JP6951060B2 - 鋳片の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて製造され、曲げ及び矯正時における表面割れの発生が抑制されたＢ及びＮｉを含有する鋼からなる鋳片の製造方法に関する。

Ｎｉを鋼に添加すると、鋼の低温靭性が向上することから、０．１〜２ｍａｓｓ％のＮｉを含む鋼は、海洋構造物や液化天然ガスのタンク材等、厚板材料に広く使用されている。しかしながら、Ｎｉ含有鋼を垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機で鋳造する際、曲げあるいは矯正に伴って、鋳片に引張歪みが作用し、これにより鋳片表面に旧オーステナイト粒界に沿った割れが発生しやすい。特に、７００〜８５０℃において鋳片表面に引張歪みが作用した際に割れが生じやすいことから、２次冷却水量を調整して脆化域から鋳片表面温度を回避する対策がとられている。

一方、Ｂ（ホウ素）は、鋼に数十 ｍａｓｓｐｐｍ程度添加するだけで、変態温度が低下し、粒界の焼き入れ性が高まる。そのため、Ｂは、鋼材組織を制御して鋼材強度を高められるため、厚板などの鋼材設計において重要な元素の一つである。しかしながら、Ｂは、Ｎｉ同様に鋳片の表面割れを助長する元素の一つであり、特に、１０００℃程度の高温域ですでに脆化しやすい。

したがって、ＮｉとＢの双方を含む鋼を連続鋳造する際、２次冷却水量をいくら調整しても、脆化温度域を回避することが現実的には困難で、歩留まりロスが大きく、生産性の低下や生産コストの増加に繋がってしまう。
それゆえ、優れた特性を有するＮｉとＢを含有する鋼の連続鋳造鋳片の表面割れを防止できる方法が求められてきた。

例えば、特許文献１には、Ｂ濃度及びＮ濃度を適正範囲に制御することにより、連続鋳造鋳片の表面割れを抑制する技術が開示されている。
また、特許文献２には、Ｂ及びＮを含有する鋼の連続鋳造時の冷却条件を最適化することにより、連続鋳造鋳片の表面割れを抑制する技術が開示されている。
さらに、特許文献３には、Ｂ濃度及びＮ濃度を規定するともに、ＢＮの平衡析出量を規定することにより、連続鋳造鋳片の表面割れを抑制する技術が開示されている。

特開昭５６−０８０３５４号公報 特許第４５６１７５５号公報 特開２０１０−１８９７１２号公報

ところで、垂直曲げ型または湾曲型の連続鋳造機を使用して連続鋳造鋳片を製造する場合、鋳片が曲げられる、あるいは、矯正される際に、鋳片表面に歪みが作用する。特に、引張歪みが作用する際の鋳片表面温度が、オーステナイトからフェライトに変態する温度域、いわゆる第III領域の脆化温度（７００〜８５０℃）に合致すると、連続鋳造鋳片に粒界割れなどの表面疵が発生しやすい。これは、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起因するためである。

これに加え、Ｎｉを含有する鋼では、オーステナイト粒界にＳなどの軽元素が偏析し、粒界強度が下がるため、これも脆化を助長する要因である。同時に、鋳片表面が酸化した際、優先的な粒界酸化が生じ、これも脆化を助長する。したがって、オーステナイトからフェライトへの固相変態の影響のみならず、軽元素の粒界偏析や粒界酸化の影響も受けるため、Ｎｉを含む鋼の割れ感受性は大きい。

一方、鋼中のＢは粒界に偏析しやすく、１０００℃程度の高温域から、粒界にＢＮが析出し、それを起点として、粒界割れが生じる。したがって、ＮｉおよびＢを含む鋼では、一般鋼に比べて脆化温度域が広いため、連続鋳造鋳片の表面割れを防止することは極めて困難である。
以上のことから、上記した特許文献１〜３に記載された技術においては、ＮｉとＢを含有する鋼の連続鋳造鋳片の表面割れを十分に抑制することはできなかった。

本発明は、このような点を考慮してなされたものであり、Ｂ及びＮｉを含有する鋼の鋳片を、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて製造した場合であっても、曲げや矯正時における表面割れの発生を抑制することが可能な鋳片の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決するために、鋭意検討した結果、脆化要因となる軽元素の無害化法および析出物の形態制御法を導き、連続鋳造鋳片に生じる表面欠陥を防止できる方法を導いた。
具体的には、連続鋳造鋳片の割れ感受性を模擬するために、表１に示す組成の鋼Ａ〜Ｄを一旦溶融させ、アズキャスト組織を有する鋼の高温引張試験を実施し、本発明の構成要件を見出した。

丸棒状（φ１０×１９０ｍｍ，鍛伸材でアズキャスト組織を有さない）の鋼を、形状を維持したまま長さ方向中心約３０ｍｍ長さを溶融させた後、溶融状態から１２００℃までは１０℃／ｓで試料を降温し、それ以下の温度域では０．４℃／ｓにて、連続的に試料を冷却した。試料の冷却過程で、その凝固部の試料温度が６５０〜１０００℃の範囲で、連続鋳造時に作用する矯正・曲げ時の歪み速度とオーダーが概ね合致する３×１０^−４ｓ^−１で、試料を引っ張り、破断させた。（１）式で定義される破断前後における試料の断面積減少率（ＲＡ）によって、鋼の高温延性を評価した。
ＲＡ＝（Ａ_０−Ａ_ｆ）／Ａ_０×１００ （％） ・・・・・・（１）
ここで、Ａ_０は引っ張り前の試料断面積（ｍ^２）、Ａ_ｆは破断後の試料断面積（ｍ^２）を表す。

