JP6281326B2 - 鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼の連続鋳造方法に関し、詳しくは、連続鋳造時に鋳片における表面の横ひび割れ及び表皮下割れの発生を抑制する連続鋳造方法に関する。
近年、厚鋼板等の鉄鋼材料において、機械的特性の向上を目的として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ等の合金元素を含有する低合金鋼が多く製造されている。
しかし、これらの合金元素の添加に伴い、連続鋳造により製造された鋳片において、表面の横ひび割れや表皮下割れ等の欠陥が発生している。このような欠陥の発生は、操業上および製品の品質上の問題となっている。
鋳片表面の横ひび割れや表皮下割れは、鋳片表層の旧オーステナイト粒界に沿って発生することが知られている。すなわち、これらの割れは、ＡｌＮやＮｂＣ等の析出により脆化したオーステナイト粒界や、旧オーステナイト粒界に沿って生成するフィルム状フェライトに、矯正応力が集中することで発生する。矯正応力は、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機中の矯正点において付与される。
これらの割れは、特に、オーステナイトからフェライトへの相変態領域近傍の温度域において発生しやすい。これらの割れの発生を抑制するため、通常は、鋳片の表面温度を制御し、矯正点における鋳片表層の温度を延性が低下する温度域（脆化温度域）から回避させて矯正を行う方法が採用されている。
しかし、鋳片の表面温度を制御するのみでは、必ずしもこれらの割れの発生を抑制することはできない。
特開平９−４７８５４号公報（特許文献１）及び特開平１１−３３６８８号公報（特許文献２）は、これらの割れの発生を抑制することが可能な連続鋳造方法を提案する。
特許文献１では、連続鋳造方法に関して次の事項が記載されている。鋳片を鋳型から引き抜いた後、鋳片の表面温度がＡ3点以下となるよう一旦冷却し、その後Ａ3点を超えて復熱させる。この方法により、割れ発生の起点となるフィルム状フェライトの生成を防止することができ、高い割れ防止効果があることが、特許文献１には記載されている。
特許文献２では、次の事項が記載されている。鋳型から引き抜いた鋳片の表面温度をＡｒ3点未満で、かつオーステナイト相の変態が完了しない温度まで急冷し、その後９５０〜１２００℃に復熱させ、矯正を行う。この方法により、割れの起点となるＡｌＮの粒界に沿った析出を防止し、割れを防止できる、と特許文献２には記載されている。
ところで、近年では、特に、Ａｌに代えてＴｉ、Ｍｎ、Ｓｉ等の弱脱酸元素によって脱酸した鋼のニーズも増えている。そのため、Ａｌが脱酸支配元素とならない程度にＡｌ含有量が微量（数十質量ｐｐｍ以下）である鋼の鋳造機会が増えている。このような微量Ａｌ鋼では、ＡｌＮが生成し得ないようなＡｌ含有量であるものの、表面の横ひび割れや表皮下割れが発生する場合がある。
しかしながら、特許文献１及び２には、このような微量Ａｌ鋼に関する記載も示唆もない。そのため、このようなに対して、特許文献１及び２に記載の技術を適用しても、同様に表面の横ひび割れや表皮下割れ等の欠陥の発生を抑制することができるかどうかは不明である。
本発明の目的は、Ａｌが脱酸支配元素とならない程度にＡｌ含有量が微量である鋼の連続鋳造鋳片における、表面の横ひび割れや表皮下割れの発生を抑制することができる連続鋳造方法を提供することである。
本発明の一実施形態である鋼の連続鋳造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、並びに、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０〜０．１％、及び、Ｍｏ：０〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物中、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満である化学組成を備える鋼の鋳片を、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、前記化学組成が式（１）を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、前記鋳片の表面温度がＡｒ3点以下かつ７５０℃未満の温度Ｔ1（℃）となるまで３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却するステップと、前記鋳片の表面温度をＡｒ3点以上かつ式（２）を満足する復熱温度Ｔ2（℃）に上昇させるステップと、前記鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含む。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。
本発明の鋼の連続鋳造方法によれば、鋳片表面の横ひび割れや表皮下割れ等の欠陥の発生を抑制することができる。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、本発明の鋼の連続鋳造方法を完成させるため、次の基礎試験及び検討を行った。
［基礎試験］
