JP7743935B2 - 連続鋳造スラブおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、冷却時の割れを防止した連続鋳造スラブおよびその製造方法に関する。より詳しくは、高強度鋼(ハイテン)用連続鋳造スラブであって、スラブ置き割れ防止に有効であり、圧延時に穴あきのトラブルを発生させない連続鋳造スラブおよびその製造方法に関する。

近年、自動車の分野では、車体のさらなる薄肉化と衝突安全性の確保との両立のため、高強度鋼のさらなる高強度化、そのための高合金化が進行している。高強度鋼の高合金化により、スラブの靭性は大きく低下する。

高合金化によるスラブの靭性の低下に伴い、スラブ冷却時の割れ、いわゆる、スラブ置き割れが頻発するようになってきた。スラブ置き割れが生じると、スラブの搬送時にスラブが破断し、スラブを熱間圧延に供することができなくなるおそれがある。また、スラブが破断しなくとも、スラブの熱間圧延中に当該スラブの亀裂が開口して、熱間圧延鋼板が破断するおそれがある。
あるいは、小さい亀裂を有するスラブを熱間圧延、冷間圧延、焼鈍あるいはめっき処理をすると、当該スラブが有している小さい亀裂は、これらの処理によって製造された鋼板にヘゲ疵やスリバー疵などの表面欠陥となって表れる。
通常、スラブ表面の亀裂は、グラインダーにより除去されている。ところが、高合金化されたスラブは、高合金化によって当該スラブの靭性が低下するため、グラインダーの応力により、当該スラブの亀裂が進展してしまい、当該スラブの亀裂を完全に除去することができないことがある。
一方で、スラブの小さい亀裂は、見逃されて、熱間圧延後、冷間圧延後、焼鈍後あるいはめっき後の鋼板に表面欠陥として現れる場合がある。これらのことから、スラブの割れは抑制される必要がある。

図１は、スラブ置き割れにより破断した高強度鋼用スラブ亀裂部の破面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により撮影した拡大写真である。図１からも明らかなように、スラブ亀裂部の破面は、旧オーステナイト粒界に沿った粒界破面の様相を呈していた。図２にスラブ亀裂部の断面を組織写真で示す。スラブ亀裂の深さは、主にスラブ表層から２０ｍｍ程度であった。スラブ亀裂は、旧オーステナイト粒界近傍を伝播しており、スラブ亀裂部の先端には粒界フェライトが存在していた。また、旧オーステナイト粒内には、パーライト、あるいは、パーライトとベイナイトが観察された。

粒界破壊は、旧オーステナイト粒が粗大であり、粒界が脆化した場合に発生する。粒界フェライトが生じた場合、粒内のパーライトおよびベイナイトとの強度差が生じるため、強度の低い粒界フェライト部に応力集中が起こり、より低い応力でもスラブの亀裂へと進展する。
一方、スラブを冷却すると、スラブ表面とスラブ内部との熱収縮差や変態膨張差に起因した応力が発生する。この応力が大きいと、スラブを室温まで冷却する際にスラブ割れが発生する。近年の高合金高強度鋼では、焼き入れ性が高く、スラブの旧オーステナイト粒径が粗大であることも相俟って、従来の徐冷プロセスでは低温変態相（ベイナイト、マルテンサイト等）の析出を抑止できない。
加えて、スラブの靭性も低いため、このように発生したスラブの深い亀裂は、グラインダー等の手入れによって除去することが困難であり、スラブの歩留まりを大きく下げる問題となっていた。

このような観点から、高張力鋼のスラブに置き割れが発生することを抑制する方法が提案されている。例えば、特許文献１には、オーステナイトからフェライトに変態する温度域である７００～５００℃を徐冷することで、ベイナイト／マルテンサイト変態を抑制し、その変態膨張によって生じる応力を低減させる方法が提案されている。すなわち、特許文献１には、高張力鋼において置き割れが発生しやすい鋼種でも、スラブ置き割れの発生を抑制することが可能な方法が開示されている。具体的に特許文献１に開示された高張力鋼のスラブの冷却方法は、高張力鋼の内部応力がその冷却速度に依存するという知見に基づいて高張力鋼に発生した内部割れ長さに応じて、スラブの冷却速度を制御することにより、置き割れの発生を抑制する方法である。

