JP7006264B2

JP7006264B2 - Ｔｉ含有鋼の連続鋳造方法

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Publication number: JP7006264B2
Application number: JP2017252272A
Authority: JP
Inventors: 洋介山▲崎▼
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2017-12-27
Filing date: 2017-12-27
Publication date: 2022-01-24
Anticipated expiration: 2037-12-27
Also published as: JP2019115925A

Description

この発明は、鋳型内に生じるガスの発生を抑えて、操業安定性の向上および表面欠陥の抑制を図ることができるＴｉ含有鋼の連続鋳造方法に関する。

連続鋳造では、取鍋内の溶鋼がタンディッシュに一旦移され、タンディッシュの下側に位置する１基又は複数基の鋳型に連続的に供給され、鋳型より鋳片を連続的に引き抜くことでブルームやスラブなどの半製品が製造される。

このような連続鋳造の操業では、鋳型と凝固シェルとの潤滑性の保持、また浮上してきた鋼中介在物の吸収除去等を目的として、鋳型内の溶鋼の表面にモールドパウダーが供給される（例えば下記特許文献１参照）。モールドパウダーは、一般にＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｎａ_２Ｏ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｆ等で構成され、鋳型内の溶鋼と接触して溶鋼の表面で溶融する。そして溶融したパウダーの一部は、鋳型と凝固シェルとの間に流入する。

特開２００３－９４１５０号公報

ところでＴｉを含有する鋼種（Ｔｉ含有鋼）の連続鋳造にあっては、溶鋼中の活性なＴｉがモールドパウダー中の成分と反応して鋳型内において多量のガスが発生し、連続鋳造における鋳造性の悪化を招き、鋳片の外観不良のほかブレイクアウトのような操業トラブルの原因となっていた。
本発明は以上のような事情を背景とし、Ｔｉ含有鋼での連続鋳造における操業安定性を向上させるとともに、鋳片における表面欠陥の発生を抑制することが可能なＴｉ含有鋼の連続鋳造方法を提供することを目的としてなされたものである。

而して請求項１は、タンディッシュ内の溶鋼を鋳型内に連続的に注入するとともに、該鋳型内の溶鋼の表面にモールドパウダーを供給しながら、該溶鋼の凝固体である鋳片を該鋳型から連続的に引き抜く連続鋳造方法において、
前記溶鋼がＴｉを１．５～２．５質量％含有する溶鋼であって、
前記モールドパウダーは、連続鋳造時に溶融するものであって、不可避的組成から混入するＳｉＯ₂が３質量％以下であり、
前記鋳型内の溶鋼を電磁撹拌して、該鋳型内の溶鋼に旋回流を付与し、該鋳型内の溶鋼表面での最大旋回速度を２０ｃｍ／ｓｅｃ以上とし、
前記鋳型を、鋳造方向の振幅が６ｍｍ以下で、下記式（１）で表されるＮＳＲの値が７０～９０％となるように振動させながら、前記鋳片を前記鋳型から連続的に引き抜くことを特徴とする。

尚、ここで振幅とは、振動時における変位の上限位置から下限位置までの距離、即ち振動ストロークの全幅である。
また、ネガティブストリップ期の時間比率（ＮＳＲ）とは、鋳型振動の１サイクルの時間に対する、鋳型の下降速度が鋳片の鋳造速度よりも速い期間の比率であり、下記式（１）で表される。
ＮＳＲ＝２００／π×ｃｏｓ^－１（Ｖｃ×１０^３／（ｓ×ｆ×π））・・式（１）
但し、Ｖｃは鋳造速度(m/min)、ｓは鋳型の振幅(mm)、ｆは１分間当たりの鋳型振動数(cpm)である。

請求項２のものは、請求項１において、前記タンディッシュ内の空間にアルゴンガスを導入し、該タンディッシュ内をアルゴンガス雰囲気とした状態で連続鋳造を行なうことを特徴とする。

請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記溶鋼が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｎｉ：２４．０～２７．０％、Ｃｒ：１３．５～１６．５％、Ｍｏ：１．００～１．５０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ｔｉ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．３５％以下、Ｂ：０．００３～０．０１０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする。