連続鋳造によって製造される鋳片においては、連続鋳造機内で曲げの際又は曲げの矯正の際にかかる応力により、表層に割れが発生し易い。表層とは、表面から内側に１５ｍｍまでの、表面を含む領域をいう。このような割れには、横ひび割れと表皮下割れがある。横ひび割れとは、鋳片表面上に発生する旧オーステナイト粒界に沿った鍵状の割れをいう。表皮下割れとは、鋳片の表面から内側に３〜１５ｍｍ程度の位置（以下「表皮下」ともいう。）において発生する粒界に沿った割れをいう。
連続鋳造によって製造される鋳片においては、連続鋳造機内で曲げの際又は曲げの矯正の際にかかる応力により、表層に割れが発生し易い。表層とは、表面から内側に１５ｍｍまでの、表面を含む領域をいう。このような割れには、横ひび割れと表皮下割れがある。横ひび割れとは、鋳片表面上に発生する旧オーステナイト粒界に沿った鍵状の割れをいう。表皮下割れとは、鋳片の表面から内側に３〜１５ｍｍ程度の位置（以下「表皮下」ともいう。）において発生する粒界に沿った割れをいう。
鋳片の横ひび割れ及び表皮下割れの発生には、鋼中で析出するＡｌＮが大きく影響することが明らかにされている。
しかしながら、ＡｌＮが発生し得ないようなＡｌ含有量が微量（数十質量ｐｐｍ以下）である鋼においても、鋳片の横ひび割れや表皮下割れが発生する場合がある。
本発明者らは、微量Ａｌ鋼における鋳片の横ひび割れや表皮下割れの発生について検討するため、微量Ａｌ鋼を使用した基礎試験を実施した。基礎試験には、表１に示す化学組成を有する鋼を使用した（Ａｌ含有量：３０ｐｐｍ）。試験は、鋼の溶融凝固を伴う高温引張試験とした。
試験条件は、連続鋳造機で鋳造される鋼を模擬する条件とした。上記組成の鋼を溶融するまで加熱し、溶融状態で１２０ｓ以上保持した。その後、冷却して溶融状態の鋼を凝固させ、試験片を作製した。試験片はそのまま冷却し、所定の温度に保持して引張試験を行った。引張試験後の試験片を用いて、断面収縮率を測定した。
試験片の冷却条件は、徐冷却条件と急冷復熱条件の２つの条件とした。徐冷却条件では、冷却速度を０．４℃／ｓとして所定の引張試験温度まで冷却した。徐冷却条件での引張試験温度は、８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃及び１２００℃とした。
急冷復熱条件では、試験片が溶融状態から凝固状態となった後、冷却速度を６℃／ｓとして、急冷温度Ｔ1（６００℃）まで急冷し、続いて復熱温度Ｔ2（１１５０℃）まで昇温速度３℃／ｓで復熱させた後、冷却速度を０．４℃／ｓとして所定の引張試験温度まで冷却した。急冷温度Ｔ1は、フェライトが析出し始めるＡｒ3点以下の温度である。復熱温度Ｔ2は、復熱時における鋳片表面温度であり、Ａｒ3点以上の温度である。引張試験温度は、８００℃、９００℃、１０００℃及び１１００℃とした。
図１は、引張試験温度と断面収縮率との関係を示す図である。図１に示すように、徐冷却条件では、急冷復熱条件と比較して広い温度域で鋼が脆化することがわかった。
本発明者らが、さらに調査を行ったところ、オーステナイト域（８００〜１２００℃の温度域）でも、Ｔｉ、Ｎｂ炭窒化物がオーステナイト粒界において析出していることを確認できた。徐冷却条件での鋼の脆化要因は、引張応力によりオーステナイト粒界に動的析出したＴｉ、Ｎｂ炭窒化物であった。
汎用連続鋳造機を用いて鋳片を製造する際に、この徐冷却条件に相当する冷却条件であった場合には、製造された鋳片の表層においても、矯正帯で発生する矯正応力により、同様の脆化が生じ、横ひび割れや表皮下割れが発生するおそれがある。
しかし、この鋼種は、徐冷却条件では脆化温度域が広いことから、矯正帯での温度を脆化温度域から回避することによっては割れの発生を抑制することは困難であると考えられる。
一方、急冷復熱条件では、徐冷却条件では脆化温度域であった温度域において、徐冷却条件よりも延性が良好であった。
急冷復熱条件で延性が良好であった理由は、次の通りであると考えられる。徐冷却条件では、引張応力により、Ｔｉ、Ｎｂ炭窒化物がオーステナイト粒界に動的析出し、脆化要因となる。急冷復熱条件では、この炭窒化物が、急冷却過程において析出した初析フェライト中に析出し、引張応力による動的析出が抑制される。
本発明者らは、急冷復熱条件を前提として、さらに、急冷温度Ｔ1を５００〜９００℃で１００℃間隔の値とし、復熱温度Ｔ2を９００℃、１０００℃及び１１５０℃とし、試験温度９００℃一定として引張試験を行った。冷却速度は６℃／ｓとし、昇温速度は３℃／ｓとした。
図２は、急冷温度と復熱温度と断面収縮率との関係を示す図である。図２には、各条件での断面収縮率を○、△、×の記号としてプロットした。○は、断面収縮率が６０％以上であり、鋼の延性が良好であったことを意味する。△は、断面収縮率が４０％以上６０％未満であり、鋼の延性が劣悪であったことを意味する。×は、断面収縮率が４０％未満であり、鋼の延性が許容できない程度であったことを意味する。図２に示すように、急冷温度Ｔ1（℃）と復熱温度Ｔ2（℃）が、Ｔ2／Ｔ1≧１．６を満たせば、良好な延性が得られることがわかった。さらに、Ｔ2／Ｔ1≧１．９を満たせば、より良好な延性が得られることもわかった。また、Ｔ2／Ｔ1≦２．４であることが好ましい。この値は、現実的に連続鋳造時の未凝固潜熱によって復熱可能な範囲だからである。
