行う必要があり、増工程の原因となる。Ｎｉ添加鋼の生産性向上のため、鋳片表面割れを防止することが課題となっている。

このような課題を解決する手段として、特許文献１には、鋳型内溶鋼のメニスカス部から鋳型下端までの鋳片の引き抜き所要時間を１分以内とし、鋳型から引き抜いた後、直ちに、２次冷却を行い、１分以内に、鋳片表面温度をＡ₃変態温度以下まで冷却することを特徴とする鋼の連続鋳造における鋳片表面割れの抑制方法、さらに、鋳片表面温度をＡ₃変態温度以下まで冷却した後、復熱させ、曲げ点および矯正点における鋳片表面温度を８５０℃以上とし、鋳型内溶鋼のメニスカス通過後２０分以内に、鋳片の矯正を終了することを特徴とする鋼の連続鋳造における鋳片表面割れの抑制方法が開示されている。

特許文献２には、横断面形状が矩形の鋳片を、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳造する際に、鋳片を鋳型から引き抜いた直後から鋳片の二次冷却を行い、鋳片の表面温度を、いったん、Ａｒ₃変態点より低い温度に冷却した後に、Ａｒ₃変態点を超える温度に復熱させ、その後に、鋳片を矯正する連続鋳造方法であって、鋳片の表面温度をＡｒ₃変態点より低い温度に保持する時間ｔ（ｓ）と、いったんＡｒ₃変態点より低い温度に冷却した後にＡｒ₃変態点を超える温度に復熱させるまでの間で、鋳片の表面温度が到達する最低の表面温度Ｔmin（℃）とが、下記の（イ）式および（ロ）式を満足するように鋳片の二次冷却を行うことにより、鋳片表面から少なくとも深さ２ｍｍまでの凝固組織を、オーステナイト粒界が不明瞭なフェライトおよびパーライトの混合組織とすることを特徴とする連続鋳造方法が開示されている。

５０≦ｔ（ｓ）≦５００・・・（イ）
０．１３ｔ＋４９３≦Ｔmin（℃）≦０．０４５ｔ＋７９８・・・（ロ）

特開平９−４７８５４号公報特開２００２−３０７１４９号公報

しかし、上記の方法では、以下の問題点がある。

特許文献１記載の鋼の連続鋳造における鋳片表面割れの抑制方法では、鋳型から引き抜いた後、直ちに２次冷却を行い、１分以内に、鋳片表面温度をＡ₃変態温度以下に冷却するものであるが、例えば、発明の実施例として開示されている温度の中で最も低い温度である７２５℃まで冷却しても、曲げ点および矯正点での割れを防止することができないことを確認した。その理由は、鋳片表層部の組織を微細化することができなかったためと考えられる。

特許文献２記載の連続鋳造方法では、鋳片の表面温度をＡｒ₃変態点より低い温度に保持する時間ｔ（ｓ）と、いったんＡｒ₃変態点より低い温度に冷却した後に、Ａｒ₃変態点を超える温度に復熱させるまでの間で、鋳片の表面温度が到達する最低の表面温度Ｔmin（℃）とを、ある範囲に限定することにより、鋳片表面割れを防止しようとするものである。

しかし、一般的に、鋳片の冷却は、鋳片と接触するロールによるものと、ロール間に設置されたノズルから噴出される水または水と空気との混合物によるものとに大別されるため、鋳型直下の二次冷却帯では、ロールに接触せず、水または水と空気の混合物がかからない部分があり、そこでは、表面温度が上昇する。

従って、一旦、Ａｒ₃変態点以下に冷却しても、すぐにＡｒ₃変態点を超える温度に復熱するため、Ａｒ₃変態点以下に５０秒以上連続して保持することは、通常の冷却設備では非常に困難であるため、工業的な観点から現実的ではない。

そこで、本発明は、垂直曲げ型または湾曲型連続鋳造機を用いて製造するＮｉ添加鋼において、表面割れの発生を抑制した連続鋳造鋳片およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の要旨は以下の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０３％、Ｎｉ：０．２〜２％、Ｏ：０．００６％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなり、広面の表面から少なくとも２ｍｍ以内の鋼組織がフェライトとパーライトからなり、フェライトの円相当径が３０μｍ以下であることを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片。

（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜２％、Ｃｒ：０．２〜２％の１種以上を含有することを特徴とする（１）記載の鋼の連続鋳造鋳片。