本発明者らは、Ｔｉを含有する溶鋼を鋳込んだ際に生じるガスの発生機構について調査したところ、モールドパウダー中に含まれるＳｉＯ_２が下記式（２）により溶鋼中のＴｉ（ＴｉＮ）と反応して、Ｎ_２ガスが発生していることを突き止めた。
２ＴｉＮ＋２ＳｉＯ_２→２Ｓｉ＋２ＴｉＯ_２＋Ｎ_２・・式（２）
この式（２）の反応により発生したＮ_２ガスが鋳型近傍に浮上すると、溶融パウダーの、鋳型／凝固シェル間への流入が妨げられて、局部的な溶融パウダーの流入不良が生じ、これがブレイクアウトや表面欠陥の原因となっていると推測される。

また上記式（２）によれば、溶融パウダー中のＳｉＯ_２量が低下することから溶融パウダーの粘性が低下し、溶融パウダーの不均一流入が助長される。
また溶鋼中のＴｉがＴｉＯ_２としてピックアップされることで溶融パウダーの凝固温度が上昇して、鋳型内壁の湯面近傍ではスラグベアが生じやすくなり、スラグベア噛み込みによるブレイクアウトの発生も懸念される。

以上のように、Ｔｉ含有鋼の連続鋳造において安定操業を図るためには、式（２）の反応に基づくＮ_２ガスの発生を抑えること、すなわちモールドパウダーのＳｉＯ_２の量を減らすこと（望ましくはＳｉＯ_２を皆無とすること）、および溶鋼中の窒素量を減らすことが極めて重要である。
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、鋳型内の溶鋼の表面に供給するモールドパウダーのＳｉＯ_２量を３質量％以下とすることで、鋳型内でのＮ_２ガスの発生を抑えたことを1つの特徴としている。

上記のように鋳型内のＮ_２ガスの発生を抑えるためには、モールドパウダーにおけるＳｉＯ_２量を極力抑えることが重要である。しかしながらＳｉＯ_２を皆無とするためには、不純物としてＳｉＯ_２が入っていない原料を使用しなくてはならずコストアップに繋がることから、モールドパウダーにおけるＳｉＯ_２量の上限を３質量％とした。

またＳｉＯ_２は、溶融パウダーの粘度に影響を与える。本発明のように鋳型内に供給するモールドパウダーのＳｉＯ_２量を３質量％以下とした場合には、溶融パウダーの粘度が従来よりも低下する。過度な粘度低下は、鋳型／凝固シェル間への溶融パウダーの不均一流入を招く。本発明では溶融パウダーの流入特性を改善するため鋳型のオシレーション条件を以下のように規定している。

連続鋳造では、鋳型内の潤滑性を高めて、鋳型と鋳片との摩擦抵抗を軽減させるため、鋳型を鋳造方向にオシレーション（上下振動）させながら、凝固した鋳片を下方に引き抜いている。ここで、鋳型の下降速度が鋳片の引き抜き速度よりも大きい時間域をネガティブストリップ期、それ以外をポジティブストリップ期とした場合、ネガティブストリップ期の時間比率を大きくすることで溶融パウダーの流入量を抑制することができる。
また鋳型のオシレーションの振幅についてみれば、振幅を小さくしたほうが溶融パウダーの流入量を抑制することができる。

このため本発明では、ＳｉＯ_２量を３質量％以下としたモールドパウダーを使用するに際し、振幅が６ｍｍ以下で、ネガティブストリップ期の時間比率が７０～９０％となるように鋳型を鋳造方向に振動させながら、鋳片を鋳型から連続的に引き抜く。このようにすることで、モールドパウダーのＳｉＯ_２量を抑制したことによる溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間への不均一流入を改善することができる。

