JP6131833B2 - Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、連続鋳造時における鋳片の表面の割れや疵の発生を抑制することが可能な、高強度厚鋼板用Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法に関する。

近年、鋼の厚板製品等において、機械的性質上の要求から、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ等の合金元素を含有させた低合金鋼が多く用いられている。この低合金鋼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場合、いわゆる横割れや横ひび割れと呼ばれる割れが鋳片の表面に発生しやすい。これらの鋳片の表面割れは、連続鋳造機において、鋳片の曲げが矯正される際に、鋳片の表面に働く応力が、この低合金鋼に固有の限界応力を超えるために発生する。

鋳片の表面割れの発生についてさらに説明する。この低合金鋼の鋳片の熱間延性は、鋳片の凝固組織がγ（オーステナイト）相からα（フェライト）相に変態するＡ３変態温度の近傍（６００〜８５０℃の温度域）で著しく低下する。すなわち、この低合金鋼は、６００〜８５０℃の温度域が脆化温度域である。

また、この低合金鋼では、鋳型から引き抜かれた後の二次冷却過程において、鋳片のγ粒界にＡｌＮやＮｂＣ等の窒化物や炭化物が析出しやすい。これらの窒化物や炭化物が析出したγ粒界は、鋳片に応力が作用した場合に割れの起点となりやすい。

これらのことから、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機で、この低合金鋼の鋳片の曲げの矯正が６００〜８５０℃の温度域で行われた場合に、脆化温度域であることおよびγ粒界における析出物の生成により、鋳片の表面において横割れや横ひび割れが発生しやすい。

このような鋳片の表面割れの発生の抑制に、鋼中にＴｉを含有させることが効果的であることはよく知られており、一般的な技術となっている。

例えば、特許文献１には、ＢおよびＮを所定量含有する組成の鋼について、ＢＮを析出させずに鋳造を完了してスラブとし、その後スラブの熱間圧延を所定の温度で行うことによりＢＮを析出させ、プレス成形性および表面性状に優れた薄鋼板を得る方法が記載されている。同文献には、さらにＴｉを含有させることにより、ＴｉＮを析出させてＮによる製品性能の劣化を抑制できること、およびＢ、ＮおよびＴｉ含有率に応じて鋳造速度を制御することにより、表面性状の良好なスラブが得られることが記載されている。

表面割れの発生を抑制する別の方法として、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機における鋳片の曲げの矯正を、鋳片の表面温度が脆化温度域よりも高い温度または低い温度であるときに行う方法がこれまでに実用化されており、例えば特許文献２および３に記載されている。

特許文献２には、脆化温度域が８２０〜９５０℃である鋼を連続鋳造する際に、二次冷却帯上部を強冷却して鋳片の表面温度を脆化温度域よりも低い６５０〜７００℃とし、その後ゆるやかに復熱させて矯正点での鋳片の表面温度を７００〜８００℃の範囲とし、鋳片表面の横ひび割れの発生を防止する方法が記載されている。

特許文献３には、鋳片を鋳型から引き抜いた後、１分以内に鋳片表面温度を脆化温度域であるＡ３変態温度以下とし、その後復熱させ、矯正点における鋳片表面温度を８５０℃以上とする方法が記載されている。

これらの方法のうち、特許文献２に記載の方法を上記の低合金鋼に適用した場合、二次冷却帯上部を強冷却する際に、鋳片の表面に厚い酸化被膜が形成されやすいという問題がある。この酸化被膜の厚さは、鋳片の位置によって不均一になりやすく、酸化被膜が特に厚い部分では、二次冷却を継続しても鋳片が冷却されにくい。そのため、鋳片の表面温度が不均一になりやすく、矯正時において部分的に脆化温度域内となり、表面割れが発生することがある。

また、特許文献４には、鋳片を、鋳型から引き抜いた直後の所定の水量密度の冷却水で冷却し、復熱させた後、所定の冷却速度で冷却することにより、鋳片のミクロ組織をγ粒界が不明瞭なフェライト−パーライト組織とし、横ひび割れ等の発生を防止する方法が記載されている。

特開２００２−２０８３６号公報 特公昭５８−３７９０号公報 特開平９−４７８５４号公報 特開平９−２５３８１４号公報

ところで、近年、鋼の高強度化、高性能化および高品質化の要求に応じて、従来とは異なる成分組成を有する鋼材が各種開発されている。また、生産性の向上や生産コストの削減に関する要求の厳格化に伴い、従来はある程度の表面手入れや歩留まりロスが許容されていた鋳片についても表面割れの発生を抑制する等、無手入れ化が要求されるようになっている。

上述した特許文献１〜４に記載の方法のように、鋳片の表面割れの発生を抑制する方法はこれまでに種々提案されているものの、このような要求に対して十分な表面割れの抑制効果が得られないような鋼種も開発され、実際に生産されている。本発明が対象とするＴｉ脱酸鋼もそのひとつである。

本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造時における鋳片の曲げの矯正を行う際に発生する、鋳片の表面の横割れや横ひび割れを安定して抑制することができる連続鋳造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、まず、Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造時における鋳片の表面割れや疵の発生状況と成分組成と鋳造条件との関係、および鋳片から採取した試験片を用いて高温引張試験を行った場合の破断面の状況と試験条件との関連等について、鋭意検討した。検討内容の一部については後述する。

その結果、下記（１）〜（４）の知見が得られ、Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造時に鋳造条件を適切に制御すれば連続鋳造時において、鋳片の表面の割れや疵の発生を抑制できることがわかった。また、この表面割れ等の発生が抑制された鋳片を熱間圧延することにより、表面割れ等の発生が抑制された鋼板が得られることもわかった。

（１）Ｔｉ脱酸鋼では鋼中に割れ感受性を低減させる成分であるＴｉを含有させているにも拘わらず、連続鋳造鋳片の表面に割れが発生することがある。
（２）この表面割れは、鋳片の幅方向全体に発生することもあるが、鋳片のコーナーまたはコーナーから２００ｍｍ以内の部分に発生することが多い。
（３）Ｔｉ脱酸鋼を対象として引張試験を行い、破断により形成された破面モードを調査すると、鋼種または温度履歴により、破面モードが異なる。粒界とは無関係に破断する場合と、粒界脆化により破面に粒界が明瞭に認められるように破断する場合とがあり、割れ感受性が高い条件では粒界脆化となる。
（４）鋳片の二次冷却を鋳型直下の垂直な領域で行い、二次冷却を、鋳片が鋳型を出た直後から鋳片に冷却水を吹き付け、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、３〜２０℃／ｓの冷却速度で、Ａ３変態温度以下の温度まで冷却する領域と、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、Ａ３変態温度以下の温度で２０〜１００ｓ保持する領域と、鋳片のコーナーから５０〜３００ｍｍ以内の範囲には冷却水を吹き付けないで鋳片のコーナーを復熱させるとともに、それ以外の範囲は冷却水を吹き付けて冷却する領域との一連の領域を経るものとすることにより、二次冷却後の鋳片の曲げおよび曲げの矯正時における表面割れの発生を抑制できる。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、下記のＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法にある。