また、特許文献２には、スラブの鋳造後、直ちにスラブの徐冷を開始し、７００℃以上の温度で１０時間以上、７００～５００℃までの温度により当該スラブをさらに徐冷することにより温度差や変態時に発生するスラブの応力を低減する方法が提案されている。
すなわち、特許文献２には、Ｓｉを含む成分のスラブであっても、当該スラブの冷却中のスラブ割れのみならず、熱延時のヘゲ等の品質欠陥が発生しない高強度鋼板用スラブの冷却方法が開示されている。具体的に特許文献２に開示された高強度鋼板用スラブの冷却方法は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の化学成分の含有量を限定した高強度熱延鋼板の連続鋳造スラブの５００～７００℃における平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とするものである。

特開２０２０－１３９２０９号公報 特開２０１９－１６７５６０号公報

しかしながら、上記従来技術には以下の問題がある。特許文献１に記載された高張力鋼のスラブを鋳造後に冷却する方法は、スラブ鋳造後、冷却した際、スラブの温度が７００℃になってから５００℃に至るまでの温度範囲のみに着目して、スラブに発生する内部応力が小さくなるように制御している。このため、特許文献１に記載された高張力鋼のスラブの冷却方法を用いて炭素の含有率を高めたスラブを製造しても、スラブ置き割れ発生を十分に抑制することができない。

さらに、特許文献２に記載された高強度鋼板用スラブの冷却方法は、スラブ割れの原因が鋼中へのＳｉ添加とスラブ内の温度ムラに起因して発生する熱応力にあるという知見に基づき、熱応力の低減に着目してスラブの割れを抑制している。しかしながら、特許文献２に記載された高強度鋼板用スラブの冷却方法において、スラブのミクロ組織は、何ら限定されていない。このため、特許文献２に記載された高強度鋼板用スラブの冷却方法を用いてスラブを製造しても、スラブ置き割れ発生を十分に抑制することができない。
また、本発明者らが鋭意検討した結果、従来技術によるＣ、Ｓｉ、Ｍｎを多く含んだスラブは、その靭性がかなり低く、完全にスラブ置き割れを抑制することが不可能であり、圧延時に穴あきのトラブルが発生することを知見した。

本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、靭性の低い連続鋳造スラブであっても、当該スラブの冷却中において、スラブ置き割れが発生することなく、圧延時に穴あきのトラブルを発生させない連続鋳造スラブおよびその製造方法の提供を目的としている。

発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、スラブ割れの破壊形態を解析し、その破面には旧オーステナイト粒界に沿った粒界破面、旧オーステナイト粒界を横切る粒内破面（へき開破面）の破面のうち、少なくとも１種が存在していることを見出した。また、スラブ割れが伸展している位置でのミクロ組織は、フェライト、パーライト主体の組織であるのに対し、それより内部のミクロ組織は、ベイナイト主体の組織になっていた。
ここで、ベイナイト主体の組織とは、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、焼き入れマルテンサイト、及び残留オーステナイトから選ばれる少なくとも一つを含んでいる。すなわち、ベイナイト主体の組織は、主としてベイナイトを含み、かつ、不可避的組織である焼き入れマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトから選ばれる少なくとも一つを含んでいてもよいミクロ組織を意味する。ベイナイト主体の組織は、ミクロ組織に含まれるフェライト、パーライトに比べて低温で相変態する低温変態相である。
本来、物体は表面から冷却されるため、その内部に低温変態相が析出することは起こりえないが、スラブは旧オーステナイト粒径が粗大であるため、当該旧オーステナイト粒径がミクロ組織を構成する相の変態時間に大きく影響する。すなわち、スラブ表層の旧オーステナイト粒径に比べ、スラブ内部の旧オーステナイト粒径が大きいとき、当該スラブに同じ冷却をしたとしても、当該スラブに析出する組織、及び組織の析出するタイミングが異なることを見出した。
このことから、スラブ表層の変態が完了した後、熱収縮をしているタイミングで、スラブ内部の低温変態相が変態膨張することにより、スラブ表層の表面に引張応力が発生し、スラブ割れにつながっていることを見出した。さらに、発明者らは、詳細な検討を重ね、連続鋳造スラブのミクロ組織を制御し、スラブ内部の低温変態相における変態時の応力を低減させることにより、連続鋳造スラブの冷却過程でのスラブ置き割れを抑制し、圧延時に穴あきのトラブルを発生させないようにできることを見出し、本発明を想到した。