以上の基礎試験に基づく知見から、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する際に、矯正帯において横ひび割れや表皮下割れが発生するのを抑制する方法として、以下の事項を発想した。
微量のＡｌを含有する鋼として、化学組成が式（１）を満足するものを用いる。この鋼を連続鋳造する際に、鋳片表面をＡｒ3点以下の急冷温度Ｔ1まで急冷し、続いて鋳片表面をＡｒ3点以上の復熱温度Ｔ2まで復熱させる。復熱の際に、Ｔ1（℃）およびＴ2（℃）が式（２）の関係を満たすようにする。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。
以上の知見及び発想に基づいて完成した本発明の鋼の連続鋳造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、並びに、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０〜０．１％、及び、Ｍｏ：０〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物中、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満である化学組成を備える鋼の鋳片を、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、前記化学組成が式（１）を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、前記鋳片の表面温度がＡｒ3点以下かつ７５０℃未満の温度Ｔ1（℃）となるまで３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却するステップと、前記鋳片の表面温度をＡｒ3点以上かつ式（２）を満足する復熱温度Ｔ2（℃）に上昇させるステップと、前記鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含む。
鋳片の矯正を行うステップでは、式（２）に代えて式（３）を用いることが好ましい。
Ｔ2／Ｔ1≧１．９ （３）
Ｔ2／Ｔ1≧１．９ （３）
上記鋼の化学組成は、Ｎｉ：０．３〜２．０％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０３〜０．１％、及びＭｏ：０．０３〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
以下、本発明の鋼の連続鋳造方法について詳述する。各元素の含有量の「％」および「ｐｐｍ」は、それぞれ「質量％」および「質量ｐｐｍ」を意味する。
［化学組成］
本発明の鋼の連続鋳造方法では、Ａｌ含有量が微量であり、Ｔｉによって脱酸される、割れ感受性の高い鋼を対象とする。この鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明の鋼の連続鋳造方法では、Ａｌ含有量が微量であり、Ｔｉによって脱酸される、割れ感受性の高い鋼を対象とする。この鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋳造された鋳片を素材として得られる鋼板の強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％未満では、十分な鋼板の強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、スポット溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
炭素（Ｃ）は、鋳造された鋳片を素材として得られる鋼板の強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％未満では、十分な鋼板の強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、スポット溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
Ｍｎ：０．１〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の強度を上昇させるのに重要な元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、高温における鋼の強度上昇に寄与する炭化物が高温で生成するため、鋼の強度が低下する。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋼の組織が低温変態相主体となるため、鋼の伸びが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．２％であり、さらに好ましくは２．０％である。
マンガン（Ｍｎ）は鋼の強度を上昇させるのに重要な元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、高温における鋼の強度上昇に寄与する炭化物が高温で生成するため、鋼の強度が低下する。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋼の組織が低温変態相主体となるため、鋼の伸びが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．２％であり、さらに好ましくは２．０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