質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１８０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％およびＯを含有し、さらにＣｕ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％およびＣａ：０．０００５〜０．００６０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるＴｉ脱酸鋼を垂直曲げ型の連続鋳造機を使用して連続鋳造する方法であって、Ｏ、Ａｌ、ＴｉおよびＮの含有率が下記（１）〜（３）式の関係を満足する溶鋼を、鋳型を用いて鋳造し、鋳造された鋳片の二次冷却を鋳型直下の垂直な領域内で行う際、前記二次冷却は、鋳片が鋳型を出た直後から鋳片に冷却水を吹き付け、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、３〜２０℃／ｓの冷却速度で、Ａ３変態温度以下の温度まで冷却する領域と、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、Ａ３変態温度以下の温度で２０〜１００ｓ保持する領域と、鋳片のコーナーから５０〜３００ｍｍ以内の範囲には冷却水を吹き付けないで鋳片のコーナーを復熱させるとともに、それ以外の範囲は冷却水を吹き付けて冷却する領域と、の一連の領域を経ることを特徴とするＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法。
Ｏ＊＝［％Ｏ］−４８／５４×［％Ａｌ］ …（１）
Ｔｉ＊＝［％Ｔｉ］−９５．８／４８×Ｏ＊ …（２）
Ｔｉ＊／［％Ｎ］＜３．６ …（３）
ここで、［％Ｏ］、［％Ａｌ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］は、それぞれ溶鋼中のＯ、Ａｌ、ＴｉおよびＮの含有率（質量％）であり、上記（１）式でＯ＊＜０の場合にはＯ＊＝０とする。

以下の説明では、鋼の成分組成についての「質量％」を、単に「％」とも表記する。

本発明のＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法によれば、連続鋳造時に鋳片の曲げの矯正を行う際に発生する、鋳片の表面の横割れや横ひび割れを安定して抑制することができる。そのため、本発明の方法で製造したＴｉ脱酸鋼の鋳片を熱間圧延することにより、表面割れ等の発生が抑制された高強度厚鋼板を得ることができる。

試験片に施した熱処理の温度履歴パターンである。 鋳片がＡ３変態温度以下に至るまでの冷却速度およびＡ３変態温度以下での保持時間と、破面モードとの関係を示す図である。

以下では、まずＴｉ脱酸鋼における鋳片の表面割れの発生機構について説明した上で、本発明のＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法を上述のとおり規定した理由およびその好ましい態様について説明する。

１．Ｔｉ脱酸鋼における鋳片の表面割れの発生機構
一般に、鋼にＴｉを含有させることが、鋳片の表面割れの発生の抑制に効果的であることはよく知られており、広く使用される技術となっている。

しかし、本発明者らは、Ｔｉ脱酸鋼によっては、鋼中に割れ感受性を低減させる成分であるＴｉを含有させているにも拘わらず、連続鋳造鋳片の表面に割れが発生することがあることを知見した。

鋼にＴｉを含有させると、鋳片の表面割れの発生を抑制できるのは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することに起因する。鋼中のＴｉＮの溶解度としては、例えば下記（４）式が知られている。（４）式から、一般的な厚鋼板用材料のＴｉ含有率である０．００１５％とＮ含有率である０．００３％の場合、平衡論の上では、鋳造中の鋼の温度が低下して約１４５９℃に到達するとＴｉＮの析出が開始することがわかる。
ｌｏｇ₁₀［％Ｔｉ］［％Ｎ］＝−１４８９０／Ｔ＋４．２５ …（４）
ここで、［％Ｔｉ］：鋼のＴｉ含有率（質量％）、［％Ｎ］：鋼のＮ含有率（質量％）、Ｔ：鋼の温度（Ｋ）である。

ＴｉＮは、このような高温から析出を開始するため、鋼の脆化原因となるＮｂ（Ｃ，Ｎ）やＡｌＮのような炭窒化物や窒化物と異なり、結晶粒界に限らず結晶粒内にも均一に析出する。このＴｉＮの析出により、Ｔｉを鋼に含有させると表面割れを抑制する効果が得られる。

このような知見を基に、従来、鋼中のＴｉの含有率［％Ｔｉ］（質量％）と、Ｎの含有率［％Ｎ］（質量％）の比の値（［％Ｔｉ］／［％Ｎ］）を化学量論比である３．４よりも大きくすれば鋳片の表面割れの発生を防止できるとされてきた。

しかし、Ｔｉ脱酸鋼を鋳造する場合、ＴｉＮの生成に先行して、溶鋼中にＴｉ₂Ｏ₃が生成し、鋼中のＴｉがＯによって消費されるため、ＴｉＮの生成に使用可能なＴｉの有効量が減少する。このため、Ｔｉ脱酸鋼とＡｌ脱酸鋼とを比較した場合、ＴｉおよびＡｌ以外の成分組成がほぼ同一であっても、Ｔｉ脱酸鋼の方が連続鋳造時における鋳片の表面割れが発生しやすい。この表面割れは、鋳片の曲げ時または曲げの矯正時に発生するものである。

２．Ｔｉ脱酸鋼の成分組成の範囲およびその限定理由
２−１．必須元素
Ｃ：０．０３０〜０．１８０％
Ｃは、一般に、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素として知られている。Ｃ含有率が０．０３％未満では、高強度厚鋼板等の用途に対して、所定の強度を得ることが困難である。一方、Ｃ含有率が０．１８％を超えると、鋼の硬度が著しく高くなり、新たな表面疵の原因となるため、鋼の熱処理に特段の工程が必要となる。また、鋼の溶接に際しては、溶接部および熱影響部（ＨＡＺ）が硬化するため、厚鋼板として必要となる溶接性を損なうこととなる。これらの理由から、Ｃ含有率は０．０３０〜０．１８０％とする。Ｃ含有率は０．０４〜０．１４％が好ましい。

