JP7222443B2 - スラブおよびその連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、特に、Ａｌを多量に含む鋼のスラブおよびその連続鋳造方法に関する。
本願は、２０２０年４月７日に、日本に出願された特願２０２０－０６９３１３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、薄板用の高強度鉄鋼材料として、機械特性を向上させるためにＡｌを多量含有した合金鋼が多く製造されている。しかしながら、Ａｌを多く添加するほど、連続鋳造において鋳片の表層に横ひび割れが生じやすくなり、操業上および製品の品質上の問題となっている。

湾曲型または垂直曲げ型の連続鋳造機中の矯正点では、矯正応力が鋳片に付与される。横ひび割れは、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おり、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横ひび割れが発生する。また、この横ひび割れは、特に、オーステナイトからフェライトへの相変態領域よりも少し高い温度域において発生しやすいが、非変態系組成であっても同様に横ひび割れが発生する。したがって、通常は、矯正点では延性が低下する温度域（脆化温度域）を回避するように鋳片の表面温度を制御し、横ひび割れの発生を抑制する方法が採用されている。

しかしながら、鋳片の表面温度を制御して脆化温度域を回避するようにすると、操業上大きな制約を受けるため、困難である場合も多い。そこで特許文献１には、Ｔｉを０．０１０質量％超０．０２５質量％以下で添加し、鋳片の凝固シェル厚さが１０ｍｍ～３０ｍｍの二次冷却帯上部における鋳片の表面温度をＡｌＮの析出開始温度以上とする技術が開示されている。

特許第６３４７１６４号公報

近年では、機械特性をより向上させるために、Ａｌを０．２０質量％以上含有する高Ａｌ鋼の製造も行われている。Ａｌ濃度が増加すると、ＡｌＮがより高温から析出し、脆化温度域が拡大する。したがって、Ａｌを０．２０質量％以上含有すると脆化温度域が顕著に拡大するため、脆化温度域を回避して曲げ及び矯正を行うことは通常の操業上ほぼ不可能であり、横ひび割れを回避することができない。
またＡｌを０．５０質量％以上含有すると、脆化温度域が更に顕著に拡大するため、冷却条件を改善した操業でも脆化温度域を回避して曲げ及び矯正を行うことはほぼ不可能であり、横ひび割れを回避することができない。なお、横ひび割れを発生させたスラブは、グラインダーなどの手入れが必要となる他、熱間圧延後の横ひび割れ起因の欠陥が確認され、歩留まりの悪化を回避することができない。本願は連続鋳造によって得られるスラブに対して横ひび割れ手入れを必要としない製造性に優れたスラブの提供を目的とする。

また、特許文献１に記載の方法では、Ａｌ濃度が０．０６３質量％～０．０９３質量％の低炭素アルミニウムキルド鋼を対象としており、Ａｌを０．２０質量％以上含有する高Ａｌ鋼ではその効果が不明である。

本発明は前述の問題点を鑑み、Ａｌを０．２０質量％以上含有する高Ａｌ鋼のスラブであって、耐表面割れ感受性に優れたスラブ、およびそのスラブの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、高Ａｌ鋼の鋳片での高温脆化がＡｌＮの多量析出が要因であることに着目し、窒化物の析出制御を検討した。具体的にはＡｌよりもＮ固定能力の高いＺｒを添加した鋼の高温延性を調査した。その結果、微量のＺｒ添加によって高温延性が大きく改善することを見出した。Ｚｒは凝固直後にＺｒＮを生成し、Ｎを固定化するため、ＡｌＮの粒界への多量析出を抑制し、高Ａｌ鋼の高温脆化を抜本的に改善できることが分かった。

一方で、Ｚｒは高価な金属であることから、Ｚｒ添加量をなるべく抑えたいという要望もある。そこで、本発明者らは、ＴｉとＺｒとを適量に添加することによって、コストが高くなりすぎずにＡｌＮの粒界への多量析出を抑制できることを見出した。