すなわち、上記課題を有利に解決する本発明に係る連続鋳造スラブは、
（ａ）高強度鋼用連続鋳造スラブであって、
質量％で、
Ｃ：０．１０％以上１．００％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上５.００％以下を含有し、
任意選択的に、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、およびＯ：０．０１００％以下を含有し、
さらに、任意選択的に、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を単独で、あるいは、２種以上を組み合わせて含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であり、
ミクロ組織が、フェライト、パーライト、及び低温変態相からなり、
前記低温変態相は、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、焼き入れマルテンサイト、及び残留オーステナイトから選ばれる少なくとも一つを含み、
前記連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における前記ミクロ組織が前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率との合計で８０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であって、かつ、
前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における前記ミクロ組織が前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率との合計で６０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であることを特徴とする。

さらに、本発明に係る連続鋳造スラブの製造方法は、高強度鋼用連続鋳造スラブの製造方法であって、
（ａ）に記載の成分組成の連続鋳造スラブを、
連続鋳造鋳型内の総抜熱量Ｑ_ＭＤが下記関係式（１）を満たし、
連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置である前記連続鋳造スラブの温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲において滞留時間が２３０ｓ以下である冷却条件により冷却する第一冷却工程と、
連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が７００℃以上８５０℃以下における平均冷却速度が２０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第二冷却工程と、
前記連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、前記連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が５００℃以上７００℃以下における平均冷却速度が１０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第三冷却工程と、を含むことを特徴とする（ａ）に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
上記関係式（１）中、Ｑ_ＭＤは連続鋳型内総抜熱量［ＭＷ／ｍ^２］、Ｌ_ＭＤは鋳型有効長さ［ｍ］、Ｖｃは鋳込み速度［ｍ／ｍｉｎ］を表す。

本発明によれば、高強度鋼用連続鋳造スラブの成分系であっても、冷却過程でのスラブ置き割れが発生することなく、圧延時に穴あきのトラブルを発生させない連続鋳造スラブを提供することができる。

置き割れにより破断した高強度鋼用連続鋳造スラブの亀裂部破面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により撮影した写真である。 上記亀裂部の断面組織写真である。 本発明に係る実施形態の連続鋳造スラブの発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－２）において製造した連続鋳造スラブの光学顕微鏡による観察拡大写真であり、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織を示した拡大写真である。 本発明に係る実施形態の連続鋳造スラブの発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－２）において製造した連続鋳造スラブの光学顕微鏡による観察拡大写真であり、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織を示した拡大写真である。

以下、本発明の実施の形態について具体的に説明する。なお、各図面は模式的なものであって、現実のものとは異なる場合がある。また、以下の実施形態は、本発明の技術的思想を具体化するための装置や方法を例示するものであり、構成を下記のものに特定するものでない。すなわち、本発明の技術的思想は、特許請求の範囲に記載された技術的範囲内において、種々の変更を加えることができる。