（３）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜０．０４％の１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の鋼の連続鋳造鋳片。

（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成の溶鋼を、垂直曲げ型連続鋳造機または湾曲型連続鋳造機を用いて連続鋳造するにあたり、鋳型出口から矯正帯までの間で、鋳片表面温度を５５０℃以下に冷却し、その後、８５０℃以上に復熱させて矯正を行うことを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片の製造方法。

本発明の鋳片およびその製造方法を用いることで、垂直曲げ型または湾曲型連続鋳造機を用いて製造する高靭性のＮｉ添加鋼において、表面割れの発生を抑制することができる。

本発明者らは、垂直曲げ型または湾曲型連続鋳造機を用いて製造されるＮｉ添加鋼において、鋳片の広面に発生する表面割れを抑制するため、鋳片表層部の鋼組織およびその鋼組織を得るための方法について鋭意検討した。

鋳片の表層部の鋼組織を微細化することに着目して検討した結果、鋳片の表層部を、フェライト＋パーライト組織とし、そのフェライトの円相当径を３０μｍ以下とすることで、Ｎｉ添加鋼の鋳片表面割れを防止できることを見出した。

ちなみに、フェライトおよびパーライトの粒径は、ほぼ同等であり、また、フェライトとパーライトの割合は、大部分がフェライトであることから、フェライトの円相当径を指標とした。さらに、フェライト組織を微細化するための適正な条件も明らかにした。

以下に詳細に説明する。

垂直曲げ型または湾曲型連続鋳造機を用いて製造するＮｉ添加鋼における表面割れは、鋳片表面温度が７００〜８５０℃の鋳片を矯正するとき、オーステナイト粒界に沿って生じることが知られている。

そこで、本発明者らは、オーステナイト粒径（γ粒径と記載する場合がある）を細かくすると、割れ深さを低減することができ、割れが発生しても、手入れの必要がない浅い割れに抑制することができると着想した。

ところで、矯正帯では、鋳片は高温であるため、γ粒径を、直接観察することはできない。鋳片が室温まで冷却された後、観察される組織は、フェライトとパーライトとの混合組織であり、フェライト粒径が小さいほど、オーステナイト粒径は小さい。

そこで、表１（後出）に示す鋼１〜鋼１０について、フェライト粒径と鋳片表面割れ指数の関係を調査した。その結果を、図１に示す。フェライト粒径は、表２（後出）に示す操業条件を変えることで変化させた。フェライト粒の円相当径を求める方法については後述する。

鋳片表面割れ指数は、割れ深さが０．２ｍｍ未満で、手入れの必要のないものを１、深さ０．２ｍｍ以上１ｍｍ未満で、手入れの必要のあるものを２、深さ１ｍｍ以上で、屑化しなければならないものを３とした。図１に示すように、フェライト粒径が３０μｍ以下の時に割れが抑制されることが判明した。

オーステナイト粒径と、そのオーステナイトから室温まで冷却した時のフェライト粒径の関係を、フォーマスター試験機で調査した。試料を、オーステナイトが単相で存在する種々の温度に保持することで、初期オーステナイトの粒径を変化させ、その試料にＨｅガスを吹き付けることにより室温まで急冷却した後の旧オーステナイト粒径と、放冷により緩冷却した後のフェライト粒径との関係を調査した。

ちなみに、旧オーステナイト粒径も、フェライトに変態したものであるが、急冷により、オーステナイト粒径がほぼ維持された状態で、フェライトに変態しているため、オーステナイトであった際の粒径という意味で、旧オーステナイト粒径と称している。

その結果、フェライト粒径が３０μｍの時には、旧オーステナイト粒径は２００μｍ程度であることが判明した。旧オーステナイト粒を２００μｍ程度まで細粒化することができているため、表面割れを防止することができていると考えられる。

また、鋳片表面から少なくとも２ｍｍ以内のフェライト粒を３０μｍ以下にすれば、手入れが必要な大きな割れを防止できることも判明した。フェライト粒径が３０μｍ以下の領域が、鋳片表面から２ｍｍ未満である場合には、割れ深さを０．２ｍｍ未満に抑制することができない。したがって、フェライト粒径を３０μｍ以下とする範囲は、鋳片表面から少なくとも２ｍｍとする。