垂直曲げ型または湾曲型の連続鋳造機を使用した際に鋳片表面が受ける引張歪み量を想定すると、ＲＡ値が６０％以上、望ましくは６３％以上であれば、鋳片の表面割れの懸念がないことに合致する。さらに、ＲＡ値が６０％未満のときは粒界脆性破面で、ＲＡ値が６０％以上のときは粒内延性破面であった。

鋼Ａの場合、６５０〜９５０℃においての断面積減少率が２０〜５５％を示し、鋼の高温延性の低下を確認した。引張り後の試料破面を観察した結果、破断形態はいずれも典型的なオーステナイト粒界割れであった。また、１０００℃の断面積減少率は６３％と許容下限の６０％以上を確保できたものの明瞭な延性回復には至らなかった。したがって、ＮｉおよびＢを含有する鋼の連続鋳造鋳片の割れ感受性が大きいことを意味している。

ＲＥＭ（希土類元素）であるＬａを添加した鋼Ｂの場合、７５０℃以上での断面積減少率が６０％を超え、さらに、９００℃以上では８０％以上と良好な延性を示した。
Ｃａを添加した鋼Ｃの場合、７５０℃以上での断面積減少率が６０％以上を示し、鋼Ｂよりは延性回復下限温度が小さいものの、鋼Ａと比べると良好な延性を示した。
Ｚｒを添加した鋼Ｄの場合、７５０℃以上から断面積減少率が６０％以上を示し、特に８５０℃以上では９０％以上と良好な延性を示し、鋼Ａ〜Ｄの４種類の中で最も良好な延性を示した。

そして、８００℃における引張り後の試験片を、２つの解析手法によって調査した。１つ目は、オージェ電子分光法によって破断面の元素マッピングを実施した。２つ目は、破断後の試料を縦断方向に切断し、その切断面を走査型電子顕微鏡で観察し、ＢＮの存在有無を観察した。

鋼Ａ（ＲＡ値＝３３％）では、破面上のＳ偏析と数百ｎｍサイズのＢＮが容易に観察された。Ｓが粒界偏析しているとき、オージェ電子分光法によって得られた粒界上のＳ濃度は鋼のバルク組成の約２〜３桁程度大きく、８００℃における鋼Ａ（ＲＡ値＝３３％）の場合では、粒界上Ｓ濃度は０．９％であった。また、ナイタールエッチングで旧オーステナイト粒界を顕出させたままの状態で、走査型電子顕微鏡にて試料の粒界上の介在物を少なくとも３０個以上観察、分析し、その６０％以上が３００ｎｍ以下の球形のＢＮであることを確認した。特に、観察されたＢＮは他組成を有する介在物とは一体となっておらず、ＢＮそのものであった。

一方、鋼Ｂ（ＲＡ値＝６９％）および鋼Ｃ（ＲＡ値＝６５％）では破面上のＳ偏析はほとんど認められず、粒界Ｓ濃度はバルク濃度の高々３０倍以下であった。鋼ＢではＬａを含み、また鋼ＣではＣａを含む。これら元素はＳとの親和性が高く、鋼中で硫化物、酸硫化物を形成し、固溶Ｓが固定化され、破面上のＳ偏析がほとんど認められなかった。ここで、Ｓとの親和性の高い元素とは、周期ＩＩＡに属するＣａおよびＬａ，Ｃｅ，ＮｄなどＲＥＭと称するランタノイドで、特に、溶鉄中Ｓに対するそれら元素の相互作用助係数（熱力学データ）が１６００℃において−１以下のものである。

これら硫化物、酸硫化物の多くが、溶鋼段階で生じるため、存在位置は旧オーステナイト粒界とは無関係に存在する。無作為に３０個以上、５〜１０μｍサイズの介在物を対象に観察した。その５０％以上の割合で、硫化物、酸硫化物が観察された場合には、鋼が高温脆化しにくいレベル（ＲＡ値６０％以上）まで固溶Ｓが固定化されている。特に、Ｃａの場合には、硫化物、酸硫化物が単独として存在するケースは少なく、カルシウムアルミネート系酸化物とＣａＳが一体となって存在していた。固溶Ｓの固定効果および粒界割れ軽減効果に対しては、単一の硫化物、酸硫化物として存在するか、あるいは他の非金属物と一体になった複合形態として存在するかどうかは、関係しない。

さらに、鋼Ａで観察されたような単一な数百ｎｍサイズの粒界上ＢＮもほとんど観察されず、５〜１０μｍサイズの硫化物、酸硫化物上に数百ｎｍサイズのＢＮが析出していた。これら硫化物、酸硫化物は溶鋼段階で生成するために、結果として、それら表面に析出したＢＮも旧オーステナイト粒界上とは無関係に存在している。
そのため、Ｓの粒界偏析および粒界へのＢＮ析出が抑制され、鋼Ａと比べ延性の回復効果が得られた。種々調査し、ＲＡ値が６０％以上のとき、適正な硫化物あるいは酸硫化物が存在し、粒界Ｓ濃度が最大でもバルク組成の高々３０倍以下、かつ、粒界にＢＮが存在しないことに相関がある。

また、鋼Ｄ（ＲＡ値＝７９％）では、ＢＮ析出が見当たらず、主に数μｍサイズのＺｒＮが観察され、これは３０個以上観察した窒化物の９０％以上であった。そのうち、５０％以上の割合で、数百ｎｍサイズのＭｎＳがＺｒＮ上同時に析出している場合がほとんどであった。このことは、鋼中にＺｒを含むことによって、ＮとＳが同時に固定化できる条件が存在することを意味している。また、酸化物等の他の非金属物と一体になってＺｒＮが存在する場合もあるが、延性改善効果に対しては、ＺｒＮの存在形態には特に制約はない。