以上より、本発明は以下の通りである。
（１）
Ｃ：０．０２質量％～０．５０質量％、Ｓｉ：０．２０質量％～３．００質量％、Ｍｎ：０．５０質量％～４．００質量％、Ｎｂ：０質量％～０．１質量％、Ｖ：０質量％～０．１質量％、Ｂ：０質量％～０．００５質量％、Ｃｒ：０質量％～０．１質量％、Ｎｉ：０質量％～０．５質量％、Ｃｕ：０質量％～０．５質量％、Ｔｉ：０．００２０質量％～０．５質量％、及び、Ａｌを０．２０質量％～２．００質量％を含有する高Ａｌ鋼のスラブであって、
Ｚｒ含有量及びＴｉ含有量が以下の（１）式を満たし、さらにＺｒ含有量が以下の（２）式を満たし、
前記スラブの表層部における全窒化物中の（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率は５０．０質量％以上であることを特徴とするスラブ。
［Ｚｒ］＋０．２×［Ｔｉ］≧４／３×［Ａｌ］×［Ｎ］ ・・・（１）
０．００１０質量％≦［Ｚｒ］ ・・・（２）
ここで、［Ｚｒ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｎ］はそれぞれ前記スラブでの含有量（質量％）を表す。

（２）
さらに以下の（３）式を満たすことを特徴とする上記（１）に記載のスラブ。
［Ｔｉ］／［Ｚｒ］≧１ ・・・（３）

（３）
上記（１）又は（２）に記載のスラブの連続鋳造方法であって、
前記スラブの曲げ及び矯正を行う際に、表面温度が８００℃～１０００℃の範囲で曲げ及び矯正を行うことを特徴とするスラブの連続鋳造方法。

（４）
前記スラブの表層部における平均冷却速度を６０℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とする、上記（３）に記載のスラブの連続鋳造方法。

本発明によれば、矯正応力による割れを含まないスラブを提供することができる。

引張温度が７００℃～１１００℃の範囲での断面収縮率の変化を示す図である。 引張温度が９００℃での［Ａｌ］×［Ｎ］と［Ｚｒ］＋０．２×［Ｔｉ］との関係を示す図である。

以下、本発明について、図面を参照しながら説明する。なお、本実施形態において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。「超」または「未満」で示される数値はその値を下限値または上限値として含まない。
Ａｌを０．２０質量％以上含有する高Ａｌ鋼を製造するためには、連続鋳造中の矯正点での矯正応力によって横ひび割れが発生することを防止する必要がある。矯正点で温度を脆化温度域から外れることは困難であることから、矯正点では一般的な温度域で鋳片の矯正を行うために、本発明者らはＺｒを添加することを検討した。

一方で、Ｚｒは高価な金属であることから、Ｚｒ添加量をなるべく抑えたいという要望もある。そこで、本発明者らは、Ｚｒ及び／又はＴｉを添加することを検討し、横ひび割れが発生しない条件を見出すために、以下の実験を行った。

（第１の実験）
まず、Ｚｒを添加することによりどの程度高温延性が改善するかを確認するための高温引張試験を行った。この試験では、表１に示す鋼種Ａ～Ｄの４種類の鋼（スラブ）で実験を行った。表１中の数値はいずれも質量％（ｍａｓｓ％）を示しており、表１に示すように、鋼種ＡではＺｒもＴｉも少量しか含まれておらず、鋼種Ｂでは、Ｚｒが比較的多く含まれているが、それ以外は鋼種Ａとほぼ同じ組成である。また、鋼種Ｃでは、Ｔｉが比較的多く含まれているが、それ以外は鋼種Ａとほぼ同じ組成である。一方、鋼種Ｄは、ＺｒもＴｉも比較的多く含まれている例である。なお、いずれも残部はＦｅおよび不純物からなる。なお、「不純物」とは、スラブ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するものを指す。

次に、引張温度を７００℃～１１００℃の範囲で変更し、この４種類の鋼で断面収縮率（Ｒ．Ａ．：Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ Ａｒｅａ）（％）を求めた。具体的には、ＪＩＳ Ｇ０５６７：２０２０に基づき、２５ｋｇの真空溶解によって作製した各鋼種をφ１５まで鍛伸加工後にφ１０の引張試験片（平行部９０ｍｍ）とした。高温引張試験では、コールドクルーシブルを有した高周波誘導加熱型の高温引張試験装置を用い、引張試験片を溶融後冷却速度１．０℃／ｓで所定の引張温度まで冷却後、所定の引張温度に保持ながら歪速度３．３×１０^－４（１／ｓ）で破断まで引張を実施した。試験後の引張試験片の破断面の面積と試験前の試験片横断面積との差を試験前の試験片横断面積を除した値の百分率（％）を断面収縮率（絞り）として求めた。