Ｓｉ：０．１０〜０．４０％
Ｓｉは、一般に、鋼の製造プロセスでは脱酸元素として鋼のＯ含有率を低減するために有効な元素の一つであり、また、鋼を強化する効果も有する。Ｓｉ含有率が０．１０％未満では、溶鋼を十分に脱酸することができない。溶鋼が十分に脱酸されていない状態で連続鋳造を行うと、鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥となるばかりでなく、時にはブレークアウトを誘発し、操業ができなくなるという問題も生じる。一方、Ｓｉ含有率が０．４％を超えると、縞状マルテンサイトを生成するようになり、溶接時にＨＡＺ靭性を低下させるという問題がある。そこで、Ｓｉ含有率は０．１０〜０．４０％とする。Ｓｉ含有率は、０．１０％以上、０．３０％未満が好ましい。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、一般に、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素として知られている。Ｍｎ含有率が０．５％未満では、高強度厚鋼板として十分な強度を得ることが困難である。一方、Ｍｎ含有率が２．０％を超えると、固溶強化のため、鋼の強度が著しく高くなり、製品の強度の調整が困難となる。また、Ｍｎは、中心偏析部で濃化するため、含有率が高いほど鋳片や鋳片の圧延後の厚鋼板内で生じる強度むらが著しくなる。そこで、Ｍｎ含有率は０．５〜２．０％とする。Ｍｎ含有率は１．０〜１．８％が好ましい。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素の一つであり、含有率は低いことが好ましい。Ｐは、鋼の固液界面における分配係数が小さいため、溶鋼の凝固時に著しく偏析する。このため、Ｐ含有率が高い場合には、種々の製品特性に悪影響を及ぼすことが懸念される。また、偏析によりＰが濃化した部分は融点が著しく低下するため、鋳片の熱間圧延時には、この濃化部が溶融して製品の疵の原因となることもある。そこで、Ｐ含有率は、０．０２０％以下とする。Ｐ含有率は、Ｐが偏析した部分における種々の問題の発生を防止するため、０．０１％未満とすることが好ましい。また、通常の工業的な精錬方法によって経済的に見合うコストで製造可能な範囲として、Ｐ含有率は０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．００４０％以下
Ｓは、Ｐと同様に、鋼中に不可避的に含有される不純物元素の一つであり、含有率はできる限り低いことが好ましい。Ｓは、これもＰと同様に、鋼の固液界面における分配係数が小さいため、溶鋼の凝固時に著しく偏析し、また、偏析によりＳが濃化した部分は融点が低下する。Ｓが濃化した部分は、特に鋳片の圧延時に表面の疵の発生の原因となる。そこで、Ｓ含有率は、０．００４０％以下とする。Ｓ含有率は、０．００３０％以下がこのましい。より高強度が要求される場合等、要求レベルの厳しい条件では、Ｓ含有率を０．００２０％以下とすることが好ましい。通常の工業的な精錬方法によって経済的に見合うコストで製造可能な範囲として、Ｓ含有率は０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１％未満
Ａｌは、鋼中のＯ含有率を低減するのに有効な元素の一つであり、脱酸元素として広く鋼中に添加されている。しかし、本発明で対象とするのはＴｉ脱酸鋼である。Ａｌは、Ｔｉより脱酸力が強いため、Ｔｉ脱酸鋼におけるＡｌ含有率には上限がある。そのため、Ａｌ含有率は０．０１％未満とする。Ａｌ含有率は、０．００６％未満が好ましい。鋼材として必要とされる特性にもよるものの、Ａｌ₂Ｏ₃の生成が製品の特性に悪影響を及ぼすような場合には、Ａｌ含有率を０．００３％未満とする。本発明で対象とするＴｉ脱酸鋼ではＡｌは必ずしも必要ではないが、含有する場合は好ましくは０．００１％以上である。

さらに、ＡｌはＴｉよりも溶鋼中のＯと結合しやすいことから、Ｔｉを含有させた鋼がＴｉ脱酸鋼となるには、鋼中において、ＯがＡｌに対して化学量論的に過剰に存在していることが必要である。そのため、鋼中においてＡｌと結合しないで存在している過剰なＯの含有率（Ｏ＊）として下記（１）式を導出し、（１）式で算出される過剰なＯの含有率の値が正である場合にＴｉ脱酸鋼となると想定した。
Ｏ＊＝［％Ｏ］−４８／５４×［％Ａｌ］ …（１）
ここで、［％Ｏ］および［％Ａｌ］は、それぞれ溶鋼中のＯおよびＡｌの含有率（質量％）である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、一般的には鋼の強度を向上させる元素である。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定する元素でもあるため、Ｔｉを鋼に含有させることにより、連続鋳造機における鋳片の曲げ時または曲げの矯正時に鋳片の表面割れが発生するのを抑制する効果が得られる。しかし、Ｔｉ脱酸鋼を鋳造する場合、ＴｉＮの生成に先行して、溶鋼中にＴｉ₂Ｏ₃が生成し、鋼中のＴｉがＯによって消費されるため、ＴｉＮの生成に使用可能なＴｉの有効量が減少し、鋳片の表面割れの発生を抑制する効果が得られないことがある。

それにもかかわらず、Ｔｉ脱酸鋼を使用するのは、例えば鋼中の酸化物をＴｉの酸化物とすると、溶接特性が向上する等の有利な効果が得られるからである。これらの効果は、Ｔｉ含有率が０．００５％未満では得られない。一方、Ｔｉ含有率が０．０３０％を超えると、Ｔｉの炭化物が多数生成し、溶接時にＨＡＺ靭性を低下させるという問題がある。そこで、Ｔｉ含有率は０．００５〜０．０３０％とする。Ｔｉ含有率は０．００８〜０．０２％が好ましい。

また、Ｔｉを鋼に大量に添加し、ＴｉＮが析出するようにすれば、連続鋳造時における鋳片の表面割れの発生の懸念はなくなる。そこで、鋼中においてＡｌと結合しないで存在している過剰なＯがＴｉと結合し、Ｏと結合しないで残ったＴｉがＮと結合してＴｉＮが生成すると仮定し、下記（２）式および（３）式を導出した。そのため、（２）式では、下に再掲する（１）式で算出される過剰なＯの含有率（Ｏ＊）を用いる。（２）式は、鋼中においてＯと結合しないで存在しているＴｉの含有率（Ｔｉ＊）を算出する式であり、（３）式はＴｉに対してＮが過剰となると考えられるＮの含有率の範囲である。
Ｏ＊＝［％Ｏ］−４８／５４×［％Ａｌ］ …（１）
Ｔｉ＊＝［％Ｔｉ］−９５．８／４８×Ｏ＊ …（２）
Ｔｉ＊／［％Ｎ］＜３．６ …（３）
ここで、［％Ｏ］、［％Ａｌ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］は、それぞれ溶鋼中のＯ、Ａｌ、ＴｉおよびＮの含有率（質量％）である。