チタン（Ｔｉ）は、Ｔｉ酸化物を生成し、鋼を脱酸する。さらに、Ｔｉは、溶接熱影響部の靭性を向上させるため必須の元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、生成するＴｉ酸化物が粗大となり、靭性や加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
チタン（Ｔｉ）は、Ｔｉ酸化物を生成し、鋼を脱酸する。さらに、Ｔｉは、溶接熱影響部の靭性を向上させるため必須の元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、生成するＴｉ酸化物が粗大となり、靭性や加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
本発明の鋼の連続鋳造方法で対象とする鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の対象とする鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
上記不純物中のＰ、Ｓ、Ｎ、及び、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、次のとおりである。
Ｐ：０．０４％以下
りん（Ｐ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。しかし、鋼の強度上昇等を目的として含有させてもよい。Ｐ含有量が０．０４％を超えると、溶接性が著しく低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
りん（Ｐ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。しかし、鋼の強度上昇等を目的として含有させてもよい。Ｐ含有量が０．０４％を超えると、溶接性が著しく低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、製品の加工性や溶接性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、製品の加工性や溶接性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、強度及び伸びが著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。
窒素（Ｎ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、強度及び伸びが著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ａｌ含有量が０．００５％以上であると安定なＡｌ酸化物が生成し、Ｔｉ酸化物の生成が妨げられる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％未満である。Ａｌ含有量の好ましいＡｌ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。本明細書でいうＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、不純物として鋼中に不可避的に含有される。Ａｌ含有量が０．００５％以上であると安定なＡｌ酸化物が生成し、Ｔｉ酸化物の生成が妨げられる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％未満である。Ａｌ含有量の好ましいＡｌ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。本明細書でいうＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
本発明の鋼の連続鋳造方法で対象とする鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
Ｓｉ：０〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｓｉは、鋼の強度を上昇させ、伸び特性を向上させる。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、製品表面にいわゆる赤スケールが発生することによる外観の劣化や、化成処理性の低下が顕著となる。したがって、Ｓｉ含有量は０〜０．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
シリコン（Ｓｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｓｉは、鋼の強度を上昇させ、伸び特性を向上させる。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、製品表面にいわゆる赤スケールが発生することによる外観の劣化や、化成処理性の低下が顕著となる。したがって、Ｓｉ含有量は０〜０．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