その引張試験結果を図１に示す。図１中の丸印は鋼種Ｄでの断面収縮率を表し、三角印は鋼種Ｃでの断面収縮率を表す。また、菱形印は鋼種Ｂでの断面収縮率を表し、四角印は鋼種Ａでの断面収縮率を表す。図１に示すように、ＺｒとＴｉを両方適量添加すると特に８００～１０００℃の温度域において断面収縮率が大きくなり、高温延性が改善されることがわかった。ここで、Ｒ．Ａ．が５０％以上であれば、矯正応力によって横ひび割れが発生しないと考えることができる。矯正点を８００～１０００℃の範囲で通過させることは操業上容易であることから、脆化温度域を回避するような温度制御を行わなくてもＺｒ及びＴｉを添加することによって横ひび割れを防止できることがわかった。

（第２の実験）
続いて、横ひび割れを防止するためにＺｒ及びＴｉをどの程度添加する必要があるかを確認するための試験を行った。具体的には、引張温度を９００℃とし、表２に示すようにＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｚｒ量の異なる複数のサンプル（Ｎｏ．１～Ｎｏ．１２）を用意して引張試験を行い、それぞれＲ．Ａ．（％）を求めた。引張試験の具体的な方法は、第１の実験と同様である。その引張試験結果を表２および図２に示す。

図２において、横ひび割れが発生しないと考えられる目安として、Ｒ．Ａ．が５０％以上であったものを○、Ｒ．Ａ．が５０％未満であったものを×とした。その結果、Ｚｒ及びＴｉの含有量は、Ａｌ含有量とＮ含有量との積と相関があることがわかった。つまり、Ｚｒ含有量＋Ｔｉ含有量×０．２の値が、Ａｌ含有量とＮ含有量との積の４／３倍以上であれば、Ｒ．Ａ．が５０％以上となり、矯正応力による横ひび割れを防止できることがわかった。

以上の実験結果に基づき、本発明に係るスラブの化学組成について説明する。なお、本実施形態に係るスラブは、Ａｌを０．２０質量％～２．００質量％含有する高Ａｌ鋼であり、主に薄板用を対象としている。Ａｌの好ましい下限値は０．５０質量％である。Ａｌの含有量が０．５０質量％以上となる場合、上述したように横ひび割れが発生しやすいので、本実施形態の効果がより顕著に得られる。また、上述の第１及び第２の実験結果から、本実施形態に係るスラブは、以下の（１）式を満たす量のＺｒ及びＴｉを含む。
［Ｚｒ］＋０．２×［Ｔｉ］≧４／３×［Ａｌ］×［Ｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｚｒ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｎ］はそれぞれスラブ中の含有量（スラブの総質量に対する質量％）を表す。

さらに、上述の第１の実験結果から、Ｚｒが少ない鋼種Ｃでは、（１）式の条件を満たしているが、断面収縮率は低かった。ＴｉはＺｒやＡｌと同様にＮを固定する元素であり、Ｎとの親和力はＺｒ＞Ｔｉ＞Ａｌの順である。単純なＴｉのみの添加では、ＴｉＮが高温から析出できず、ＡｌＮが多数析出してしまい、高温延性の改善が小さく、効果が得られない。しかしながら、鋼種Ｄのように、ＺｒとともにＴｉを添加することで、高温で熱的に安定的な（Ｚｒ、Ｔｉ）ＮとしてＮを固定し、高温延性が大きく改善する。つまり、ＺｒとＴｉとの両方を添加することによって、凝固直後からＺｒＮが析出し、さらにＺｒＮに付随する形でＴｉＮの析出を促進することで、Ｔｉ単独添加よりも高温からＮを固定し、高温延性が改善する。なお、Ｚｒ及びＴｉは、上述したように、（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの組成でＮを固定する。

以上の理由から、本実施形態に係るスラブは、Ｚｒ含有量が以下の（２）式を満たすようにする。
０．００１０質量％≦［Ｚｒ］ ・・・（２）

また、Ｚｒ含有量の上限は特に限定されないが、Ｚｒは高価な金属であることから、Ｚｒ添加量をなるべく抑えるという観点で、Ｚｒ含有量は０．００５０質量％以下であることが好ましい。また、Ｎ含有量の上限及び下限も特に限定されないが、意図的にＮ含有量を増加させずに、通常の精錬工程、連続鋳造工程を経て含まれる範囲として、Ｎ含有量は０．００８０質量％以下とすることが好ましい。また、精錬工程でのコストを踏まえると、Ｎ含有量は０．００１０質量％以上とすることが好ましい。また、高Ａｌ鋼を対象としているが、Ａｌ含有量が２．０質量％を超えると（１）式よりＺｒ含有量及びＴｉ含有量も増加し、無駄にコストアップを招く。したがって、Ａｌ含有量は０．２０～２．００質量％であり、好ましくは０．５０～２．００質量％、より好ましくは０．５５～２．００質量％、更に好ましくは０．６０～２．００質量％である。