鋳片表層部のフェライト粒の円相当径は、次のようにして求めることができる。鋳造方向に垂直な面で切断し、鋳片広面の表層から２０ｍｍ、鋳片幅方向に２０ｍｍ程度のサンプルを切り出す。鋳造方向に垂直な面を観察面として、この面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、鋼組織を現出させる。

この時、鋼組織は、フェライトとパーライトの混合組織となっており、それらの粒径は、上述の通り、ほぼ同等である。

そこで、フェライト粒のみを無作為に２０個選択し、その面積を測定し平均値を求める。その値と等しい面積の円の直径を、フェライト粒の円相当径とする。フェライト粒を無作為に２０個程度選択して粒径を測定し、平均をとれば、代表性のある値となることを、本発明者らは確認している。

次に、本発明の鋼の化学組成を限定した理由を説明する。以下、％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｃは、鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素である。強度向上を図るため、０．０１％以上含有させることが必要である。しかし、０．３％を超えて過剰に含有させると、鋼材の靭性や溶接性の低下を招くため、上限を０．３％とする。したがって、Ｃは、０．０１〜０．３％とする。好ましくは、０．０５〜０．２％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、鋼材の強度を向上させる元素である。強度向上のためには、０．０５％以上含有させることが必要である。一方で、０．５％を超えて含有させると、溶接ＨＡＺ部の靭性を低下させるため、０．５％を上限とする。したがって、Ｓｉは、０．０５〜０．５％とする。好ましくは、０．１０〜０．４％である。

Ｍｎ：０．４〜２％
Ｍｎは、母材の強度および靭性の確保に必要な元素であり、その効果を確保するためには、０．４％以上の添加が必要である。一方、２％を超えると、靭性を著しく低下させるため、２％以下とする。好ましくは、０．８〜１．５％である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０３％を超えて含有すると、鋼材の靭性が著しく低下するため、０．０３％以下とする。下限は０％を含む。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０３％を超えて含有すると、鋼材の靭性が著しく低下するため、０．０３％以下とする。下限は０％を含む。

Ａｌ：０．００５〜０．０３％
Ａｌは、鋼の脱酸に重要な元素で、酸素濃度を十分下げるためには、少なくとも、０．００５％含有させることが必要である。一方、０．０３％を超えて過剰に添加しても、脱酸の効果は小さいだけでなく、鋼材の強度、靭性を低下させる原因となる粗大な酸化物が多量に生成するので、上限を０．０３％とする。したがって、Ａｌは、０．００５〜０．０３％とする。

Ｎｉ：０．２〜２％
Ｎｉは、鋼材の強度、靭性を向上させるために添加する元素である。強度、靭性を向上させるために必要な添加量は、０．２％以上である。２％を超えて過剰に添加すると、オーステナイト粒界酸化が大きくなり過ぎ、粒界割れの起点が発生するため、γ粒径を微細化しても、割れ深さを低減することが困難となるので、上限は２％とする。したがって、Ｎｉは、０．２〜２％とする。好ましくは、０．４〜１．８％である。

Ｏ：０．００６％以下
鋼中のＯは、そのほとんどが酸化物として存在する。Ｏ濃度が高いほど、酸化物個数が増加し、酸化物サイズが粗大化する。この粗大な酸化物が多量に存在すると、鋼の強度、靭性が劣化する。Ｏ濃度が０．００６％を超えると、粗大な酸化物個数が増加するため、Ｏ濃度の上限は、０．００６％とする。下限は０％を含む。

Ｎ：０．００６％以下
鋼中のＮは、０．００６％超となると鋼材の靭性を劣化させるため、０．００６％以下とする。但し、Ｎは、不可避的に混入するものであるが、下限は０％を含まない。

鋼材の強度、靭性を向上させるため、さらに、次の元素の１種以上を含有させることが好ましい。

Ｃｕ：０．２〜２％
Ｃｕは、０．２％以上含有させると、鋼材の強度の増大が著しい。しかしながら、２％を超えて含有すると、Ｃｕ起因の表面割れが生じ易い。したがって、Ｃｕは、０．２〜２％とする。