Ｎｉ：０〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｎｉは、鋼の強度と低温靭性を上昇させる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．２％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｎｉは、鋼の強度と低温靭性を上昇させる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．２％である。
Ｃｕ：０〜２．０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｃｕは、鋼の強度を上昇させる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋼の材質に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．５％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｃｕは、鋼の強度を上昇させる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋼の材質に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．５％である。
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、これらの元素はいずれも、鋼の強度を上昇させる。しかしながら、これらの元素は、それぞれ含有量が０．０５％を超えると上記効果が飽和する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％であり、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｖ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、これらの元素はいずれも、鋼の強度を上昇させる。しかしながら、これらの元素は、それぞれ含有量が０．０５％を超えると上記効果が飽和する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％であり、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｃｒ：０〜０．１％
Ｍｏ：０〜０．１％
クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高める。また、いずれの元素とも鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、これらの元素は、それぞれ含有量が０．１％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有率は０〜０．１％であり、Ｍｏ含有量は０〜０．１％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
Ｍｏ：０〜０．１％
クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高める。また、いずれの元素とも鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、これらの元素は、それぞれ含有量が０．１％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有率は０〜０．１％であり、Ｍｏ含有量は０〜０．１％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
本発明の鋼の連続鋳造方法で対象とする鋼の化学組成はさらに、式（１）を満足する。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。
式（１）を満足する化学組成に限定した理由は次の通りである。
本発明の鋼の連続鋳造方法では、Ａｌ含有量が微量であり、Ｔｉによって脱酸される、割れ感受性の高い鋼を対象とする。Ｔｉ及びＡｌの含有量が上記範囲内であっても、Ａｌ含有量がＴｉ含有量に対して過剰である場合、主にＡｌによって脱酸されるため、本発明の対象外となる。
また、Ｎの含有量が上記範囲内であっても、Ｔｉ及びＡｌの含有量に対してＮ含有量が多い場合、粒界における窒化物の析出とＮの粒界偏析により、鋼の脆化が引き起こされる。そのため、析出物を制御しても、鋼の割れ発生の抑制効果が得られなくなる。そのため、式（１）を満足する化学組成に限定する。
［鋼の連続鋳造方法］
本発明の鋼の連続鋳造方法における、鋳片の冷却条件及び復熱条件について説明する。本発明の鋼の連続鋳造方法は、化学組成が上記条件を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、鋳片の表面温度がＡｒ3点以下かつ７５０℃未満の温度Ｔ1（℃）となるまで３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却するステップと、鋳片の表面温度をＡｒ3点以上かつ式（２）を満足する復熱温度Ｔ2（℃）に上昇させるステップと、鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含む。