さらに、できるだけＺｒの代わりにＴｉを用いてコストダウンをすることが望ましいという観点から、［Ｔｉ］と［Ｚｒ］との比（［Ｔｉ］／［Ｚｒ］）において、以下の（３）式を満たすことが好ましい。より好ましくは上述の比が３以上である。上限値は特に制限されないが、１０以下であることが好ましい。［Ｔｉ］／［Ｚｒ］が１０を超えると、Ｚｒの含有量が下がるため、Ｎを固定する（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎが十分に生成しない可能性がある。
［Ｔｉ］／［Ｚｒ］≧１ ・・・（３）

以上のように本実施形態に係るスラブでは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの含有量の関係が上述の（１）式及び（２）の条件を満たすものとする。また、Ｔｉ含有量の上限は特に限定されないが、過剰にＴｉを含有しても効果が飽和し、無駄なコストアップを招くため、Ｔｉ含有量は０．５質量％以下であることが好ましい。Ｔｉ含有量の下限も特に限定されないが、（１）式及び（２）決定され、Ｔｉ含有量は０．００２０質量％以上、であることが好ましい。
一方、その他の元素の含有量については特に限定しないが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎは以下の範囲で含有することが好ましく、本願において明細書に示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ等の範囲であれば、発明の課題を解決できる事を確認した。

＜Ｃ：０．０２質量％～０．５０質量％＞
Ｃは鋼の強度向上元素であり、Ｃ含有量が０．０２質量％未満であると高強度鋼板としての用途を満たさない。また、Ｃ含有量が０．５０質量％を超えると硬度が高くなりすぎ、必要な曲げ性を担保できない。したがって、Ｃ含有量は０．０２質量％～０．５０質量とする。

＜Ｓｉ：０．２０質量％～３．００質量％＞
Ｓｉは鋼の強度向上元素であり、Ｓｉ含有量が０．２０質量％未満であると高強度鋼板としての用途を満たさない。また、Ｓｉ含有量が３．００質量％を超えると溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０質量％～３．００質量％とすることが好ましい。

＜Ｍｎ：０．５０質量％～４．００質量％＞
Ｍｎは鋼の強度向上元素であり、Ｍｎ含有量が０．５０質量％未満であると高強度鋼板としての用途を満たさない。また、Ｍｎ含有量が４．００質量％を超えると、Ｍｎは偏析元素であるため、鋳片や鋼板において強度ムラの発生を引き起こす可能性がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０質量％～４．００質量％とすることが好ましい。上記以外の残部は鉄及び不純物であるが、鉄の一部に代えていくつかの成分を含んでもよい。ここで、「不純物」とは、上述したように、スラブ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するものを指す。したがって、本実施形態に係るスラブは、例えば、質量％でＡｌ：０．２０～２．００％、Ｚｒ：０．００５０％以下、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｃ：０．０２～０．５０％、Ｓｉ：０．２０～３．００％、Ｍｎ：０．５０～４．００％、Ｐ：０．０００５～０．１％、Ｓ：０．０００１～０．０５％、Ｍｏ：０～０．１％、Ｎｂ：０～０．１％、Ｖ：０～０．１％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃｒ：０～０．１％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｔｉ：０．００２０～０．５％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、さらに上述した（１）及び（２）式、好ましくはさらに（３）式を満たす。

さらに、上述したように、Ｚｒは凝固直後にＺｒＮを生成し、Ｎを固定化するため、ＡｌＮの粒界への多量析出を抑制し、高Ａｌ鋼の高温脆化を抜本的に改善できる。さらにＺｒＮに付随する形でＴｉＮの析出を促進することで、Ｔｉ単独添加よりも高温からＮを固定し、高温延性が改善する。なお、Ｚｒ及びＴｉは、（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの組成でＮを固定する。このような観点から、スラブ表面組織が一様に存在する５ｍｍの表層部における全窒化物中の（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率は５０．０質量％以上であることが好ましく、６０．０質量％以上であることがさらに好ましく、７５．０質量％以上であることがさらに好ましい。これにより、スラブの横ひび割れをより確実に抑制することができる。