更に本発明では、鋳型内の溶鋼を電磁撹拌して、鋳型内の溶鋼に旋回流を付与し、鋳型内の溶鋼表面での最大旋回速度を２０ｃｍ／ｓｅｃ以上とすることを他の特徴としている。
タンディッシュからの溶鋼は、浸漬ノズルの吐出孔を通じて鋳型内で、径方向外方に向けて吐出される。上記式（２）により生じたＮ_２ガスが溶鋼中に含まれていた場合、Ｎ_２ガスがこの溶鋼の流れに沿って鋳型近傍に到達すると、Ｎ_２ガスにより溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間への流入が阻害される。このため溶鋼に旋回流を付与して、Ｎ_２ガスを鋳型近傍に到達し難くして、できるだけ溶鋼の中央寄りでＮ_２ガスを溶鋼から浮上分離させることが望ましい。このような効果を得るため本発明では、鋳型内の溶鋼表面での最大旋回速度を２０ｃｍ／ｓｅｃ以上とする。但し、必要以上の流速を付与すると、溶鋼の表面に添加したモールドパウダーの巻き込みが発生し易くなるため、溶鋼表面での最大旋回速度の上限を５０ｃｍ／ｓｅｃとすることが望ましい。尚、鋳型の大きさは、その内径をΦ３００～４００ｍｍとすることが、溶融パウダーの鋳型／凝固シェル間への不均一流入改善の点で好ましい。

鋳型内でのＮ_２ガスの発生を抑えるためには、溶鋼中への窒素流入を抑えることも効果的である。窒素の流入は、主に大気中の窒素を巻き込んだものであると推測される。
タンディッシュ内の溶鋼に対しては、従来、ガスバブリングが行われており、溶鋼表面の近傍（上方）空間に窒素が存在すると、巻き込みによる溶鋼中への窒素流入が生じ易い。
従って本発明では、タンディッシュ内の空間にアルゴンガスを導入し、タンディッシュ内をアルゴンガス雰囲気とした状態で連続鋳造を行なうことが望ましい。このようにすることで巻き込みによる溶鋼中への窒素の流入を防止することができる。

本発明は、Ｔｉを１．５～２．５質量％含有するＴｉ含有鋼の連続鋳造に適用する。
例えば、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｎｉ：２４．０～２７．０％、Ｃｒ：１３．５～１６．５％、Ｍｏ：１．００～１．５０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ｔｉ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．３５％以下、Ｂ：０．００３～０．０１０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成の耐熱鋼（ＳＵＨ６６０）に適用することができる。

以上のような本発明によれば、Ｔｉ含有鋼での連続鋳造における操業安定性を向上させるとともに、鋳片における表面欠陥の発生を抑制することが可能なＴｉ含有鋼の連続鋳造方法を提供することができる。

本発明の一実施形態の鋳造方法に用いる連続鋳造装置の構成を示した図である。図１の連続鋳造装置の鋳型及びその周辺部を拡大して示した図である。連続鋳造における鋳型の振動速度と鋳造速度との関係を示した図である。鋳造時の鋳型内の溶鋼およびモールドパウダーを模式的に示した図である。

次に、本発明の一実施形態であるＴｉ含有鋼の連続鋳造方法を、図面に基づいて詳しく説明する。図１は、本実施形態の連続鋳造方法に用いる連続鋳造装置を示した図である。
図１において、１０は連続鋳造装置で、タンディッシュ１２およびその下方に設けられた鋳型１４を備えている。１６は溶鋼を収容した取鍋である。取鍋１６内の溶鋼は、タンディッシュ１２に移され、タンディッシュ１２の下面に配設された浸漬ノズル１８を介して鋳型１４に鋳込まれる。鋳型１４の下方からは、表面が凝固シェルで覆われた鋳片２０が連続的に引き抜かれ連続鋳造が行なわれる。２２は鋳片２０を下方に引き抜くためのピンチロール（駆動ロール）で、このピンチロール２２の回転数に基づいて鋳造速度が決定される。尚、図１は湾曲型の連続鋳造装置の例であるが、これに限定されるものではなく、本発明は、垂直型や垂直曲げ型等の連続鋳造装置を用いた鋳造方法にも適用可能である。

連続鋳造装置１０では、タンディッシュ１２の上部開口に上蓋２４が被せられて、タンディッシュ１２の内部空間１２ａが外部と区画されている。上蓋２４には、ガス供給用配管２８及び複数のノズル２９が設けられている。ノズル２９はガス供給用配管２８を介して図示しないガスの供給源に接続されており、タンディッシュ１２の内部空間１２ａ内に向かってガスを送出する。本例ではガス種としてアルゴンガスが用いられ、タンディッシュ１２の内部空間１２ａ内をアルゴンガスにて置換することができる。