[第１実施形態]
第１実施形態に係る連続鋳造スラブについて説明する。本実施形態に係る連続鋳造スラブは、高強度鋼用連続鋳造スラブであって、
質量％で、
Ｃ：０．１０％以上１．００％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上５.００％以下を含有し、
任意選択的に、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、およびＯ：０．０１００％以下を含有し、
さらに、任意選択的に、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を単独で、あるいは、２種以上を組み合わせて含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
（ｉ）連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であり、
(ｉｉ)ミクロ組織が、フェライト、パーライト、及び低温変態相からなり、
前記低温変態相は、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、焼き入れマルテンサイト及び残留オーステナイトから選ばれる少なくとも一つを含み、
前記連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における前記ミクロ組織が前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率との合計で８０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であって、かつ、
前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における前記ミクロ組織が前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率との合計で６０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であることを特徴とする。
すなわち、本実施形態に係る発明によれば、連続鋳造スラブに含まれる成分組成を限定し、少なくとも上記（i）～(ii)の特性を備えることにより、連続鋳造スラブの靭性が非常に低い近年の高強度鋼用連続鋳造スラブにおいても、冷却過程においてスラブ置き割れを発生させず、当該連続鋳造スラブの圧延時における穴あきトラブル等も防ぐことができ、歩留まりの良い高強度鋼用連続鋳造スラブを提供することができる。

まず、本実施形態に係る連続鋳造スラブのミクロ組織の適性範囲および限定理由について説明する。なお、以下の説明において、ミクロ組織の構成率を示す「％」は、特に明記しない限り「面積％」を意味する。また、連続鋳造スラブのミクロ組織の観察は、常温で行ったものとする。

前述したように、スラブ置き割れにより破断した高強度鋼用連続鋳造スラブの亀裂部の破面の破壊形態を観察したところ、スラブ置き割れの多くがスラブ表層下２０ｍｍ程度まで進展していること、及び旧オーステナイト結晶粒界に割れが進展した「粒界破壊」の形態をとっていること、割れ部のミクロ組織がフェライト、パーライト主体であり、割れよりも内部（スラブの厚み方向中央側）のミクロ組織がベイナイト主体であること、が判明した。
つまり、高強度鋼用連続鋳造スラブにおいて、結晶粒界の破壊によるスラブ置き割れの要因は、旧オーステナイト粒径が粗大であること、スラブ表層とスラブ内部とでミクロ組織が異なり、スラブ内部に低温変態相が析出していることが考えられる。旧オーステナイト粒径が粗大であると、粒界偏析や粒界フェライトの析出等による粒界の脆化が起こりやすいため、スラブ置き割れの要因になる。また、スラブ表層のミクロ組織とスラブ内部のミクロ組織とが異なり、スラブ内部に低温変態相が析出した場合は、低温変態相の変態膨張がスラブ置き割れの要因になる。
そこで、本実施形態に係る発明は、冷却過程でのスラブ置き割れが発生しない高強度鋼用連続鋳造スラブに必要な条件として、連続鋳造スラブに含まれる成分組成を限定した上で、（ｉ）連続鋳造スラブの表層から所定の位置を複数設定して、それぞれの位置における平均旧オーステナイト粒径から算出される平均旧オーステナイト粒径比と、(ｉｉ)前記連続鋳造スラブのミクロ組織とからなる、これら２つの事象に着目した。

＜（ｉ）平均旧オーステナイト粒径比について＞
本実施形態に係る高強度鋼用連続鋳造スラブは、高強度鋼用連続鋳造スラブであって、（ｉ）連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であることを特徴とする。ここで、平均旧オーステナイト粒径は、複数の視野分において測定された複数の旧オーステナイト粒径の値を平均した値をいう。

従来の連続鋳造スラブでは、平均旧オーステナイト粒径が数ｍｍサイズと非常に大きい。このため、当該連続鋳造スラブの靭性を大きく低下させている。加えて、平均旧オーステナイト粒径は、連続鋳造スラブが有するミクロ組織の変態挙動にも大きな影響を与え、旧オーステナイト粒径が大きいほど変態開始時間が長時間側へ移動する。その結果、連続鋳造スラブを徐冷しても、そのミクロ組織に低温変態相が析出しやすくなる。さらに、平均旧オーステナイト粒径の差が大きいほど、スラブ表層とスラブ内部との間でミクロ組織の差が生じやすい。
このような技術的観点から、本実施形態に係る連続鋳造スラブは、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下と設定した。
このように、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）の上限は、４．０以下であることが好ましい。その理由は、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が４．０以下であれば、スラブ表層とスラブ内部との間でミクロ組織の差を小さくすることができるからである。
一方、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）の下限は、厳密には限定しない。しかしながら、スラブ内部の平均旧オーステナイト粒径をスラブ表層の平均旧オーステナイト粒径よりも小さくするには、特別な冷却制御が必要であり、この特別な冷却制御をするためには設備投資が必要となる。このため、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）は、１．０以上であることが好ましい。なお、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）の下限は、さらに好ましくは１．２以上であり、より好ましくは１．５以上である。