ここで、スラブの表層部における（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率は以下の方法で測定される。製造したスラブから鋳片表層観察用のサンプル（例えば鋳片幅中央より２５ｍｍ幅２５ｍｍ長２５ｍｍ厚）を切り出し、鋳片の表面から５ｍｍ深さ位置における面を鏡面研磨し、観察面を調製する。ついで、露出面をＳＥＭ／ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置搭載走査型電子顕微鏡）で観察する。これにより、観察面における元素マッピングを行い、観察面における大きさ２００～５０００ｎｍ（円相当径）の全窒化物を特定する。ここで、観察されうる窒化物としては、例えば、（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎ、ＡｌＮ、ＮｂＮ，ＢＮ，ＶＮ等が挙げられる。そして、特定結果に基づいて得られた全窒化物中の（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの面積比率から、スラブ表層部における全窒化物が一様に分布しているとの仮定から、面積比率を体積比率とみなすことができ、体積比から全窒化物中の（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率を求める。なお、（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎは、Ｚｒ及びＴｉの窒化物粒子中の合計質量が窒化物粒子の総質量に対して５０質量％以上となり、かつ、Ｚｒの質量％が１０質量％以上となる窒化物として定義される。

次に、上述のスラブの連続鋳造方法について説明する。本実施形態では、脆化温度域を回避する必要がないことから、連続鋳造においては特に一般的な方法を用いることができる。上述の第１の実験の結果から、鋳片を曲げ及び矯正する際に、鋳片の表面温度が８００℃～１０００℃となっている状態で曲げ及び矯正を行う場合に、特に効果が顕著になるため好ましい。

ここで、スラブの表層部における平均冷却速度を１２０℃／ｍｉｎ以下とすることが好ましく、６０℃／ｍｉｎ以下とすることがより好ましい。この場合、表層部におけるＺｒＮの質量比率を５０．０質量％以上にすることができる。特に、スラブの表層部における平均冷却速度を６０℃／ｍｉｎ以下とすることで、表層部におけるＺｒＮの質量比率を６０．０質量％以上にすることができる。スラブの表層部における平均冷却速度は以下の方法で測定される。すなわち、スラブの幅方向中央部の表面の温度を熱電対等で測定し、その位置から深さ５ｍｍの位置（測定位置）における１４５０～１０００℃までの平均冷却速度を二次元の伝熱計算により算出する。具体的には、これらの温度の差分（４５０℃）を、測定位置の温度を１４５０℃から１０００℃まで冷却するのに要した時間で除する。これにより、スラブの表層部における平均冷却速度を測定する。スラブの表層部における平均冷却速度は、二次冷却水量によって調整することが可能である。平均冷却速度の下限値は例えば２０℃／ｍｉｎであればよい。

次に、本発明の実施例について説明するが、この条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するための一条件例であり、本発明は、この実施例の記載に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する種々の手段にて実施することができる。

Ｃ含有量が０．３質量％、Ｓｉ含有量が１．５質量％、Ｍｎ含有量が２．０質量％で、Ａｌ含有量、Ｎ含有量及びＺｒ含有量がそれぞれ異なる１８種類の溶鋼を用意し、それぞれ鋳型に流し込み、連続鋳造機にて連続鋳造を行った。なお、連続鋳造機は、鋳型サイズ２５０ｍｍ厚み×１２００ｍｍ幅の垂直曲げ型の連続鋳造機を使用し、鋳造速度を１．２ｍ／ｍｉｎとした。また、矯正点では、いずれも鋳片の表面温度を８５０℃とした。また、表層部における平均冷却速度を表３Ａ、３Ｂに示す値（６０℃／ｍｉｎまたは１２０℃／ｍｉｎ）とした。