タンディッシュ１２の上方にセットされた取鍋１６の底部からは、上蓋２４を貫通して内部空間１２ａ内に延びる注入ノズル２６が下向きに延び出しており、注入ノズル２６の下方先端の注出口２７が、内部空間１２ａで開口している。

タンディッシュ１２の底部には浸漬ノズル１８が設けられている。浸漬ノズル１８は、図２（Ａ）に示すように有底円筒形状をなし、中心部に溶鋼の供給通路３１を有しており、その下部であって溶鋼中に浸漬する部分に、横向きの吐出孔３２が供給通路３１に連通する状態で形成されている。そしてこの吐出孔３２から鋳型１４内に溶鋼が吐出されるようになっている。

本例では、図２（Ｂ）に示しているように周方向に９０°隔たった位置に、吐出孔３２を４孔有するものとされている。これら各吐出孔３２から吐出された溶鋼は、径方向外方に、鋳型１４に向かって流れ出る。

本例の鋳型１４は円筒状に形成され、内部に冷却水の流路が形成された銅製壁体１４ａと、この銅製壁体１４ａの外周に配置された磁場発生装置４０とを備えている。磁場発生装置４０は、図示を省略したコイルが巻回されたコアを備え、このコイルに電流を流すことで、鋳型１４内の溶鋼を電磁撹拌して、鋳型１４内の溶鋼に、図２（Ｂ）の矢印で示すような旋回流を付与することができるように構成されている。

また、鋳型１４には図示を省略する鋳型振動装置が取り付けられており、連続鋳造装置１０では鋳型１４を鋳造方向に振動させながら、鋳片２０を鋳型１４から連続的に引き抜き可能とされている。そして、鋳型１４の振動にともない、鋳片２０の表面には規則的なオシレーションマークが形成される。

図３は、連続鋳造における鋳型の振動速度と鋳造速度との関係を示した図である。この図３に示すように、鋳型１４を鋳造方向に振動させた場合、鋳型１４の下降速度が鋳片２０の鋳造速度（引き抜き速度）よりも大きいネガティブストリップ期（図３にてハッチングを付した部分）と、それ以外のポジティブストリップ期とに分けられ、上記式（１）で表されるネガティブストリップ期の時間比率（ＮＳＲ）を大きくすることで、溶融パウダーの流入量を抑制することができる。
また、鋳型１４のオシレーションの振幅についてみれば、振幅を小さくしたほうが溶融パウダーの流入量を抑制することができる。
従って、モールドパウダーの粘度が低いことにより、鋳型／凝固シェル間への溶融パウダーの不均一流入が生じる場合には、ＮＳＲを大きく、また鋳型１４の振幅を小さくすることが有効である。

連続鋳造装置１０を用いた本実施形態の連続鋳造方法では、溶解、精錬工程を経た溶鋼は、取鍋１６に収容された状態で連続鋳造装置１０に搬送される。連続鋳造装置１０に到着した取鍋１６内の溶鋼は、タンディッシュ１２に移される。
このときノズル２９よりタンディッシュ１２の内部空間１２ａ内に向かってアルゴンガスを送出して、タンディッシュ１２内をアルゴンガス雰囲気とすることで、溶鋼中への窒素の流入を防止することができる。

一方、タンディッシュ１２の下面に配設された浸漬ノズル１８を介して、溶鋼は鋳型１４内に注入される。このとき手動で、若しくは専用の投入装置を用いて、モールドパウダーが鋳型１４内の溶鋼の表面に供給される。図４は、鋳造時の鋳型１４内の溶鋼およびモールドパウダーを模式的に示した図である。
溶鋼の表面にモールドパウダーが供給されると、溶鋼の表面では、モールドパウダーが溶融して溶融パウダー４５の層が形成され、次いで、溶融パウダー４５の層の上には、半溶融状となる半溶融パウダー４６の層が形成され、半溶融パウダー４６の層の上には、未溶融パウダー４７の層が形成される。そして溶融パウダー４５および半溶融パウダー４６の一部が、鋳型１４と凝固シェル２０ａとの間に流入して、鋳型１４と凝固シェル２０ａとの潤滑性が保持される。