Ｃｒ：０．２〜２％
Ｃｒは、強度向上、耐食性向上のために添加される。０．２％以上含有させることにより、これらの特性を発現させることができるが、２％を超えて添加すると、鋼材の靭性を劣化させ易くなるため、２％以下とする。したがって、Ｃｒは、０．２〜２％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、Ｎと結びつき、微細なＴｉＮ、ＴｉＣを生成することにより、鋼材の靭性向上に寄与する。その効果は、０．００５％以上含有させた時に発現する。一方で、０．０２％を超えて含有させると、粗大なＴｉＮ、ＴｉＣが生成し、靭性を劣化させ易い。したがって、Ｔｉは、０．００５〜０．０２％とする。

Ｎｂ：０．００５〜０．０４％
Ｎｂは、炭窒化物を生成することにより、鋼材の強度向上に寄与する。その効果は、０．００５％以上の場合に発現する。しかしながら、０．０４％を超えて含有させると、粗大な炭窒化物が生成し、強度を劣化させ易い。したがって、Ｎｂは、０．００５〜０．０４％とする。

Ｖ：０．００５〜０．０４％
Ｖは、炭窒化物を生成することにより、鋼材の強度向上に寄与する。その効果は、０．００５％以上の場合に発現する。しかしながら、０．０４％を超えて含有させると、粗大な炭窒化物が生成し、強度を劣化させ易い。したがって、Ｖは、０．００５〜０．０４％とする。

上記の組成は、鋳造を開始するまでの溶鋼段階で、常法により調整することで実施できる。例えば、各合金元素は、転炉工程、二次精錬工程で、溶鋼に添加することで、鋼中に含有させることができる。その際、純金属、合金を用いることができる。

次に、鋳片表層部のフェライト粒径を微細化するための連続鋳造方法について述べる。鋳片表層部のフェライト粒径が細かいということは、連続鋳造において鋳片が矯正される８５０℃以上の高温において、オーステナイト粒径が細かいということである。

矯正帯におけるオーステナイト粒は、鋳型から引き抜かれた鋳片を強冷するだけでは、顕著に細粒化しない。その大きさは、鋳片幅方向で、少なくとも２〜３ｍｍ程度である。表面割れが生じないように２００μｍ以下まで細粒化するために、連鋳機内での逆変態を活用する。

すなわち、鋳型から引き抜かれた鋳片を強冷し、一旦、フェライトを生成させてから、復熱し、再度、オーステナイト化することにより、オーステナイト粒を微細化することができる。逆変態を起こさせて、鋳片の表面から少なくとも２ｍｍ以内の組織を微細化するためには、鋳片表面の温度履歴が重要であることを、本発明者らは新たに見出した。

表１に示す化学成分の鋼を用いて、種々の温度履歴での鋳片の組織と割れを調査した結果、鋳型出口から矯正帯までの間で鋳片表面温度を５５０℃以下に冷却した後、８５０℃以上に復熱させることにより、鋳片表面から少なくとも２ｍｍ以内の鋼組織を、フェライト＋パーライトとし、そのフェライト粒径を３０μｍ以下とすることができることが判明した。この時、鋳片の表面に深さ０．２ｍｍ以上の割れがないことを確認した。

なお、鋳型出口から矯正帯までの間で、鋳片表面温度については、下限を規定しないが、４８０℃以下にすると、矯正帯での表面温度を８５０℃以上に復熱させることが難しくなる。また、強冷による表面割れが生じる場合がある。したがって、鋳型出口から矯正帯までの間で、鋳片表面温度は、４８０℃超であることが好ましい。

矯正帯での表面温度を８５０℃以上に、より容易に復熱させるため、鋳型出口から矯正帯までの間で、鋳片表面温度は、４９０℃以上であることがより好ましく、５００℃以上であることがさらにより好ましい。

また、鋳片表面温度が５５０℃以下に冷却されている時間は、特に規定するものではなく、５５０℃以下の温度に到達した後に、矯正帯で８５０℃以上に復熱できる範囲で、適宜、設定すればよい。

鋳片の表面温度は、熱電対をロール間から挿入し鋳片表面に噛み込ませる方法、放射温度計を用いる方法によって測定することができる。さらに、伝熱・凝固方程式を、冷却水やロールによる抜熱条件を与えて解くことにより、求めることができる。

（実施例１）
表１に示す鋼１〜鋼１０の化学成分（本発明が規定する化学成分）を有する溶鋼を用いて、表２に示すＮｏ．１〜８の条件で、それぞれ、垂直曲げ型連続鋳造機または湾曲型連続鋳造機を用いて鋳造して、鋳片を得た。その際、二次冷却設備の冷却条件、鋳造速度を変更することで、鋳片表面の温度履歴を、表２に示すように変更した。得られた鋼１〜鋼１０の鋳片の化学成分も表１に示す通りであった。