ここで、平均旧オーステナイト粒径を設定するに際して、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置と連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置であることを規定した理由は、スラブ置き割れの多くがスラブ表層下２０ｍｍ程度まで進展していることから、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置、及び連続鋳造スラブ表層と連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置との中間に位置する連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置がスラブ置き割れを抑制するために必要な位置であると考えられるからである。
一方で、連続鋳造スラブ表層下５ｍｍ未満の領域は、鋳型あるいは鋳型直下の水スプレーにより直接急冷される。
そして、連続鋳造スラブ表層下５ｍｍ未満の領域は、連続鋳造スラブを構成する粒子がγ粒径である微細な組織であり、当該連続鋳造スラブの靭性が高い。
このため、連続鋳造スラブ表層下５ｍｍ未満の領域からスラブ置き割れの起点が生じているとは考えにくい。
このような技術的観点から、本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、連続鋳造スラブ表層から５ｍｍ未満の領域を連続鋳造スラブのミクロ組織の制御が必要な位置から除外することができる。
したがって、連続鋳造スラブ組織の制御が必要な位置は、第１の位置として、スラブ内部に位置するスラブ厚み方向に入った深さから２０ｍｍ位置であり、第２の位置として、スラブ表層に位置するスラブ厚み方向に入った深さから１０ｍｍ位置である。
すなわち、連続鋳造スラブ表層下の第１の位置として、スラブ内部の連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置を基準に、例えば、連続鋳造スラブ表層から深さ方向に１８～２２ｍｍ、１５～２５ｍｍにおける平均旧オーステナイト粒径を設定してもよい。
また、連続鋳造スラブ表層下の第２の位置として、スラブ内部の連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ位置を基準として、例えば、連続鋳造スラブ表層から深さ方向に８～１２ｍｍ、５～１５ｍｍにおける平均旧オーステナイト粒径を設定してもよい。

本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、平均旧オーステナイト粒径を決定する因子は、連続鋳造スラブを冷却する際の温度である。オーステナイト粒は、特に１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲での成長速度が大きい。したがって、連続鋳造スラブを冷却する温度は、特に１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲であり、その温度範囲の連続鋳造スラブにおける冷却速度や滞留時間が影響する。
すなわち、１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲において、連続鋳造スラブの冷却速度が遅い、あるいは連続鋳造スラブの滞留時間が長いほど平均旧オーステナイト粒径が粗大化する。連続鋳造スラブの旧オーステナイト粒径は、スラブ表層側で微小であり、スラブ内部ほど粗大である。スラブ表層側の平均旧オーステナイト粒径とスラブ内部の平均旧オーステナイト粒径との差を小さくするには、スラブ表層側の平均旧オーステナイト粒径を粗大化させ、スラブ内部の平均旧オーステナイト粒径を微細化させる必要がある。

すなわち、本実施形態に係る連続鋳造スラブが（i）連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下である条件を満たすためには、連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ、及び２０ｍｍ位置における連続鋳造スラブの温度Ｔ_１０、Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲での冷却を制御して、連続鋳造スラブを製造することが重要である。ここでＴ_１０、Ｔ_２０は、それぞれ連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置、２０ｍｍ位置の温度である。
連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ位置の温度Ｔ_１０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲における冷却速度を制御するためには、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造工程において、連続鋳造鋳型内での総抜熱量を考慮する必要がある。
すなわち、連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ位置の温度Ｔ_１０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲に該当するのは、当該連続鋳造スラブが連続鋳造鋳型内を通過するときであるため、単位面積当たりの連続鋳造鋳型内総抜熱量ＱＭＤ［ＭＷ／ｍ^２］と鋳型有効長さＬＭＤ［ｍ］と鋳込み速度Ｖｃ［ｍ／ｍｉｎ］との関係を勘案して、連続鋳造鋳型内での総抜熱量が下記関係式（１）を満たすような連続鋳造スラブの冷却をする必要がある。
上記関係式（１）中、Ｑ_ＭＤ：連続鋳造鋳型内総抜熱量［ＭＷ／ｍ^２］、Ｌ_ＭＤ：鋳型有効長さ［ｍ］、Ｖｃ：鋳込み速度［ｍ／ｍｉｎ］を表す。