Ａｌ脱酸鋼のように、Ｏに対してＡｌが過剰に存在する場合には、（１）式のＯ＊の値が負となるが、この場合には、（２）式におけるＯ＊の値として０を適用する。また、Ｔｉ＊／［％Ｎ］が３．４以上である場合には、化学量論的に鋼中のＮの大部分がＴｉＮとして固定される。そして、実際の操業では、Ｔｉ＊／［％Ｎ］を３．６以上とすることにより、確実に鋼中のＮの大部分をＴｉＮとして固定することができる。そのため、Ｔｉ＊／［％Ｎ］が３．６以上の場合、すなわち（３）式を満足しない場合は鋳片の表面割れの問題はなく、この場合は本発明の対象外である。

Ｎ：０．００１５〜０．００７０％
Ｎは、転炉等を用いて大気雰囲気で鋼を溶製する場合に、鋼中に不可避的に侵入する元素である。Ｎは、鋼中でＡｌやＮｂ、Ｂ等とともに窒化物を形成する。これらの窒化物は、鋳片の熱間加工の過程でピン止め粒子として結晶粒を微細化する効果を有することから、鋼材の機械的特性に影響を及ぼすとともに、ミクロ組織の形成にも影響を及ぼす。しかし、Ｎ含有率が０．００１５％未満では結晶粒を微細化する効果は得られない。一方、これらの窒化物が連続鋳造時にγ粒界に動的析出するため、Ｎ含有率が過剰である場合、具体的には０．００７０％を超える場合に鋳片の表面割れの原因となる。このため、Ｎ含有率は０．００１５〜０．００７０％とする。組織のピン止め効果を確実に発揮させるとともに、鋳片の中心部等における粗大な炭化物、窒化物の生成に伴う鋼の靭性の低下を防止する観点から、Ｎ含有率は０．００２〜０．００４％が好ましい。

１−２．選択的必須元素
以上の必須元素の成分組成の調整のみで高強度厚鋼板として必要とされる強度やその他の仕様を満足することは困難である。そのため、以下の元素（Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＢ）のうち１種以上を含有させる。

Ｃｕ：０．１〜０．５％
Ｃｕは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ含有率が０．１％未満では、焼き入れ性の向上効果は得られない。一方、Ｃｕ含有率が０．５％を超えると、焼き入れ性の向上効果が過剰となるばかりでなく、鋼材の熱間加工性が低下する。そこで、Ｃｕ含有率は０．１〜０．５％とする。Ｃｕ含有率は０．２〜０．４％が好ましい。

また、Ｃｕは、鋼の連続鋳造時には、スタークラックと呼ばれる鋳片の表面割れを誘発する元素でもある。このため、Ｃｕ含有率を０．２％以上とする場合には、Ｃｕ含有率の１／３以上の含有率となるように後述するＮｉを添加することが好ましい。

Ｃｒ：０．２〜２．０％
Ｃｒは、鋼の強度および靭性を高める効果を有する元素である。また、８０ｋｇクラス以上の鋼のように、鋼に高強度が要求される場合には実質的に必須の元素である。しかし、Ｃｒ含有率が０．２％未満では、鋼の強度および靭性を高める効果は得られない。一方、Ｃｒ含有率が２．０％以上では、溶接割れが発生する等の問題が発生する。そこで、Ｃｒ含有率は０．２〜２．０％とする。鋼の溶接性を重視する場合には、Ｃｒ含有率は０．２〜１．５％とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．２〜２．５％
Ｎｉは、固溶強化によって鋼の強度を向上させる効果を有する元素であり、靭性を改善する効果も有する。Ｎｉ含有率が０．２％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有率が２．５％を超えた場合、強度および靭性の向上効果は飽和するだけでなく、溶接性を悪化させるという悪影響も生じる。さらに、Ｔｉ脱酸鋼においてＮｉを含有させることにより、表面割れ感受性が顕著に高くなる。そのため、Ｎｉ含有率は０．２〜２．５％とする。Ｎｉ含有率は０．３〜１．０％が好ましい。

Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を向上させるとともに、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏは、Ｃｒと同様に、８０ｋｇクラス以上の鋼のように、鋼に高強度が要求される場合には実質的に必須の元素である。しかし、Ｍｏ含有率が０．１％ではこれらの効果は得られない。一方、Ｍｏは高価な元素であり、添加量を増加させると製造コストの増加につながるばかりでなく、０．８％以上含有させるとベイナイトやマルテンサイト相等の硬化相が生成し、鋼の熱間加工性や溶接性を悪化させる。そのため、Ｍｏ含有率は０．１〜０．８％とする。Ｍｏ含有率は０．１〜０．６％が好ましい。

Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、鋼のフェライト相に固溶するとともに、鋼中で炭窒化物を形成するため、鋼の強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｖ含有率が０．０１％未満では、鋼の強度の向上効果は得られない。一方、Ｖ含有率が０．１０％を超えると、溶接時にＨＡＺでの炭窒化物の析出状況が変化して靭性に悪影響を及ぼす。また、Ｖ含有率が過剰である場合、具体的には０．１０％を超える場合、鋳片の内部にＶＮとして析出し、鋳片の表面割れの原因となる。そのため、Ｖ含有率は０．０１〜０．１０％とする。Ｖ含有率は０．０２〜０．０７％が好ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度および靭性の向上に有効な元素である。また、Ｎｂは、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）において、鋼中における固溶および析出を制御することにより、鋼板のミクロ組織を制御するために使用される。しかし、Ｎｂ含有率が０．００５％未満では、鋼の強度および靭性の向上効果ならびに組織制御効果は得られない。一方、Ｎｂ含有率を０．０５０％以上とすると、鋳片を加熱してもＮｂを固溶させることができず、組織制御が不可能となる。また、Ｎｂ含有率が過剰である場合、具体的には０．０５０％以上である場合、鋳片内部にＮｂＣとして析出し、鋳片の表面割れの原因となる。そのため、Ｎｂ含有率は０．００５〜０．０５０％とする。Ｎｂ含有率は０．００５〜０．０３５％が好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、結晶粒界の焼き入れ性を高める効果、鋼材の組織を制御する効果、および鋼材の強度を高める効果を有する。Ｂは微量の添加で高い効果を発揮するが、Ｂ含有率が０．０００５％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｂ含有率が０．００５０％を超えると、その効果が飽和するとともに、鋼の靭性を低下させることとなる。そのため、Ｂ含有率は０．０００５〜０．００５０％とする。厚鋼板のミクロ組織を制御し、Ｂを添加することによる効果を明確に発現させる観点からは、Ｂ含有率を０．００１０〜０．００４０％とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％
Ｃａは、連続鋳造時における、タンディッシュから鋳型に溶鋼を注入するノズルの閉塞を抑制する効果を有する元素である。そのため、ノズルの閉塞抑制を目的として溶鋼に添加されることがある。また、鋼にＣａを添加すると、鋼中のＳ含有率を低減させ、ＭｎＳの生成を抑制する効果も得られる。そのため、鋼中の硫化物の形態制御を目的として溶鋼に添加されることもある。しかし、Ｃａ含有率が０．０００５％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｃａ含有率が０．００６０％を超えると、その効果が飽和し、製造コストの増加を招くばかりか、却ってノズルの閉塞を助長することもある。そのため、Ｃａ含有率は０．０００５〜０．００６０％とする。Ｃａ含有率は、０．００１〜０．００３０％が好ましい。