また、表１には、鋳片を圧延して得られた鋼板の引張強度ＴＳと破面遷移温度ｖＴｒｓと示したが、Ｎｉを含有しているため、いずれの鋼も、高強度の鋼板であることがわかる。

ちなみに、本発明の連続鋳造鋳片の製造方法は鋳片表層部の冷却に関するものなので、表２に示す冷却条件は、鋳片表面割れには影響を及ぼすが、鋳片内部の冷却には、ほとんど影響を及ぼさない。したがって、鋼板の材質であるＴＳやｖＴｒｓは、表２に示す冷却条件によって変化するものではない。

そこで、得られた鋳片を室温まで冷却した後、鋳片広面の表面近傍の鋳造方向に垂直な断面の組織を観察した。鋳片表面から２ｍｍ以内の領域におけるフェライト粒を、無作為に２０個選択し、前述の方法により、フェライト粒の円相当径を求めた。鋳片表面割れについては、チェックスカーフを行い、鋳片表面のスケールを除去した後、鋳片表面を観察し、割れ深さを調査した。

表２に、鋳片表面の温度履歴と鋳片表面から２ｍｍ以内のフェライト粒の円相当径、および、前述の鋳片表面割れ発生指数を示す。

Ｎｏ．１〜４は、本発明が規定する操業条件で製造した場合である。鋳型出口から矯正帯までの間での最低鋳片表面温度を５５０℃以下にし、矯正点での鋳片表面温度を８５０℃以上とすることで、鋳片表面から２ｍｍ以内のフェライト粒の円相当径が３０μｍ以下となり、鋳片表面割れ発生指数も問題のないレベルになっていることがわかる。

Ｎｏ．５〜８は、本発明が規定する操業条件とは異なる条件で製造した場合である。Ｎｏ．５〜６は、鋳型出口から矯正帯までの間での最低鋳片表面温度が５５０℃超であり、鋳片表面から２ｍｍ以内のフェライト粒の円相当径が３０μｍ超となり、問題となる割れが発生したものである。

Ｎｏ．７〜８は、鋳型出口から矯正帯までの間での最低鋳片表面温度が５５０℃以下であるが、矯正点での鋳片表面温度が８５０℃未満であるため、鋳片表面から２ｍｍ以内のフェライト粒の円相当径が３０μｍ超となり、問題となる割れが発生したものである。

（実施例２）
上記と同様に、表１に示す鋼１１の化学成分を有する溶鋼を用いて、表２に示すＮｏ．１〜８の条件で、それぞれを、垂直曲げ型連続鋳造機または湾曲型連続鋳造機を用いて鋳造して、鋳片を得た。得られた鋼１１の鋳片の化学成分も表１に示す通りであった。この鋼１１の鋳片について、上記と同様に割れ深さを調査した。

鋼１１は、Ｎｉ濃度が２％超であり、本発明が規定するＮｉ濃度範囲を超えている。表２に示すＮｏ．１〜４の本発明が規定する操業条件を用いたことから、鋳片表面から２ｍｍ以内のフェライト粒の円相当径を、３０μｍ以下とすることができたものの、割れを抑制することができず、Ｎｉ濃度が２％超である鋼１１については、表面割れ指数は２であった。

鋳片表面割れ指数と鋳片表面から２ｍｍ以内の領域におけるフェライト粒の円相当径の関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．４〜２％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｉ：０．２〜２％、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなり、広面の表面から少なくとも２ｍｍ以内の鋼組織がフェライトとパーライトからなり、フェライトの円相当径が３０μｍ以下であることを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片。
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．２〜２％、
Ｃｒ：０．２〜２％
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の鋼の連続鋳造鋳片。
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｖ：０．００５〜０．０４％
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の鋼の連続鋳造鋳片。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成の溶鋼を、垂直曲げ型連続鋳造機または湾曲型連続鋳造機を用いて連続鋳造するにあたり、鋳型出口から矯正帯までの間で、鋳片表面温度を５５０℃以下に冷却し、その後、８５０℃以上に復熱させて矯正を行うことを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片の製造方法。