さらに、ＲＡが６０％未満の場合、粒界Ｓ濃度は鋼のバルク組成の２〜３桁程度大きく、ＲＡが６０％以上では、バルク濃度の高々３０倍以下であった。したがって、ＮとＳが同時に固定化され、鋼Ａと比べて延性回復効果が出現した。この場合にも、ＲＡ値が６０％以上のとき、ＺｒＮとＭｎＳが複合析出した介在物が存在し、粒界Ｓ濃度が最大でもバルク組成の高々３０倍以下、かつ、粒界にＢＮが存在しないことに相関がある。

したがって、ＮｉとＢを含む鋼にＲＥＭ（希土類元素）またはＣａまたはＺｒの添加が、連続鋳造鋳片の表面割れ抑制には有効であることを見出した。
ＢおよびＮｉを含む鋼の連続鋳造鋳片に生じる表面割れを防止するために、脆化要因となる粒界偏析Ｓの無害化および粒界上のＢＮ析出抑制が必要で、鋳片曲げおよび矯正時の鋳片のコーナから鋳片厚み相当位置における表面温度を７５０℃以上に制御した上で、固溶Ｓ抑制およびＢＮの析出形態制御を行うことが重要である。

本発明に係る鋳片の製造方法は、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する鋳片の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、必要に応じてＣｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる組成の溶鋼に、溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＬａ濃度を［％Ｌａ］とし、Ｌａの原子量をＭ_Ｌａとした場合に、［％Ｌａ］／Ｍ_Ｌａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＬａを添加し、 Ｌａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させ、鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上とすることを特徴としている。

この構成の鋳片の製造方法によれば、溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＬａ濃度を［％Ｌａ］とし、Ｌａの原子量をＭ_Ｌａとした場合に、［％Ｌａ］／Ｍ_Ｌａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＬａを添加しているので、溶鋼中のＳがＲＥＭと反応して化合物を形成し、結晶粒界へのＳの偏析を抑制することができる。
また、Ｌａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させているので、この酸化物及び酸硫化物を析出サイトとしてＢＮを析出させることができ、結晶粒界にＢＮが析出することを抑制できる。
さらに、鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上としているので、曲げ部または矯正部において鋳片の表面割れの発生を抑制することができる。

また、本発明に係る鋳片の製造方法は、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する鋳片の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、必要に応じてＣｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる組成の溶鋼に、溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＣａ濃度を［％Ｃａ］とし、Ｃａの原子量をＭ_Ｃａとした場合に、［％Ｃａ］／Ｍ_Ｃａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＣａを添加し、Ｃａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させ、鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上とすることを特徴としている。

この構成の鋳片の製造方法によれば、溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＣａ濃度を［％Ｃａ］とし、Ｃａの原子量をＭ_Ｃａとした場合に、［％Ｃａ］／Ｍ_Ｃａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＣａを添加しているので、溶鋼中のＳがＣａと反応して化合物を形成し、結晶粒界へのＳの偏析を抑制することができる。
また、Ｃａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させているので、この酸化物及び酸硫化物を析出サイトとしてＢＮを析出させることができ、結晶粒界にＢＮが析出することを抑制できる。
さらに、鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上としているので、曲げ部または矯正部において鋳片の表面割れの発生を抑制することができる。

さらに、本発明に係る鋳片の製造方法は、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する鋳片の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、必要に応じてＣｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる組成の溶鋼に、溶鋼中の窒素濃度を［％Ｎ］、溶鋼中のホウ素濃度を［％Ｂ］、溶鋼中のＺｒ濃度を［％Ｚｒ］とし、Ｚｒの原子量をＭ_Ｚｒとした場合に、［％Ｚｒ］／Ｍ_Ｚｒ≧０．３×（［％Ｎ］／１４．０１−［％Ｂ］／１０．８１）を満足するようにＺｒを添加し、ＺｒＮとＭｎＳとを含む粒径５００ｎｍ以上５μｍ以下の複合介在物を単位面積あたり３０個／ｍｍ ^２ 以上で分散させ、鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上とすることを特徴としている。

この構成の鋳片の製造方法によれば、溶鋼中の窒素濃度を［％Ｎ］、溶鋼中のホウ素濃度を［％Ｂ］、溶鋼中のＺｒ濃度を［％Ｚｒ］とし、Ｚｒの原子量をＭ_Ｚｒとした場合に、［％Ｚｒ］／Ｍ_Ｚｒ≧０．３×（［％Ｎ］／１４．０１−［％Ｂ］／１０．８１）を満足するようにＺｒを添加しているので、溶鋼中のＮがＺｒと反応してＺｒＮを形成し、ＢＮの生成を抑制することができる。
また、ＺｒＮはＭｎＳとともに存在することから、ＺｒＮとＭｎＳとを含む粒径５００ｎｍ以上５μｍ以下の複合介在物を単位面積あたり３０個／ｍｍ^２以上を分散させることすることができる。
さらに、鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上としているので、曲げ部または矯正部において鋳片の表面割れの発生を抑制することができる。

本発明によれば、Ｂ及びＮｉを含有する鋼の鋳片を、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて製造した場合であっても、曲げや矯正時における表面割れの発生を抑制することが可能な鋳片の製造方法を提供することが可能となる。

本発明の実施形態において用いられる連続鋳造装置の概略説明図である。 実施例において、Ｓと親和性の高い元素（ＲＥＭ、Ｃａ）をαとしたときの［％α］／Ｍαと（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）の関係を示すグラフである。 実施例において、［％Ｚｒ］／Ｍ_Ｚｒと（［％Ｎ］／１４．０１−［％Ｂ］／１０．８１）の関係を表すグラフである。