また、Ｃａは、高い脱酸力を有する元素であり、鋼中ではＡｌやＴｉよりも優先して酸化物を形成する。そのため、Ｃａを含有させる場合には、上記（１）式は、Ｃａによる酸化物生成分を考慮した（１′）式としなければならない。
Ｏ＊＝［％Ｏ］−４８／５４×［％Ａｌ］−１６／４０×［％Ｃａ］ …（１′）
ここで、［％Ｏ］および［％Ｃａ］は、それぞれ溶鋼中のＯおよびＣａの含有率（質量％）である。

上述の必須元素および選択的必須元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ここで、「不純物」とは、鋼材の工業的生産において原料たる鉱石やスクラップ、および製造設備からの溶出成分等から混入するものであり、鋼の性能に悪影響を及ぼさない範囲のものをいう。

２−３．任意元素
材料特性上その他の必要に応じて、上記の必須元素および選択的必須元素の他に、Ｆｅの一部に代えてＷ、Ｓｎ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＳｃおよびＹ、ならびにＬａからＬｕまで（原子番号５７〜７１）の元素）、およびＭｇのうち１種以上を鋼中に少量含有させてもよい。具体的には、ＷおよびＳｎはそれぞれ０．０１〜０．３％、Ｓｅ、Ｔｅ、および希土類元素はそれぞれ０．００５〜０．０３％含有させてもよい。これらの任意元素を含有させても、本発明の意図する鋳片の表面割れの抑制効果が変わらない。

３．本発明の連続鋳造方法における鋳片の二次冷却の条件
本発明の連続鋳造方法では、鋳片の二次冷却を垂直曲げ型の連続鋳造機の鋳型直下の垂直な領域内で行い、二次冷却を、鋳片が鋳型を出た直後から鋳片に冷却水を吹き付け、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、３〜２０℃／ｓの冷却速度で、Ａ３変態温度以下の温度まで冷却する領域（冷却領域）と、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、Ａ３変態温度以下の温度で２０〜１００ｓ保持する領域（保持領域）と、鋳片のコーナーから５０〜３００ｍｍ以内の範囲には冷却水を吹き付けないで鋳片のコーナーを復熱させるとともに、それ以外の範囲は冷却水を吹き付けて冷却する領域（コーナー復熱領域）と、の一連の領域を経るものとする。以下では、鋳片の二次冷却をこのように規定するまでの検討過程および規定した理由について説明する。

３−１．鋳片の表面割れの発生と、鋳造条件との関係の評価（予備試験）
上述のように、本発明者らは、Ｔｉ脱酸鋼を連続鋳造して得られた鋳片の表面に割れや疵が発生することがあることを知見した。この表面割れは、結晶粒界に添ったひび割れ状の形態であり、鋳片の曲げまたは曲げの矯正に伴う歪みにより発生するものである。

この表面割れは、鋳造後の鋳片の表面に酸化スケールが付着した状態では発見することができないほど微少であるものの、鋳片の鋳造の後工程である圧延時に拡大するため、製品の表面品質を低下させる原因となる。

このため、鋳片に表面割れが発生した懸念がある場合には、鋳片を一旦室温まで冷却し、鋳片表面にスカーフをかけることによりまたは鋳片表面をグラインダにより研削することにより酸化スケールを除去した上で鋳片表面の検査を行う。そして、鋳片に表面割れが発生していた場合には、溶削や研削等により表面割れを除去する手入れを行う。

このように、表面割れの発生は、鋳片の生産コスト、リードタイム、熱効率等、多面的に悪影響を及ぼすため、表面割れの発生を抑制できる技術の確立が必要とされている。

本発明者らは、表面割れの発生を抑制できる鋳片の冷却条件について検討することを目的とし、高温引張試験を行い、鋳片の粒界割れに起因する表面割れを評価することとした。すなわち、連続鋳造鋳片には、凝固後の冷却過程で歪みが付与され、これにより表面割れが発生するため、これを模擬して、鋳片から採取した試験片を一旦溶融させ、その後所定の温度履歴で冷却し、引張試験を行うこととした。

３−１−１．予備試験条件
引張試験装置として、高周波誘導加熱式のコールドクルーシブル方式の加熱機構を備えるものを用いた。

試験に用いた鋼は、表１に示す鋼１および鋼２の２種類の鋼とし、実験室にてそれぞれ１５ｋｇ溶製した。鋼１はＴｉ脱酸鋼、鋼２はＡｌ脱酸鋼である。この溶鋼を鋳造して得られた鋳片を直径１２ｍｍの円柱状に鍛伸し、さらに機械加工により直径１０ｍｍの試験片とした。

図１は、試験片に施した熱処理の温度履歴パターンである。同図には、ａ〜ｄの４種類のパターンを示す。パターンａ〜ｄでは、試験片を室温から加熱して、試験部を１５５０℃で一旦溶融させ、その状態で６０ｓ保持した後、５℃／ｓの冷却速度で１２００℃まで冷却するまでの初期段階と、８００℃で引張試験を行う段階とが共通する。初期段階の温度履歴パターンは、パターンａ〜ｄで、鋳型内での冷却条件が共通であることを模擬したものである。

パターンａは、１２００℃まで冷却した後、０．５℃／ｓの冷却速度で８００℃まで徐々に冷却し、引張試験を行うパターンである。パターンｂは、１２００℃まで冷却した後、１０℃／ｓの冷却速度で８００℃まで急速に冷却し、引張試験を行うパターンである。パターンｃは、１２００℃まで冷却した後、１０℃／ｓの冷却速度で一旦７００℃まで急速に冷却して２０ｓ保持し、復熱を模して５℃／ｓの加熱速度で８００℃まで加熱し、引張試験を行うパターンである。パターンｄは、１２００℃まで冷却した後、１０℃／ｓの冷却速度で一旦７００℃まで急速に冷却して２０ｓ保持し、復熱を模して５℃／ｓで１０００℃まで加熱した後、０．５℃／ｓの冷却速度で８００℃まで徐々に冷却し、引張試験を行うパターンである。

以上の４パターンは、本発明者らが冷却速度、昇温速度、保持温度、保持時間等を種々の条件として温度履歴パターンを設定して試験を行ったところ、代表的な結果が得られたパターンである。