ここで、モールドパウダー中に含まれるＳｉＯ_２が上記式（２）により溶鋼中のＴｉ（ＴｉＮ）と反応して、Ｎ_２ガスが発生した場合には、鋳型１４近傍にて浮上するＮ_２ガスにより、溶融パウダー４５の、鋳型１４／凝固シェル２０ａ間への流入が妨げられて局部的な溶融パウダー４５の流入不良が生じ易くなるが、本実施形態では、モールドパウダーのＳｉＯ_２の量を減らすこと、具体的には３質量％以下とすることで、鋳型１４内でのＮ_２ガスの発生を抑えることができる。

ＳｉＯ_２量を３質量％以下としたモールドパウダーを使用する場合には、溶融パウダーの粘度が低下し、粘度低下による鋳型１４／凝固シェル２０ａ間への溶融パウダー４５の不均一流入が懸念される。このため、上述の鋳型１４の振動条件を変更して溶融パウダーの流入特性の最適化を図ることが望ましい。具体的には振幅が６ｍｍ以下、ネガティブストリップ期の時間比率が７０～９０％とすることが有効である。

また上記式（２）により生じたＮ_２ガスが溶鋼中に含まれていた場合、Ｎ_２ガスが径方向外方に向かう溶鋼の流れに沿って鋳型１４近傍に到達すると、このＮ_２ガスにより溶融パウダー４５の鋳型１４／凝固シェル２０ａ間への流入が阻害されることとなる。このため図２（Ｂ）に示すように溶鋼に旋回流を付与して、Ｎ_２ガスを鋳型１４近傍に到達し難くして、できるだけ溶鋼の中央寄りでＮ_２ガスを溶鋼から浮上分離させることが有効である。具体的には鋳型１４内の溶鋼表面での最大旋回速度を２０ｃｍ／ｓｅｃ以上とすることが有効である。

表１に示す鋼種ａの成分組成を有する溶鋼を溶製し、下記表２に示す鋳造条件にて、連続鋳造試験を行ない、操業安定性および鋳片肌について評価した。尚、溶製した鋼種ａは、Ｔｉを２．１５質量％含有したＳＵＨ６６０相当材である。

表２に示す連続鋳造試験では、鋳型１４内に供給するモールドパウダーとして、ＳｉＯ_２量の異なる３種類を用いている。表２において、モールドパウダーのｂはＳｉＯ_２：１．０質量％、ｃはＳｉＯ_２：４．０質量％、ｄはＳｉＯ_２：８．４質量％、である。

そのほかの連続鋳造時の条件として、タンディッシュ内に供給するガス種、鋳型内の溶鋼に付与する最大旋回速度、鋳型の振幅およびＮＳＲを、表２で示すように設定し、鋳造速度０．３～０．８ｍ／分で、１１０分間連続鋳造を行なった。

［操業安定性評価］
操業安定性は、表２に示す条件で１１０分間（若しくは鋳造長さ３０ｍ）に亘って連続鋳造を行った際のブレイクアウトの発生の有無およびブレイクアウト警報の発生回数を調査し、以下の基準に従い評価した。ここでブレイクアウト警報は、ブレイクアウトセンサの波形がブレイクアウト時の基準値を越えた場合に発する警報である。
◎：ブレイクアウトの発生がなく且つブレイクアウト警報の発生回数が０の場合
○：ブレイクアウトの発生がなく且つブレイクアウト警報の発生回数が１～４の場合
×：ブレイクアウトが発生した場合、もしくはブレイクアウト警報の発生回数が５以上の場合

［鋳片肌評価］
鋳造された鋳片について、鋳造方向長さ３０ｍに亘って、その鋳片肌表面を目視検査し、以下の基準に従い評価した。
◎：鋳片肌にオシレーションマークが均一に認められ、ブリードやスティッキング等の表面欠陥の発生が無かった場合
○：オシレーションマークの乱れが認められるも、ブリードやスティッキング等の表面欠陥の発生が５箇所以下の場合
×：ブリードやスティッキング等の表面欠陥の発生が６～９箇所認められた場合
××：ブリードやスティッキング等の表面欠陥の発生が１０箇所以上認められた場合
これら評価の結果を表２に示す。