以下に、本発明の実施形態である鋳片、及び、鋳片の製造方法について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。

本実施形態である鋳片は、その組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、さらに、ＲＥＭ：０．００１５％以上０．０２％以下、Ｃａ：０．００１５％以上０．００６０％以下、Ｚｒ：０．００２０％以上０．０１５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物とされている。さらに、本実施形態では、必要に応じて、Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有してもよい。
以下に、各成分を規定した理由について説明する。

（Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下）
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、０．０５％未満では高強度厚鋼板などの用途に対して所定の強度を得ることが困難となる。Ｃ濃度が０．１８％を超えると、硬度が著しく高くなって新たな疵の原因となるため、熱処理に特段の工程が必要となる他、溶接部および熱影響部の硬化のため厚鋼板として必要となる溶接性を損なう。このような理由によりＣの濃度範囲を０．０５％以上０．１８％以下と規定した。なお、Ｃ濃度の下限は０．０８％以上であることが好ましく、Ｃ濃度の上限は０．１６％以下であることが好ましい。

（Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下）
Ｓｉは、一般に鋼の製造プロセスでは脱酸元素としての鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。溶鋼が十分に脱酸されていない状態で連続鋳造すると鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥となるばかりでなく、ときにブレークアウトを誘発し操業できないという問題がある。このため、Ｓｉの含有量の下限を０．１０％以上としている。一方、Ｓｉの含有量が０．４％を超えると縞状マルテンサイトが生成するようになり、溶接時にＨＡＺ靭性を悪化させるという問題がある。したがって、その上限は０．４％以下と規定するが、より好ましくは０．３％未満とする。

（Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下）
Ｍｎは、一般に鋼材の強度に大きな影響を与える元素であるが、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。また、２．０％を超えると固溶強化のため強度強化が著しく製品の強度調整が困難となる。またＭｎは中心偏析部で濃化するため鋳片や圧延後の厚鋼板内で強度むらを生じさせる。このためＭｎの濃度範囲を０．５％以上２．０％以下と規定した。なお、Ｍｎ濃度の下限は０．８％以上であることが好ましく、Ｍｎ濃度の上限は１．８％以下であることが好ましい。

（Ｐ：０．０２０％以下）
Ｐは鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり低い方が好ましい。Ｐは凝固時の固液界面における平衡分配係数が小さいため著しく偏析する。このため、種々の製品特性に悪影響を与えることが懸念される。偏析部では融点も著しく低下するため、圧延時には濃化部が溶融し製品疵につながることもある。そのため、含有量の上限を０．０２０％以下とした。偏析部における種々の問題を防止するために、好ましくは０．０１０％未満とするべきである。

（Ｓ：０．００３５％以下）
Ｓも鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つでありできるだけ低い方が好ましい。Ｓも凝固後の固液界面における平衡分配係数が小さいため著しく偏析する元素であるばかりでなく、偏析部ではＰと同様に融点を低下させ、特に圧延時には表面疵の発生原因となる。このため、上限を０．００３５％以下とした。高強度鋼などより要求レベルの厳しい条件では、Ｓ含有量の上限を０．００２０％以下とすることが好ましい。

（Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下）
Ｎｉには固溶強化によって鋼の強度を向上させるとともに、靭性を改善する効果もある。これらの効果を得るためには０．１％以上添加する必要があるが、２．０％を超えて添加してもその効果は飽和し、溶接性を悪化させるという悪影響もある。このため、Ｎｉの濃度範囲を０．１％以上２．０％以下と規定した。なお、Ｎｉ濃度の下限は０．３％以上であることが好ましく、Ｎｉ濃度の上限は１．８％以下であることが好ましい。

（Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下）
Ｔｉは鋼の強度を向上させるとともに、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するため、ＢＮの生成にも影響を与える。このことから、連続鋳造の鋳片の曲げ・矯正時の鋳片表面割れを防止する効果もある。このような効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０３％を超えて含有すると炭化物が多数生成し、溶接熱影響部の靭性を低下させるとともに粗大なＴｉＮが生成する原因となる。このため、０．００５％以上０．０３％以下と規定する。鋳片の表面割れおよびＴｉＮに基づく表面性状の低下の双方を安定的に抑制する観点からは、Ｔｉ濃度の下限を０．０１０％以上、Ｔｉ濃度の上限を０．０２０％以下とすることが好ましい。

（Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下）
Ａｌも脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つである。脱酸のために必要となる含有量は０．００５％以上となる。０．００５％未満では、製錬工程における十分な脱硫も困難になる。一方、Ａｌを過剰に添加するとＡｌＮが生成しやすく、鋳片表面割れの原因となることから、０．０６％以下とすることが好ましい。なお、Ａｌ濃度の下限は０．００７％以上であることが好ましく、Ａｌ濃度の上限は０．０４％以下であることが好ましい。

（Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下）
Ｎは転炉などの大気雰囲気で溶製する場合には鋼中に不可避的に浸入する元素であり、ＢＮの構成元素である。鋼材中ではＴｉなどと窒化物を形成する元素であり、これらの窒化物は熱間加工の過程でピン留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特性に影響を与える。このため０．００１５％以上の濃度とする必要がある。一方で、前述のようにこれらの窒化物が連続鋳造時にオーステナイト粒界に動的析出することにより鋳片表面割れの原因となることから上限は０．００７％以下とする。組織のピン留め効果を確実に発揮するとともに、鋳片の中心部などにおける粗大な炭・窒化物の生成に伴う靱性低下を防止する観点からは、Ｎ濃度の下限を０．００２％以上、Ｎ濃度の上限を０．００４％以下とすることが好ましい。

（Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下）
Ｂは粒界の焼き入れ性を高め、鋼材の組織を制御し、鋼材の強度を高める成分として添加される。Ｂは微量の添加で高い効果があるが、引張強度が７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａという高い強度を実現するためには下限は０．０００５％以上となる。一方、０．００５０％を超えて添加するとその効果が飽和するとともに靭性も低下することになるので、上限を０．００５０％以下とする。厚鋼板のミクロ組織を制御し、Ｂの添加効果を明確に発現する観点からは、Ｂ濃度の下限を０．００１０％以上、Ｂ濃度の上限を０．００４０％以下とすることが好ましい。

また、引張強度７００ＭＰａ以上の高強度を達成や、溶接性、耐候性など他の特性を発現させるには、以下に示すＣｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂから選択される一種又は二種以上を添加している。

（Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下）
Ｃｕは鋼の焼き入れ性を向上させる。そのためには０．１％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとその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。なお、連続鋳造時にはスタークラックと称する表面割れを誘発する元素であることからＣｕを０．２％以上添加する場合にはその１／３以上の濃度のＮｉを併せて添加する必要がある。

（Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下）
Ｃｒには鋼の強度、靭性を高める効果がある。そのためには０．２％以上の添加が必要である。８０ｋｇクラス以上など高強度のスペックが要求される場合には半ば必須の添加元素となる。一方で２．０％を超えて添加すると溶接割れが発生する等の問題が発生する。同じ理由により溶接性を重視する場合には、Ｃｒ濃度の上限を１．５％以下とすべきである。

（Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下）
Ｍｏは鋼板の焼き入れ性を向上させ、強度上昇にも寄与する。Ｃｒと同様、８０ｋｇクラス以上など高強度のスペックが要求される場合には半ば必須の添加元素となる。この効果を得るためには０．１％以上の添加が必要となる。しかし、Ｍｏは高価な元素でありコスト増加に繋がるばかりでなく、０．８％を超えて添加するとベイナイトやマルテンサイト相などの硬化相が生成し熱間加工性や溶接性を悪化させることから上限は０．８％以下とする。

（Ｖ：０．０１％以上０．１％以下）
Ｖは鋼中でフェライト中への固溶ならびに炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるために有効な元素である。そのためには０．０１％以上添加する必要がある。しかし、Ｖの含有量が０．１％を超えると溶接熱影響部での析出状況が変化し靭性に悪影響を与える。また過剰に添加すると鋳片内部にＶＮとして析出し、鋳片表面割れの原因となることから上限は０．１％以下とする。

（Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下）
Ｎｂは鋼中で炭窒化物を形成し鋼の強度を高めるとともに靱性の向上にも有効な元素である。そのためには０．００５％以上添加する必要がある。また特にＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）において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制御するために使用される。この効果を得るためにも０．００５％以上添加する必要がある。しかし、０．０５％を超えて含有すると加熱時にも固溶せず、組織制御ができなくなる。また過剰に添加すると鋳片内部にＮｂＣとして析出し、鋳片表面割れの原因となる。このため、Ｎｂの濃度は０．００５％以上０．０５％以下と規定した。

そして、本実施形態においては、固溶Ｓの固定および窒化物の形態制御して鋳片の表面割れを抑制するために、以下に示すＲＥＭ，Ｃａ，Ｚｒから選択される一種又は二種以上を添加している。

（ＲＥＭ：０．００１５〜０．０２％）
ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド（Ｌａ，Ｃｅ等、原子番号５７〜７１の１５元素）から選ばれた１種以上の金属元素を意味し、特に、Ｃｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄのうちの１種以上の元素が該当する。ＲＥＭの添加効果は、０．００１５％以上で現れる。しかし、ＲＥＭは高価であり、過剰に添加しても効果が飽和するため、費用対効果の点から０．０２％以下とすることが好ましい上、さらに、鋳造時の浸漬ノズルが閉塞するという新たな問題も併発してしまう。なお、ＲＥＭ濃度の下限は０．００３％以上であることが好ましく、ＲＥＭ濃度の上限は０．０１８％以下であることが好ましい。

（Ｃａ：０．００１５％以上０．００６０％以下）
ＢおよびＮｉを含む表面割れを防止する観点から、Ｃａは０．００１５％以上添加することが必要である。０．００６０％を超えて添加してもその効果は飽和し製造コストの増加を招くばかりでなく、かえってノズル閉塞などの新たな問題を引き起こす場合もあり、このため０．０００５％以上０．００６０％以下と規定した。なお、Ｃａ濃度の下限は０．００２０％以上であることが好ましく、Ｃａ濃度の上限は０．００５０％以下であることが好ましい。

（Ｚｒ：０．００２０〜０．０１５％）
ＢおよびＮｉを含む表面割れを防止する観点から、Ｚｒは０．００２０％以上添加することが必要である。０．０１５％を超えて添加してもその効果は飽和し製造コストの増加を招くばかりで、メリットが小さくなる。なお、Ｚｒ濃度の下限は０．００３０％以上であることが好ましく、Ｚｒ濃度の上限は０．０１３％以下であることが好ましい。

上述した元素以外は、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、スクラップや製造設備からの溶出成分等から混入するものであり、性能に悪影響を及ぼさない範囲で含有されていてもよい。

そして、本実施形態である鋳片においては、８００℃で引張試験を行った試験片の破断面を観察した結果、結晶粒界におけるＳの最大濃度が鋳片全体のＳ濃度の３０倍以下とされるとともに、結晶粒界において観察される粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＢＮ粒子の個数が粒界１ｍｍ長さあたり３０００個以下とされている。
すなわち、本実施形態においては、結晶粒界におけるＳの偏析や粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＢＮ粒子の析出が抑制されており、粒界強度が十分に確保されている。