３−１−２．予備試験結果
予備試験の結果を表２に示す。同表に示すように、予備試験の結果、鋼種および温度履歴によって、引張試験後の試験片の破面モードが異なることが明らかとなった。すなわち、Ａｌ脱酸鋼では、温度履歴パターンによらず、結晶粒界と無関係に破断していた。一方、Ｔｉ脱酸鋼では、パターンａ〜ｃで破面に結晶粒界が明瞭に認められる粒界脆化となったのに対して、パターンｄでは結晶粒界と無関係に破断していた。

上述のように、Ｔｉ脱酸鋼で発生する鋳片の表面割れは、結晶粒界に添ったひび割れ状の形態すなわち粒界割れである。そのため、予備試験の結果から、Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造鋳片において、温度履歴を適切に制御すれば、表面割れの発生を抑制できるといえる。

３−２．追加試験
さらに、鋼中のＮｉ含有率を異なる値として、同様の試験および検討を行った。その結果、Ｎｉ含有率が高いほど結晶粒径が粗大化することが判明した。結晶粒径が大きいほど、変形時の応力集中が顕著になり、表面割れを助長する要因となる。

これを踏まえ、追加試験として、前記表１に示す鋼１を使用し、温度履歴を、パターンｄをベースとして種々変化させたパターンとした熱処理を施した試験片について引張試験を行い、破面モードの調査を行った。

図２は、鋳片がＡ３変態温度以下に至るまでの冷却速度およびＡ３変態温度以下での保持時間と、破面モードとの関係を示す図である。追加試験の結果、鋳片がＡ３変態温度以下に至るまでの冷却速度と、Ａ３変態温度以下での保持時間が、破面モードに影響を及ぼす重要なパラメータであることが判明した。また、同図から、冷却速度を３℃／ｓ以上としてＡ３変態温度以下に至るまで冷却し、Ａ３変態温度以下での保持時間を２０ｓ以上とすることにより、粒界脆化による破断を抑制できることがわかる。

鋼１のＡ３変態温度は、下記（５）式を用いて算出したところ、８３２．８℃であった。
Ａ３＝８８１−２０５．７×［％Ｃ］＋５３．１×［％Ｓｉ］−１５．０×［％Ｍｎ］−２６．５×［％Ｃｕ］−２０．１×［％Ｎｉ］−０．７×［％Ｃｒ］＋４４．１×［％Ｍｏ］ …（５）
ここで、Ａ３：Ａ３変態温度（℃）、［％Ｘ］：鋼中の元素Ｘの含有率（質量％）である。

３−３．冷却方法の規定理由
次に、この追加試験の結果に基づき、本発明の連続鋳造方法における二次冷却の各領域の条件を規定した理由について説明する。

３−３−１．冷却領域および保持領域
図２に示すように、冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、Ａ３変態温度以下での保持時間によらず、試験片の破断は結晶粒界の脆化（粒界脆化）により生じた。この結果に基づき、冷却領域では、鋳型直下から、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、温度がＡ３変態温度以下となるまでの冷却速度の下限を３℃／ｓと規定した。温度を規定する位置を、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置とした理由は後述する。

一方、追加試験の範囲では、冷却温度を高めても破面モードには影響は生じなかった。しかし、実際の連続鋳造では、鋳片表面での冷却速度にばらつきが生じ、冷却速度が極端に大きい場合には冷却速度の制御が困難であることから、冷却速度の上限を２０℃／ｓと規定した。

また、図２に示すように、冷却速度が３〜２０℃／ｓの範囲では、Ａ３変態温度以下での保持時間が２０ｓ未満の場合、試験片の破断は粒界脆化により生じた。この結果に基づき、保持領域でのＡ３変態温度以下での保持時間の下限を２０ｓと規定した。

一方、冷却速度が３〜２０℃／ｓの範囲では、Ａ３変態温度以下での保持時間を追加試験の範囲で高めても、破面モードに影響は生じなかった。ここで、高温引張試験では、鋳片の加熱を高周波誘導加熱により行うため、Ａ３変態温度以下での保持時間を長時間としても、自在に復熱を模した加熱を行うことができる。しかし、実際の連続鋳造鋳片では、長時間Ａ３変態温度以下で保持すると、特に鋳片のコーナーとその近傍では復熱が困難となる。これを踏まえ、連続鋳造時の伝熱凝固解析等も行い、鋭意検討した結果、Ａ３変態温度以下での保持時間の上限を１００ｓと規定した。Ａ３変態温度以下での保持時間の上限は、鋳片のコーナーとその近傍で確実に復熱可能な熱量を確保するため、６０ｓが好ましい。

本発明者らが検討を進めたところ、以上のとおり規定した、Ａ３変態温度以下となるまでの冷却速度およびＡ３変態温度以下での保持時間を、鋳片の表面のみで満たしても必ずしも鋳片の表面割れが抑制できないことがわかった。そのため、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、温度、冷却速度およびＡ３変態温度以下での保持時間を規定した。

鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、粒界脆化を抑制することができる冷却条件とすれば、それよりも表皮側ではそれよりも強い冷却を受けることとなり、当然に粒界脆化を抑制することができる。

３−３−２．コーナー復熱領域
以上のとおり規定した冷却領域および保持領域を経た鋳片についての冷却条件を検討した。その結果、冷却領域および保持領域を経た鋳片をさらに冷却する際に、少なくとも鋳片のコーナーから５０ｍｍの範囲の冷却水量を０とすれば、すなわち冷却水を吹き付けなければ、コーナーとその近傍を確実に復熱させることができ、コーナーとその近傍における表面割れの発生を抑制できることを知見した。言い換えると、冷却領域および保持領域の後にコーナー復熱領域を設け、コーナーから５０ｍｍの範囲の復熱を確保し鋳片の幅方向の温度勾配を緩和すれば、コーナーとコーナーから２００ｍｍ以内の範囲での鋳片の表面割れの発生を抑制できることを知見した。

水量を０とする範囲を、コーナーから５０ｍｍ未満の範囲とすると、コーナーでの復熱が十分とならず、コーナーとその近傍に割れが発生することがある。そのため、コーナー復熱領域において、鋳片に冷却水を吹き付けない部分のコーナーからの距離の下限は５０ｍｍとする。

一方、水量を０とする範囲をあまりに拡大すると、具体的には鋳片のコーナーから３００ｍｍよりも広くすると、本来鋳片の凝固の促進を図るべき部分の冷却能を低下させることとなる。そのため、鋳片に冷却水を吹き付けない部分のコーナーからの距離の上限は３００ｍｍとする。

本発明のＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法の効果を確認するため、以下の連続鋳造試験を行い、その結果を評価した。