表２において、試験Ｎｏ．１～４は本発明の要件を満たした実施例である。一方、試験Ｎｏ．５～１０は、使用したモールドパウダーのＳｉＯ_２含有量において本発明の要件を満たしているが、旋回速度、振幅、ＮＳＲの何れかにおいて本発明の要件を満たしていない比較例である。また試験Ｎｏ．１１～１６は、少なくともモールドパウダーのＳｉＯ_２含有量が本発明の要件を満たしていない比較例である。

ＳｉＯ_２の含有量が本発明の上限である３質量％を超えるモールドパウダーを用いた試験Ｎｏ．１１～１６（比較例）は、ブレイクアウトの発生はなかったものの、ブレイクアウト警報の発生回数が５以上であり、実操業の際にはブレイクアウトの発生が懸念される。また鋳片肌を目視検査した結果をみても、多数の表面欠陥が認められ（特にＮｏ．１５，１６の例）、仮にブレイクアウトが生じない場合であっても外観品質の悪化が生じており、材料歩留りの悪化が懸念される。

一方、試験Ｎｏ．５～１０（比較例）は、モールドパウダーのＳｉＯ_２含有量は本発明の要件を満たしているが、最大旋回速度、振幅、ＮＳＲの何れかにおいて本発明の要件を満たしていない。これら試験Ｎｏ．５～１０についても、操業安定性、鋳片肌の少なくとも一方の評価結果が「×」であった。

これに対し、モールドパウダーのＳｉＯ_２含有量および最大旋回速度、振幅、ＮＳＲが本発明の範囲内である試験Ｎｏ．１～４（実施例）は、操業安定性および鋳片肌の評価について、ともに良好な結果が得られている。特にＮＳＲを８０％とした試験Ｎｏ．３，４は、操業安定性および鋳片肌について何れも「◎」で高い評価であった。

以上、本発明のＴｉ含有鋼の連続鋳造方法について詳しく説明したが、本発明は上記実施形態および実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

１０連続鋳造装置
１２タンディッシュ
１２ａ内部空間
１４鋳型
２０鋳片

Claims

タンディッシュ内の溶鋼を鋳型内に連続的に注入するとともに、該鋳型内の溶鋼の表面にモールドパウダーを供給しながら、該溶鋼の凝固体である鋳片を該鋳型から連続的に引き抜く連続鋳造方法において、
前記溶鋼がＴｉを１．５～２．５質量％含有する溶鋼であって、
前記モールドパウダーは、連続鋳造時に溶融するものであって、不可避的組成から混入するＳｉＯ₂が３質量％以下であり、
前記鋳型内の溶鋼を電磁撹拌して、該鋳型内の溶鋼に旋回流を付与し、該鋳型内の溶鋼表面での最大旋回速度を２０ｃｍ／ｓｅｃ以上とし、
前記鋳型を、鋳造方向の振幅が６ｍｍ以下で、下記式（１）で表されるＮＳＲの値が７０～９０％となるように振動させながら、前記鋳片を前記鋳型から連続的に引き抜くことを特徴とするＴｉ含有鋼の連続鋳造方法。
ＮＳＲ＝２００／π×ｃｏｓ ^-1 （Ｖｃ×１０ ³ ／（ｓ×ｆ×π））・・式（１）
但し、Ｖｃは鋳造速度(m/min)、ｓは鋳型の振幅(mm)、ｆは１分間当たりの鋳型振動数(cpm)
前記タンディッシュ内の空間にアルゴンガスを導入し、該タンディッシュ内をアルゴンガス雰囲気とした状態で連続鋳造を行なうことを特徴とする請求項１に記載のＴｉ含有鋼の連続鋳造方法。
前記溶鋼が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｎｉ：２４．０～２７．０％、Ｃｒ：１３．５～１６．５％、Ｍｏ：１．００～１．５０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ｔｉ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．３５％以下、Ｂ：０．００３～０．０１０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項１，２の何れかに記載のＴｉ含有鋼の連続鋳造方法。