次に、垂直曲げ型又は湾曲型の連続鋳造機を用いて、上述した本実施形態である鋳片の製造方法について説明する。
本実施形態では、図１に示す連続鋳造機１０を用いて上述の本実施形態である鋳片１を製造する。

図１に示す連続鋳造機１０は、水冷鋳型１１と、この水冷鋳型に溶鋼を供給する浸漬ノズル１２と、水冷鋳型１１の下方に位置する複数の鋳片支持ロール２１からなる鋳片支持ロール群２０を備えている。
なお、本実施形態である連続鋳造機１０においては、水冷鋳型１１から引き抜かれた鋳片１を下方へと引き抜く垂直部１４と、鋳片１を曲げる曲げ部１５と、曲げた鋳片１を曲げ戻す矯正部１６と、鋳片１を水平方向へ搬送する水平部１７と、を有する垂直曲げ型連続鋳造機とされている。

水冷鋳型１１は、矩形孔を有する筒状をなしており、この矩形孔の形状に合わせた断面の鋳片１が引き抜かれることになる。例えば、この矩形孔の長辺長さ（鋳片１の幅に相当）は５００〜２５００ｍｍとされ、矩形孔の短辺長さ（鋳片１の厚さに相当）は１００〜６００ｍｍとされているものが例示できるが、これに限定されるものではない。

鋳片支持ロール群２０は、垂直部１４に位置するピンチロール部２４と、曲げ部１５に位置するベンディングロール部２５と、矯正部１６に位置する矯正ロール部２６と、水平部１７に位置する水平ロール部２７と、を備えている。
この連続鋳造機１０においては、曲げ部１５及び矯正部１６において、鋳片１に引張歪みが負荷されることになる。

ここで、本実施形態では、鋳片１に対して引張歪みが負荷される曲げ部１５及び矯正部１６内において、鋳片１の長辺面においてコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上としている。例えば、鋳片１の幅を５００ｍｍとし、鋳片１の厚さを１００ｍｍとした場合には、鋳片１の長辺面の幅端部から１００ｍｍ位置における表面温度が７５０℃以上とされているのである。

そして、本実施形態においては、以下に示すような手段により、結晶粒界の強度を確保し、曲げ部１５及び矯正部１６における鋳片１の表面割れを抑制している。
以下に、本実施形態である鋳片の製造方法本実施形態について、（１）ＲＥＭを添加する場合、（２）Ｃａを添加する場合、（３）Ｚｒを添加する場合、の３つに分けて説明する。

（１）ＲＥＭ添加の場合
ＲＥＭは、Ｓとの親和性が高いことから、溶鋼中にＲＥＭを添加することにより、ＲＥＭとＳの化合物が生成される。これにより、Ｓが固定されることになり、結晶粒界におけるＳの偏析を抑制することが可能となる。また、ＲＥＭを溶鋼中に添加することにより、酸化物及び酸硫化物が生成することになるが、これらの酸化物及び酸硫化物は、ＢＮ粒子の析出サイトとなるため、ＢＮ粒子の結晶粒界への析出を抑制することが可能となる。

ここで、本実施形態では、結晶粒界におけるＳの偏析やＢＮ粒子の結晶粒界への析出を抑制するために、ＲＥＭの添加量を以下の範囲内に調整している。
溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＲＥＭ濃度を［％ＲＥＭ］とし、ＲＥＭの原子量をＭ_ＲＥＭとした場合に、
［％ＲＥＭ］／Ｍ_ＲＥＭ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＲＥＭを添加する。

これにより、ＲＥＭ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させることが可能となる。なお、鋳片を観察した際に、観察される粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物のうちの５０％以上が、ＲＥＭ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された酸化物及び酸硫化物であることが好ましい。
以上のように、ＲＥＭを適量添加することにより、結晶粒界におけるＳの偏析やＢＮ粒子の結晶粒界への析出が抑制され、粒界強度が確保され、曲げ部１５及び矯正部１６において鋳片１の表面割れを抑制することが可能となる。

（２）Ｃａ添加の場合
Ｃａは、ＲＥＭと同様に、Ｓとの親和性が高いことから、溶鋼中にＣａを添加することにより、ＣａとＳの化合物が生成され、結晶粒界におけるＳの偏析を抑制することが可能となる。また、Ｃａを溶鋼中に添加することにより、酸化物及び酸硫化物が生成することになるが、これらの酸化物及び酸硫化物は、ＢＮ粒子の析出サイトとなるため、ＢＮ粒子が結晶粒界に析出することを抑制することが可能となる。

ここで、本実施形態では、結晶粒界におけるＳの偏析やＢＮ粒子の結晶粒界への析出を抑制するために、Ｃａの添加量を以下の範囲内に調整している。
溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＣａ濃度を［％Ｃａ］とし、Ｃａの原子量をＭ_Ｃａとした場合に、
［％Ｃａ］／Ｍ_Ｃａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＣａを添加する。

これにより、Ｃａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させることが可能となる。なお、鋳片を観察した際に、観察される粒径 １μｍ以上の酸化物及び酸硫化物のうちの５０％以上が、Ｃａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された酸化物及び酸硫化物であることが好ましい。
以上のように、Ｃａを適量添加することにより、結晶粒界におけるＳの偏析やＢＮ粒子の結晶粒界への析出が抑制され、粒界強度が確保されることになり、曲げ部１５及び矯正部１６において鋳片１の表面割れを抑制することが可能となる。