１．試験方法
連続鋳造機は、垂直部の長さが２．５ｍの垂直曲げ型の連続鋳造機を用いた。溶鋼は、容量２７０ｔの転炉で吹錬を行った後、取鍋処理およびＲＨ処理を行った。この溶鋼を、この連続鋳造機を用いて鋳造し、鋳片として厚さ２５０ｍｍまたは３００ｍｍ、幅１８００〜２３００ｍｍのスラブを作製した。鋳造速度は０．６０〜１．１０ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の矯正点における鋳片の表面温度は、鋳片のコーナーとその近傍以外の部分で約７９０〜約９１０℃であった。

連続鋳造機内では、垂直部を鋳造方向上流側の第１ゾーン、下流側の第２ゾーンの２つのゾーンに分けて鋳片を二次冷却した。各ゾーンでは、冷却水量および空気量を独立して制御し、冷却水をミストとして鋳片を冷却した。各ゾーンの冷却装置は、冷却装置の構造を、鋳片のコーナーとその近傍に冷却水の吹き付けを行わない「幅切り」が可能な構造とした。

使用した鋼は、表３に示す鋼Ａ〜Ｄの４種とした。いずれの鋼も、４９０ＭＰａまたは５８０ＭＰａクラスの厚鋼板用であった。同表には、成分組成に加えて、上記（１）式で算出したＯ＊の値、および上記（２）式で算出したＴｉ＊の値を用いて算出したＴｉ＊／［％Ｎ］の値も記載した。鋼Ａ〜Ｄのうち、鋼ＡおよびＣは、本発明の規定を満足する成分組成であった。鋼Ｃは、Ｎｉ含有率が高い点で鋼Ａの成分組成と大きく異なる。鋼Ｂおよび鋼ＤはＡｌ脱酸鋼であり、Ａｌの含有率が本発明の規定を満足しない成分組成であった。また、鋼Ｄは、Ｔｉ＊／［％Ｎ］の値が上記（３）式を満たさない点でも本発明の規定を満足しなかった。同表に示す成分組成は、狙い組成であり、実際の鋳造試験ではチャージ毎にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｕおよびＮｉでは±０．０１％、Ｎｂ、ＴｉおよびＡｌでは±０．００１％程度のばらつきがあった。同表には、上記（５）式を用いて算出したＡ３変態温度も記載した。

鋼Ａ〜Ｃを使用し、表４に示す条件で鋳片の連続鋳造を行った。同表には、使用した鋼種、鋳造速度、および鋳片の冷却条件を示した。冷却条件は、第１ゾーンにおける冷却速度、冷却による到達温度、および幅切りの長さ、ならびに第２ゾーンにおける幅切りの長さとした。「幅切りの長さ」とは、冷却水の吹き付けを行わない部分の鋳片のコーナーからの幅である。同表において、「幅切りなし」とは、鋳片の全幅に冷却水を吹き付けて冷却したことを意味する。第１ゾーンの冷却速度および冷却による到達温度は、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置での値であり、伝熱凝固解析により算出した値である。伝熱凝固解析により算出した温度は、連続鋳造機内に設置した鋳片表面温度計のデータとの比較により十分高い精度であることを検証した。

本発明例１および２は、各条件が本発明の規定を満足していた。本発明例１では、鋼Ａを使用し、鋳造速度を１．０ｍ／ｍｉｎとした。本発明例１および２では、第１ゾーンが冷却領域と保持領域に該当し、第２ゾーンがコーナー復熱領域に該当する。第１ゾーンでは、鋳造方向に鋳片の全幅を冷却し、冷却速度を１１℃／ｓとし、冷却による到達温度をＡ３変態温度（８４２．６℃）以下の７３０℃とした。伝熱凝固解析により算出したＡ３変態温度以下での保持時間は、３７ｓであった。第２ゾーンでは、鋳片のコーナーから１２０ｍｍの幅切りを実施した。すなわち鋳片のコーナーから１２０ｍｍの範囲では冷却水を吹き付けなかった。

本発明例２では、鋼ＡよりもＮｉ含有率が高い鋼Ｃを使用し、鋳造速度を０．７５ｍ／ｍｉｎとした。第１ゾーンでは、鋳造方向に鋳片の全幅を冷却し、冷却速度を８℃／ｓとし、冷却による到達温度をＡ３変態温度（８３４．１℃）以下の７１０℃とした。伝熱凝固解析により算出したＡ３変態温度以下での保持時間は、５４ｓであった。第２ゾーンでは、鋳片のコーナーから２５０ｍｍの幅切りを実施した。すなわち鋳片のコーナーから２５０ｍｍの範囲では冷却水を吹き付けなかった。

比較例１、５、６および９は、第２ゾーンでの冷却条件が、比較例２、３、４、７および８は第１ゾーンでの冷却条件が本発明を満たさなかった比較例である。このうち、比較例４は、使用した鋼種が鋼Ｂであり、この点でも本発明を満たさなかった。

比較例１〜４および９は、本発明例１の条件を一部変更した条件とした。以下では、本発明例１の条件との相違点を説明する。比較例１では、第２ゾーンで幅切りを実施しなかった。すなわち第２ゾーンで鋳片の全幅を冷却した。比較例２では、第１ゾーンでも第２ゾーンと同様の１２０ｍｍの幅切りを実施した。比較例３では、第１ゾーンにおいて、冷却速度を６℃／ｓとするとともに冷却による到達温度をＡ３変態温度よりも高い８５０℃とした。

比較例４では、鋼Ｂを使用し、第１ゾーンにおいて冷却速度を６℃／ｓとするとともに冷却による到達温度をＡ３変態温度よりも高い８５０℃とした。すなわち、比較例４は、鋼Ｂを使用したこと以外は比較例３と同じ条件とした。比較例９では、鋼Ｃを使用し、第２ゾーンで幅切りを実施しなかった。すなわち、比較例９は、鋼Ｃを使用したこと以外は比較例１と同じ条件とした。

比較例５〜８は、本発明例２の条件を一部変更した条件とした。以下では、本発明例２の条件との相違点を説明する。比較例５では、第２ゾーンで幅切りを実施しなかった。比較例６では、第２ゾーンでの幅切りを本発明で規定する５０ｍｍよりも短い３０ｍｍとした。比較例７では、第１ゾーンでも第２ゾーンと同様の２５０ｍｍの幅切りを実施した。比較例８では、第１ゾーンにおいて冷却による到達温度をＡ３変態温度よりも高い１０３０℃とするとともに、第１ゾーンおよび第２ゾーンにおいて冷却速度を３℃／ｓと徐冷却とした。