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
本発明の鋼の連続鋳造方法における、鋳片の冷却条件及び復熱条件について説明する。本発明の鋼の連続鋳造方法は、化学組成が上記条件を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、鋳片の表面温度がＡｒ3点以下かつ７５０℃未満の温度Ｔ1（℃）となるまで３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却するステップと、鋳片の表面温度をＡｒ3点以上かつ式（２）を満足する復熱温度Ｔ2（℃）に上昇させるステップと、鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含む。
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
［冷却条件］
鋳片を冷却するステップにおいて、鋳片表面における冷却速度の下限を３℃／ｓとし、鋳片を急冷する。これにより、初析フェライトの内部および界面に、炭窒化物を分散して析出させることができ、炭窒化物に起因する割れの発生を抑制することができる。鋳型から引き抜かれた鋳片において、冷却速度が小さい場合には、初析フェライトが生成する前に、オーステナイト域の温度範囲で、粒界に沿って炭窒化物が点列状に析出する。この炭窒化物は鋳片の割れの原因となる。
鋳片を冷却するステップにおいて、鋳片表面における冷却速度の下限を３℃／ｓとし、鋳片を急冷する。これにより、初析フェライトの内部および界面に、炭窒化物を分散して析出させることができ、炭窒化物に起因する割れの発生を抑制することができる。鋳型から引き抜かれた鋳片において、冷却速度が小さい場合には、初析フェライトが生成する前に、オーステナイト域の温度範囲で、粒界に沿って炭窒化物が点列状に析出する。この炭窒化物は鋳片の割れの原因となる。
急冷の効果を高める場合、２次冷却のスプレーやミストに用いる水量を増加させる必要がある。しかし、水量を過度に増加させると、水圧により鋳片の凝固シェルが破れる等の大きな事故が発生することがある。そのため、鋳片表層の冷却速度の上限を２０℃／ｓとする。冷却速度が２０℃／ｓを超えた場合、鋳片表面の温度分布にむらが生じやすくなり、熱応力による割れの発生等の危険性が高くなる。
以上のことから、鋳片の鋳型から引き抜いた後の鋳片表層の冷却速度は、３〜２０℃／ｓとする。
鋳片の表面割れの発生を抑制する効果を高めるとともに、操業を安定させる観点から、Ａｒ3点までの冷却速度は７〜１５℃／ｓとすることが好ましい。
急冷は、鋳片の表面温度がＴ1となるまで行う。急冷温度Ｔ1は、Ａｒ3点以下かつ７５０℃未満とする。Ａｒ3点以下まで急冷しないと、初析フェライトが生成しないため、オーステナイト粒界への集中した炭窒化物の析出を抑制することができない。
一方、急冷温度Ｔ1が７５０℃以上である場合には、式（２）より、急冷温度Ｔ1がＡｒ3点以下であっても、復熱温度Ｔ2が１２００℃以上となる。汎用連続鋳造機では、急冷温度Ｔ1まで到達した後で冷却を完全に停止させても、機内において１２００℃まで復熱させることができない。
以上のことから、急冷温度Ｔ1は、Ａｒ3点以下かつ７５０℃未満とする。
実際の鋼の連続鋳造における２次冷却では、鋳片をガイドするロールが存在するため、ロール間、ロール接触部、放熱部、スプレー部、たまり水部等の部位によって冷却効果の強弱がある。そのため、厳密には、２次冷却時においても冷却と復熱が繰り返され、温度の上下変動が生じている。しかし、２次冷却時における温度変動は、変動幅が小さく、析出物の析出への影響は小さいため、本発明で規定する冷却速度は、連続鋳造機のストランド内における平均的な温度変化に基づくものとすればよい。
［復熱条件］
鋳片を冷却し、鋳片のオーステナイト相が完全に変態を完了する温度以下まで鋳片表層の温度を低下させた後も、鋳片を継続的に冷却すると、鋳片を矯正するステップにおいて、矯正点での鋳片表層の温度が著しく低下する。その場合、鋳片の強度が高くなりすぎて矯正操作が不可能となる問題が生じる。鋳片のオーステナイト相が完全に変態を完了する温度以下まで鋳片表層の温度を低下させた後は、冷却水量を減少させたとしても、復熱させなければ鋳片表層の温度が徐々に低下するのを避けることができず、同様の問題が生じる。そのため鋳片を矯正するステップの前に鋳片を復熱させ、鋳片の表面温度をＡｒ3点以上の温度に上昇させるステップを設ける。復熱の際には、冷却水の供給を停止することが好ましい。
鋳片を冷却し、鋳片のオーステナイト相が完全に変態を完了する温度以下まで鋳片表層の温度を低下させた後も、鋳片を継続的に冷却すると、鋳片を矯正するステップにおいて、矯正点での鋳片表層の温度が著しく低下する。その場合、鋳片の強度が高くなりすぎて矯正操作が不可能となる問題が生じる。鋳片のオーステナイト相が完全に変態を完了する温度以下まで鋳片表層の温度を低下させた後は、冷却水量を減少させたとしても、復熱させなければ鋳片表層の温度が徐々に低下するのを避けることができず、同様の問題が生じる。そのため鋳片を矯正するステップの前に鋳片を復熱させ、鋳片の表面温度をＡｒ3点以上の温度に上昇させるステップを設ける。復熱の際には、冷却水の供給を停止することが好ましい。