以上の条件で作製したそれぞれのスラブにおいて、上述した方法によりスラブの表層部における（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率を測定した。さらに、一部のスラブにおいては、第１の実験と同様に９００℃における断面収縮率（Ｒ．Ａ．）（％）を求めた。さらに、スラブの横ひび割れに関しては、以下の評価基準で評価した。すなわち、スラブの表裏面を０．７ｍｍグラインダー後、目視で横ひび割れの有無を確認した。なお、横ひび割れが全く存在しなかった場合は「０」と評価し、横ひび割れが１つ以上存在したが、軽度の手入れ（さらに０．７ｍｍの追加研削）で取り除ける場合を「１」と評価し、軽度の手入れでも取り除けないような場合を「２」と評価した。さらに、横ひび割れを確認できなかったスラブを疵の手入れをすることなく、熱延工程の加熱炉で１２００℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ温度８８０℃、板厚２．８ｍｍの条件で熱間圧延し、熱間圧延後の横ひび割れに起因する欠陥の有無を目視で確認した。熱間圧延後も横ひび割れに起因する欠陥がなかったスラブをＶＧ（Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ）、熱間圧延後に横ひび割れに起因する欠陥が確認できたスラブをＧ（Ｇｏｏｄ）、熱間圧延前に横ひび割れが確認できたスラブをＢ（Ｂａｄ）と評価した。実験結果を表３Ａ、３Ｂに示す。

表３Ａ、３Ｂ中の下線は、本発明の条件を満たさなかった例である。表３Ａ、３Ｂに示すように、（１）式及び（２）式の条件を満たす場合には、ＡｌやＮの含有量によらず、横ひび割れは存在しなかった。
一方、（１）式のみを満たし、（２）式を満たさなかった比較例のＮｏ．１では、Ｚｒ含有量が不足していたため、ＡｌＮが多く残存していたと考えられ、横ひび割れが発生していた。また、逆に（２）式のみを満たし、（１）式を満たさなかった比較例のＮｏ．２～Ｎｏ．７でも同様に、ＡｌＮが多く残存していたと考えられ、横ひび割れが発生していた。（１）式または（２）式を満たさなかった場合、スラブの表層部における（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率も５０．０質量％を下回っていた。

ここで、本発明例についてさらに詳細に検討すると、スラブの表層部における平均冷却速度を６０℃／ｍｉｎ以下とすることでスラブの表層部における（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率を６０．０質量％以上とすることができた。この場合、熱間圧延後も横ひび割れに起因する欠陥が確認されなかった。一方、スラブの表層部における平均冷却速度が１２０℃／ｍｉｎとなる場合、または、平均冷却速度が６０℃／ｍｉｎ以下であっても［Ｔｉ］／［Ｚｒ］が１０以上となる場合、スラブの表層部におけるＺｒＮの質量比率は５０．０質量％以上６０．０質量％未満となった。この場合、熱間圧延前には横ひび割れが確認されなかったが、熱間圧延後に横ひび割れに起因する欠陥が確認された。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (4)

1. Ｃ：０．０２質量％～０．５０質量％、Ｓｉ：０．２０質量％～３．００質量％、Ｍｎ：０．５０質量％～４．００質量％、Ｎｂ：０質量％～０．１質量％、Ｖ：０質量％～０．１質量％、Ｂ：０質量％～０．００５質量％、Ｃｒ：０質量％～０．１質量％、Ｎｉ：０質量％～０．５質量％、Ｃｕ：０質量％～０．５質量％、Ｔｉ：０．００２０質量％～０．５質量％、及び、Ａｌ：０．２０質量％～２．００質量％を含有する高Ａｌ鋼のスラブであって、
   Ｚｒ含有量及びＴｉ含有量が以下の（１）式を満たし、さらにＺｒ含有量が以下の（２）式を満たし、
   前記スラブの表層部における全窒化物中の（Ｚｒ、Ｔｉ）Ｎの質量比率は５０．０質量％以上であることを特徴とするスラブ。
   ［Ｚｒ］＋０．２×［Ｔｉ］≧４／３×［Ａｌ］×［Ｎ］ ・・・（１）
   ０．００１０質量％≦［Ｚｒ］ ・・・（２）
   ここで、［Ｚｒ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｎ］はそれぞれ前記スラブでの含有量（質量％）を表す。
2. さらに以下の（３）式を満たすことを特徴とする請求項１に記載のスラブ。
   ［Ｔｉ］／［Ｚｒ］≧１ ・・・（３）
3. 請求項１又は２に記載のスラブの連続鋳造方法であって、
   前記スラブの曲げ及び矯正を行う際に、表面温度が８００℃～１０００℃の範囲で曲げ及び矯正を行うことを特徴とするスラブの連続鋳造方法。
4. 前記スラブの表層部における平均冷却速度を６０℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とする、請求項３に記載のスラブの連続鋳造方法。

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