以上の条件で鋳造した鋳片を、室温まで冷却した後、表面を１〜２ｍｍ溶削し、表面割れの発生の有無を目視で調査した。

２．試験結果
表４には、鋳造条件と併せて、鋳片の表面割れの評価を示した。表面割れの評価は、良好なものから順に、「なし」、「軽度」、「中程度」および「重度」の４段階とし、鋳片の面とコーナーのそれぞれについて行った。

表面割れの評価における「なし」とは、表面割れが目視では確認できなかったことを意味する。「軽度」とは、表面割れが鋳片１枚あたり数個以内であり、作業者がグラインダまたは手動のスカーファを使用して手入れすることにより容易に除去できる程度であったことを意味する。「中程度」とは、手入れにより容易には除去できない程度の表面割れがあり、その表面割れが、鋳片の面において深さが５ｍｍ未満であったこと、またはコーナーにおいて長辺側または短辺側への長さが１０ｍｍ未満であったことを意味する。「重度」とは、鋳片の面において深さが５ｍｍ以上の表面割れがあったこと、またはコーナーにおいて深さが１０ｍｍ以上の表面割れがあったことを意味する。

２−１．鋼Ａを使用した例についての評価
鋼Ａを使用した本発明例１では、鋳片の面およびコーナーのいずれにも表面割れは発生していなかった。これに対して、第２ゾーンで幅切りを実施しなかった比較例１では、コーナーに中程度の表面割れが発生した。比較例１について解析したところ、コーナーでの温度履歴が前記図１に示すパターンｃに近いパターンであったことが判明した。これは、第２ゾーンで幅切りを実施せず、コーナーでも冷却したため、コーナーでの復熱が十分ではなかったことに起因すると考えられる。すなわち、比較例１でのコーナーでの表面割れは、この温度履歴によるものと考えられる。

第１ゾーンでも第２ゾーンと同様に幅切りを実施した比較例２でも、比較例１と同様に、コーナーに中程度の表面割れが発生した。比較例２について解析したところ、コーナーでの温度履歴が前記図１に示すパターンｂに近い温度履歴であったことが判明した。これは、第１ゾーンで幅切りを実施したためコーナーが十分に冷却されなかったことに起因すると考えられる。すなわち、比較例２でのコーナーでの表面割れは、この温度履歴によるものと考えられる。

第１ゾーンでの冷却による到達温度をＡ３変態温度よりも高い温度とした比較例３では、コーナーから２００ｍｍ以内の範囲の面に軽度の表面割れが発生し、コーナーに中程度の表面割れが発生した。

比較例４では、Ａｌ脱酸鋼である鋼Ｂを使用したこと以外は比較例３と同条件とした。比較例４では、比較例３と異なり、鋳片の面およびコーナーのいずれにも表面割れは発生していなかった。これは、そもそもＡｌ脱酸鋼が表面割れ感受性が低いことに起因する。

２−２．鋼Ｃを使用した例についての評価
鋼ＡよりもＮｉ含有率が高い鋼Ｃを使用した本発明例２でも、本発明例１と同様に鋳片の面およびコーナーのいずれにも表面割れは発生していなかった。これに対して、第２ゾーンで幅切りを実施しなかった比較例５では、コーナーに重度の表面割れが発生した。

第２ゾーンでの幅切りを３０ｍｍと短くした比較例６では、コーナーに、比較例５よりも軽微な中程度の表面割れが発生した。これは、比較例６では原則として第２ゾーンでコーナーに冷却水が当たらないように装置を設定しているものの、少量の冷却水は当たることに加え、コーナーの影響と流水の影響もあるため、第２ゾーンでもコーナーが冷却され、復熱が十分でなかったことに起因する。

第１ゾーンでも第２ゾーンと同様に幅切りを実施した比較例７では、コーナーから２００ｍｍ以内の範囲の面とコーナーの両方に中程度の表面割れが発生した。

第１ゾーンでの冷却による到達温度をＡ３変態温度よりも高い温度とし、第１ゾーンおよび第２ゾーンにおいて徐冷却とした比較例８では、鋳片のコーナーとコーナー以外の長辺面全体の両方に重度の表面割れが発生した。

比較例９では、鋳片のコーナーに重度の表面割れが発生し、コーナー以外の長辺面全体に軽度の表面割れが発生した。比較例９は、使用した鋼種が異なる点以外は比較例１と同条件であった。比較例９で使用した鋼Ｃと、比較例１で使用した鋼ＡはいずれもＴｉ脱酸鋼であり、鋼Ｃは鋼ＡよりもＮｉ含有率が高かった。比較例１の結果と比較例９の結果から、Ｔｉ脱酸鋼ではＮｉ含有率が高いほど鋳片の割れ感受性が高いことがわかる。

本発明のＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法によれば、連続鋳造時に鋳片の曲げの矯正を行う際に発生する、鋳片の表面の横割れや横ひび割れを安定して抑制することができる。そのため、本発明の方法で製造したＴｉ脱酸鋼の鋳片を熱間圧延することにより、表面割れ等の発生が抑制された高強度厚鋼板を得ることができる。

Claims (1)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１８０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％およびＯを含有し、
   さらにＣｕ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％およびＣａ：０．０００５〜０．００６０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるＴｉ脱酸鋼を垂直曲げ型の連続鋳造機を使用して連続鋳造する方法であって、
   Ｏ、Ａｌ、ＴｉおよびＮの含有率が下記（１）〜（３）式の関係を満足する溶鋼を、鋳型を用いて鋳造し、鋳造された鋳片の二次冷却を鋳型直下の垂直な領域内で行う際、
   前記二次冷却は、
   鋳片が鋳型を出た直後から鋳片に冷却水を吹き付け、鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、３〜２０℃／ｓの冷却速度で、Ａ３変態温度以下の温度まで冷却する領域と、
   鋳片の全幅にわたり表皮下３ｍｍの深さ位置において、Ａ３変態温度以下の温度で２０〜１００ｓ保持する領域と、
   鋳片のコーナーから５０〜３００ｍｍ以内の範囲には冷却水を吹き付けないで鋳片のコーナーを復熱させるとともに、それ以外の範囲は冷却水を吹き付けて冷却する領域と、の一連の領域を経ることを特徴とするＴｉ脱酸鋼の連続鋳造方法。
   Ｏ＊＝［％Ｏ］−４８／５４×［％Ａｌ］ …（１）
   Ｔｉ＊＝［％Ｔｉ］−９５．８／４８×Ｏ＊ …（２）
   Ｔｉ＊／［％Ｎ］＜３．６ …（３）
   ここで、［％Ｏ］、［％Ａｌ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］は、それぞれ溶鋼中のＯ、Ａｌ、ＴｉおよびＮの含有率（質量％）であり、上記（１）式でＯ＊＜０の場合にはＯ＊＝０とする。

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