復熱温度Ｔ2が低すぎる場合には、急冷却時に鋳片表層に与えられる歪が十分に解放されず、その後の矯正時に鋳片表層にはさらに矯正歪がかかる。結果として、鋳片表層において限界歪を超えてしまうため、表面割れや表皮下割れが発生する。
本発明者らは、前述した図２及び後述する図３にも示すように、急冷温度Ｔ1（℃）と復熱温度Ｔ2（℃）が式（２）の関係を満たす場合には、良好な延性が得られるとともに、割れの発生を抑制できることを知見した。
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
Ｔ2／Ｔ1≧１．６ （２）
急冷温度Ｔ1（℃）と復熱温度Ｔ2（℃）は式（３）を満足することが好ましい。式（３）を満足することにより、より良好な延性が得られ、かつ鋳片の割れの発生をより抑制することができる。
Ｔ2／Ｔ1≧１．９ （３）
Ｔ2／Ｔ1≧１．９ （３）
表２に示す化学組成（鋼Ａ〜Ｄ）を有する溶鋼を製造した。表２には、［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）の値及びＡｒ3点も併せて記載した。
鋼Ａ〜Ｄでは、互いにＴｉ、Ａｌ及びＮの含有量の割合を変化させた。表２に示す以外の化学組成は、鋼Ａ〜ＤのいずれもＣ：０．０５％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００５％、Ｎｉ：０．５％、Ｃｕ：０．２％、Ｎｂ：０．０１を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるものであった。鋼Ａ〜Ｄは、いずれも化学組成は本発明の範囲内であった。しかし、鋼Ｄは、［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）の値が本発明の範囲外であった。鋼Ａ〜ＤのＡｒ3点は、表２に示すように、７４０〜７４６℃の範囲内であった。
上記鋼Ａ〜Ｄの溶鋼を、垂直曲げ型の連続鋳造機を使用して連続鋳造試験を行った。連続鋳造機は、５点矯正型とした。作製する鋳片は、幅２２００ｍｍ、厚さ２４０ｍｍとした。連続鋳造時の鋳造速度は０．８ｍ／ｍｉｎで一定とした。鋳型から引き抜いた鋳片は、表面温度が温度Ｔ1となるまで急冷し、その後Ａｒ3点以上の温度まで復熱させた。冷却速度は３〜２０℃／ｓの範囲とした。急冷温度Ｔ1及び復熱温度Ｔ2は、表３に示す値とした。表３には、Ｔ1／Ｔ2の値も示した。
表３を参照して、本発明例１〜６は、使用する鋼の化学組成及び［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）の値、急冷温度Ｔ1、復熱温度Ｔ2及びＴ2／Ｔ1の値がいずれも本発明の範囲内であった。特に、本発明例１〜３は、Ｔ2／Ｔ1の値が１．９以上であり、好ましい値であった。
比較例１及び２では、復熱温度Ｔ2が低く、Ｔ2／Ｔ1の値が本発明の範囲外であった。
比較例３は、急冷温度Ｔ1がＡｒ3点よりも高くかつ７５０℃以上であり、Ｔ2／Ｔ1の値が本発明の範囲外であった。
比較例４及び５は、使用する鋼が鋼Ｄであり［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）の値が本発明の範囲外であった。比較例５は、Ｔ2／Ｔ1の値も本発明の範囲外であった。
鋳片の表面温度は、連続鋳造機内に設置した放射温度計により、急冷直後と矯正前において、鋳片Ｆ面（連続鋳造機湾曲部外周側の鋳片表面）の幅方向中央部について測定した。急冷直後に測定した温度を急冷温度の代表温度とし、矯正前に測定した温度を復熱温度の代表温度とした。
［割れ発生状況の評価］
鋳造後の鋳片について、横ひび割れおよび表皮下割れの発生状況を評価した。評価は、鋳片断面をダイチェック（染色浸透探傷試験）し、目視観察により行った。ダイチェックは、鋳造長さ５ｍごと鋳片厚さ方向の断面において全幅について行った。
鋳造後の鋳片について、横ひび割れおよび表皮下割れの発生状況を評価した。評価は、鋳片断面をダイチェック（染色浸透探傷試験）し、目視観察により行った。ダイチェックは、鋳造長さ５ｍごと鋳片厚さ方向の断面において全幅について行った。
目視観察の結果により発生していた割れは、横ひび割れと表皮下割れに区分した。横ひび割れは、表面から深さ３ｍｍ未満の領域より割れが発生しているものとした。表皮下割れは、表面から深さ３ｍｍ以上の領域より割れが発生しているものとした。
横ひび割れ及び表皮下割れの発生状況は、割れ指数として０〜３の４段階で評価した。割れ指数０は、横ひび割れ及び表皮下割れがいずれも観察されなかったことを意味する。割れ指数１は、横ひび割れが表面から深さ１．５ｍｍ未満で存在し、手入れによって容易に除去できるレベルであったことを意味する。割れ指数２は、横ひび割れが表面から深さ１．５ｍｍ以上５ｍｍ未満で存在し、又は表皮下割れが深さ５ｍｍ未満で存在し、除去には重度の手入れが必要なレベルであったことを意味する。割れ指数３は、横ひび割れが表面から深さ５ｍｍ以上で存在し、又は表皮下割れが深さ５ｍｍ以上で存在し、除去には重度の手入れが必要であり、かつ歩留まりの大幅な悪化を招くレベルであったことを意味する。