（３）Ｚｒ添加の場合
Ｚｒは、Ｎと反応してＺｒＮを生成する。これにより、ＢＮの生成を抑制することができ、ＢＮ粒子の結晶粒界への析出を抑制することができる。また、このＺｒＮは、ＭｎＳと複合析出することから、溶鋼中のＳが固定されることになる。これにより、結晶粒界におけるＳの偏析を抑制することが可能となる。

ここで、本実施形態では、結晶粒界におけるＳの偏析やＢＮ粒子の結晶粒界への析出を抑制するために、Ｚｒの添加量を以下の範囲内に調整している。
溶鋼中の窒素濃度を［％Ｎ］、溶鋼中のホウ素濃度を［％Ｂ］、溶鋼中のＺｒ濃度を［％Ｚｒ］とし、Ｚｒの原子量をＭ_Ｚｒとした場合に、
［％Ｚｒ］／Ｍ_Ｚｒ≧０．３×（［％Ｎ］／１４．０１−［％Ｂ］／１０．８１）
を満足するようにＺｒを添加する。

これにより、ＺｒＮとＭｎＳとを含む粒径５００ｎｍ以上５μｍ以下の複合介在物を単位面積あたり３０個／ｍｍ^２以上で分散させることが可能となる。なお、鋳片を観察した際に、観察される粒径５００ｎｍ以上５μｍ以下の複合介在物のうちの５０％以上が、ＺｒＮとＭｎＳとを含む複合介在物であることが好ましい。
以上のように、Ｚｒを適量添加することにより、結晶粒界におけるＳの偏析やＢＮ粒子の結晶粒界への析出が抑制され、粒界強度が確保されることになり、曲げ部１５及び矯正部１６において鋳片１の表面割れを抑制することが可能となる。

以上のように、本発明の実施形態によれば、Ｂ及びＮｉを含有する鋼の鋳片１を、垂直曲げ型の連続鋳造機１０を用いて製造した場合であっても、曲げ部１５及び矯正部１６における鋳片１の表面割れの発生を抑制することが可能となる。

以上、本発明の実施形態について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
本実施形態では、垂直曲げ型の連続鋳造機１０を例に挙げて説明したが、これに限定されることはなく、湾曲型の連続鋳造機であってもよい。

以下に、発明の効果を確認すべく実施した確認実験について説明する。
２．５ｔｏｎの高周波誘導炉を用いて、ＳｉおよびＭｎによる予備複合脱酸を施した溶鋼を２．５ｔｏｎ溶製し、その後、高周波誘導炉から上注ぎで取鍋に溶鋼を移し替えた。取鍋内には、移し替える溶鋼に対して、金属Ａｌを予め装入しておき、溶鋼の注入によって溶鋼中にＡｌを溶解させた。

また、このとき、必要に応じて、Ｓとの親和力の大きい元素（ＲＥＭ，Ｃａ）、またはＺｒも同様の手順で投入し、鋳造すべき溶鋼組成に最終調整した。取鍋中の溶鋼を、タンディッシュを介して、垂直部の長さ１．３ｍの垂直曲げ型連続鋳造機に注入し、厚さ１００ｍｍ、幅５００ｍｍの鋳片を得た。鋳造速度は０．７０〜１．２０ｍ／ｍｉｎ、２次冷却の比水量は０．７〜１．６Ｌ／ｋｇ−ｓｔｅｅｌである。また、鋳片曲げ入り側直前および矯正入り側直前のロール間に配置した放射温度計によって、Ｌ面（天側の長辺面のこと）側の鋳片表面温度を測温した。本発明で規定する測温位置はコーナから鋳片厚相当位置であり、本実施例ではコーナから１００ｍｍ位置に相当する。

また、鋳片Ｃ断面（鋳片横断面の意で、この事例では５００ｍｍ×１００ｍｍに相当）において、鋳片巾１／４およびＬ面側表層から厚み方向１０ｍｍ位置までの１０ｍｍ×２０ｍｍの視野を、走査型電子顕微鏡を用いて観察した。５〜１０μｍサイズの介在物を無作為に５０個以上観察した。このとき、ＲＥＭ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物、又は、Ｃａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物がこの観察方法によって、少なくとも５０％以上の割合で存在しなければならない。また、観察される硫化物、酸硫化物が他の非金属物と一体になっていた場合には、その硫化物または酸硫化物部分を対象に、ＥＤＳにて点分析を行い、ＣａまたはＲＥＭの含有量が３０ｍｏｌ％以上であるかを確認した。
一方、同様の手順にて、無作為に３０個以上の窒化物を観察し、１０μｍ以下のＺｒＮが９０％以上の割合で存在し、そのうち５０％以上の割合で、ＺｒＮ上に１μｍ未満のＭｎＳが同時に観察されるとき、ＺｒＮとＭｎＳが複合した析出物を含むと定義した。

得られた鋳片表面からスケールを除去し、酸洗処理をした後に、鋳片のＬ面、Ｆ面（Ｌ面＝天側の長辺面，Ｆ面＝地側の長辺面）双方に対して、ＪＩＳ Ｚ２３４３に規定された染色浸透探傷試験、いわゆるカラーチェック法により割れ発生の有無を目視で観察した。表面疵の程度を指標化した値（疵指数）の３段階（０，１，２）で、表面割れの程度を評価した。疵指数が０（ゼロ）のとき、鋳片表面に、全く疵が確認できず、健全であることを表す。疵指数が１のとき、鋳片単位長さあたりの疵個数が１０個／ｍ以下と少ない上、表面を最大３ｍｍ程度のグラインダで旋削すれば、容易に手入れによって除去でき、実用上問題ないレベルである。疵指数が２のとき、鋳片全面に疵が散見される上（鋳片単位長さあたりの疵個数は３０〜４０個／ｍ程度）、両面ともに、３ｍｍ程度のグラインダ旋削の軽度な手入れでは、完全に除去できないレベルである。または、鋳片コーナ部に３ｍｍ深さ以上の割れが顕著に観察され、その鋳片を次工程で使用するには、鋳片両端を３０ｍｍ程度切断せざる、歩留まりの大幅低下を伴う。
したがって、したがって、疵発生指数０，１は鋳片の表面品質として支障がないレベルに該当し、疵指数２は、実用上、許容できないレベルに該当する。

Ｓと親和性の高いＲＥＭ及びＣａを添加した本発明例１〜５及び比較例１〜５の結果について、表２及び図２に示す。なお、単位はいずれも質量％であり、各鋼について残部はＦｅおよび不純物である。

図２においては、溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、Ｓと親和性の高い元素（ＲＥＭ、Ｃａ）の溶鋼中の濃度を［％α］、Ｓと親和性の高い元素（ＲＥＭ、Ｃａ）の原子量をＭαとした場合の、［％α］／Ｍαと（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）の関係を表す。
本発明例２，３では、疵の発生が全く観察されず（疵指数０）、非常に健全であった。
本発明例１，４，５の疵指数１は、軽微な表面手入れで済む範囲で、生産性、歩留まりの弊害となるレベルではなかった。特に、疵指数０の場合と比べて、酸化物または酸硫化物中に占めるαの濃度がやや低位であっため、完全に疵発生を防止できなかった。比較例１、２、４は、請求項１，２で規定する式を満足せず、さらに酸化物または酸硫化物中のＳと親和性の高い元素（ＲＥＭ、Ｃａ）の濃度が３０ｍｏｌ％未満であるため、曲げ、矯正時の表面温度が７５０℃以上であっても割れ抑制できなかった。また、比較例３，５は、請求項１，２で規定する式を満足するものの、矯正時の鋳片表面温度が７５０℃未満であったため割れが発生した。

次に、Ｚｒを添加した本発明例６〜８及び比較例６〜８の結果について、表３及び図３に示す。なお、単位はいずれも質量％であり、各鋼について残部はＦｅおよび不純物である。

図３においては、溶鋼中の窒素濃度を［％Ｎ］、溶鋼中のホウ素濃度を［％Ｂ］、溶鋼中のＺｒ濃度を［％Ｚｒ］とし、Ｚｒの原子量をＭ_Ｚｒとし、［％Ｚｒ］／Ｍ_Ｚｒと（［％Ｎ］／１４．０１−［％Ｂ］／１０．８１）の関係を表す。
本発明例７では、疵の発生が全く観察されず（疵指数０）、非常に健全であった。また、本発明例６，８（疵指数１）は、軽微な表面手入れで済む範囲で、生産性、歩留まりの弊害となるレベルではなかった。これは疵指数０の条件と比べると、矯正時に表面温度がやや低いため、疵指数１となった。比較例６、７は、請求項３で規定する式を満足せず、さらに鋼中に存在する窒化物としてＺｒＮが認められず、ＢＮが観察された。また、比較例８は、請求項３で規定する式を満足するものの、矯正時の鋳片表面温度が７５０℃未満であったため割れが発生した。

以上から、本発明例によれば、鋳片の表面割れの発生を抑制することが可能であることが確認された。

１ 鋳片
１０ 連続鋳造機

Claims (3)

1. 垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する鋳片の製造方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、必要に応じてＣｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる組成の溶鋼に、
   溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＬａ濃度を［％Ｌａ］とし、Ｌａの原子量をＭ_Ｌａとした場合に、
   ［％Ｌａ］／Ｍ_Ｌａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＬａを添加し、
   Ｌａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させ、
   鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上とすることを特徴とする鋳片の製造方法。
2. 垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する鋳片の製造方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、必要に応じてＣｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる組成の溶鋼に、
   溶鋼中の硫黄濃度を［％Ｓ］、溶鋼中のトータル酸素濃度をＴ．［％Ｏ］、溶鋼中のＣａ濃度を［％Ｃａ］とし、Ｃａの原子量をＭ_Ｃａとした場合に、
   ［％Ｃａ］／Ｍ_Ｃａ≧０．３×（［％Ｓ］／３２．０６＋Ｔ．［％Ｏ］／１６．０１）を満足するようにＣａを添加し、
   Ｃａ含有量が３０ｍｏｌ％以上に制御された粒径１μｍ以上の酸化物及び酸硫化物を分散させ、
   鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上とすることを特徴とする鋳片の製造方法。
3. 垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳片を製造する鋳片の製造方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．００５０％以下、を含有し、必要に応じてＣｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、から選択される１種あるいは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる組成の溶鋼に、
   溶鋼中の窒素濃度を［％Ｎ］、溶鋼中のホウ素濃度を［％Ｂ］、溶鋼中のＺｒ濃度を［％Ｚｒ］とし、Ｚｒの原子量をＭ_Ｚｒとした場合に、
   ［％Ｚｒ］／Ｍ_Ｚｒ≧０．３×（［％Ｎ］／１４．０１−［％Ｂ］／１０．８１）を満足するようにＺｒを添加し、
   ＺｒＮとＭｎＳとを含む粒径５００ｎｍ以上５μｍ以下の複合介在物を単位面積あたり３０個／ｍｍ ^２ 以上で分散させ、
   鋳片曲げ入側直前および矯正入り側直前において、前記鋳片の長辺面のコーナから鋳片厚み相当距離の位置における鋳片表面温度を７５０℃以上とすることを特徴とする鋳片の製造方法。

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