［試験結果］
図３は、［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）の値とＴ2／Ｔ1の値と割れ指数との関係を示す図である。表３には、試験条件と併せて、割れ指数を示した。図３は、表３に示した数値をプロットしたものである。図３及び表３から、本発明によれば横ひび割れと表皮下割れの発生を抑制できることがわかる。
図３は、［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）の値とＴ2／Ｔ1の値と割れ指数との関係を示す図である。表３には、試験条件と併せて、割れ指数を示した。図３は、表３に示した数値をプロットしたものである。図３及び表３から、本発明によれば横ひび割れと表皮下割れの発生を抑制できることがわかる。
比較例１及び２は、割れ指数が３であった。比較例１及び２では、鋳片表面の横ひび割れの発生は防止できた。しかし、表面から５〜１０ｍｍの深さで表皮下割れが発生した。表皮下割れは、表皮下の旧オーステナイト粒界に沿って発生していた。伝熱解析の結果、この粒界に沿った表皮下割れは、矯正時における表皮下の温度が脆化温度域に含まれ、矯正応力によって発生したことがわかった。比較例１及び２の結果から、復熱温度Ｔ2が低く、Ｔ2／Ｔ1の値が本発明の範囲外であると、表皮下割れが発生することが確認できた。
比較例３は、割れ指数が３であった。比較例３では、重度の横ひび割れが発生した。比較例３の結果から、急冷温度Ｔ1がＡｒ3点よりも高い場合には、急冷後復熱させてから矯正しても、鋳片の表面に横ひび割れが発生することが確認できた。
比較例４及び５は、割れ指数が２であった。比較例４及び５では、鋳片のＬ面（連続鋳造機湾曲部内周側の鋳片表面）に重度の横ひび割れが発生した。
本発明例１〜６では、鋳片表面の横ひび割れ及び表皮下割れは皆無又は軽度であった。特に、Ｔ2／Ｔ1の値が１．９以上であった本発明例１〜３では、鋳片表面の横ひび割れ及び表皮下割れはいずれも皆無であった。
以上の結果からも、本発明の規定を満足する化学組成の鋳片を、本発明の規定を満足する条件で急冷及び復熱させ、矯正することによって、横ひび割れ及び表皮下割れの発生を抑制できることがわかった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、及び、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、並びに、
Ｓｉ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｂ：０〜０．０１％、
Ｖ：０〜０．０５％、
Ｃｒ：０〜０．１％、及び、
Ｍｏ：０〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記不純物中、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、及び、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満である化学組成を備える鋼の鋳片を、湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて製造する方法であって、
前記化学組成が式（１）を満足し、鋳型から引き抜かれた鋳片を、前記鋳片の表面温度がＡｒ３点以下かつ７５０℃未満の温度Ｔ１（℃）となるまで３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却するステップと、
前記鋳片の表面温度をＡｒ３点以上かつ式（２）を満足する復熱温度Ｔ２（℃）に上昇させるステップと、
前記鋳片を復熱させた後、矯正を行うステップと、の一連のステップを含むことを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
［Ｔｉ（％）］／（［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］×［Ｎ（ｐｐｍ）］）≧０．１ （１）
Ｔ２／Ｔ１≧１．６ （２）
ここで、［Ｔｉ（％）］：Ｔｉ含有量（質量％）、［ｓｏｌ．Ａｌ（％）］：ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）、［Ｎ（ｐｐｍ）］：Ｎ含有量（質量ｐｐｍ）である。 - 請求項１に記載の鋼の連続鋳造方法であって、
前記鋳片を矯正するステップでは、式（２）に代えて式（３）を用いることを特徴とする鋼の連続鋳造方法。
Ｔ２／Ｔ１＞≧１．９ （３） - 請求項１又は請求項２に記載の鋼の連続鋳造方法であって、
前記化学組成は、
Ｎｉ：０．３〜２．０％、
Ｃｕ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１％、
Ｖ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｒ：０．０３〜０．１％、及び
Ｍｏ：０．０３〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する鋼の連続鋳造方法。
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