連続鋳造鋳型内総抜熱量Ｑ_ＭＤは、連続鋳造鋳型への冷却水の流量と、連続鋳造鋳型の入口と出口との温度差から総抜熱量を算出し、算出された総抜熱量を、連続鋳造鋳型を構成する鋳型銅板と鋳片との接触面積で除することにより算出される。
鋳型有効長さＬ_ＭＤは、ダンディッシュから流し込まれた溶鋼が凝固することができる鋳型の長さ（鋳型長）である。鋳型有効長さＬ_ＭＤは、連続鋳造鋳型の形態にもよるが、例えば、０．７～０．９［ｍ］であることが好ましい。
鋳込み速度Ｖｃは、連続鋳造鋳型内に流し込まれる溶鋼の速度である。鋳込み速度Ｖｃは、例えば、０．８～２．０［ｍ／ｍｉｎ］であることが好ましい。

ここで、連続鋳造鋳型内総抜熱量Ｑ_ＭＤ［ＭＷ／ｍ^２］と鋳型有効長さＬ_ＭＤ［ｍ］と鋳込み速度Ｖｃ［ｍ／ｍｉｎ］との関係は、上記関係式（１）により規定され、関係式（１）により算出される値は、０．６～１．５であることが好ましい。関係式（１）により算出される値が１．５以下であれば、当該連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径を粗大化することができ、スラブ内部の平均旧オーステナイト粒径との差を小さくすることができるため好ましい。
一方、関係式（１）により算出される値が０．６以上であれば、連続鋳造鋳型出側での連続鋳造スラブのシェル厚みを確保することができるとともに、ブレークアウトのリスクなく連続鋳造スラブの平均旧オーステナイト粒径を粗大化できるため好ましい。

また、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置の温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の範囲に該当する滞在時間を制御するためには、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造工程において、スプレー水冷の冷却を制御する必要がある。
すなわち、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置の温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の範囲に該当するのは、当該連続鋳造スラブが連続鋳造鋳型直下の２次冷却帯を通過するときであるため、前記２次冷却帯の冷却水量を制御し、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置の温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の範囲に該当する滞在時間を２３０ｓ以下とすることが好ましい。
連続鋳造鋳型内総抜熱量ＱＭＤが上記関係式（１）を満たし、かつ、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置の温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲に該当する滞留時間を２３０ｓ以下とすれば、当該連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_１０と当該スラブ表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_２０との比である平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）を４．０以下とすることができ、スラブ置き割れを抑制することができるため好ましい。

さらに、このような観点から、連続鋳造スラブの滞留時間を好ましくは２２０ｓ以下とし、より好ましくは２１０ｓ以下とし、よりに好ましくは２００ｓ以下とすることが好ましい。なお、連続鋳造スラブの滞留時間の下限は、特に限定しないが、滞留時間が短すぎると不均一凝固による連続鋳造でのブレークアウトのリスクが高くなるため、６０ｓ以上とする。
すなわち、連続鋳造スラブの滞留時間が６０ｓ未満であると、初期凝固シェルの不均一凝固に起因する連続鋳造スラブの割れが生じることにより、ブレークアウトに至る危険があるため、連続鋳造スラブの滞留時間を６０ｓ以上とすることが好ましい。
なお、このような観点から、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置の温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲における連続鋳造スラブの滞留時間は、８０ｓ以上がより好ましく、さらには９０ｓ以上がより好ましい。

連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ、及び２０ｍｍ位置の温度Ｔ_１０、Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲における連続鋳造スラブの冷却速度や滞留時間は、スラブ鋳造の初期段階の冷却条件を調整することで制御が可能である。例えば、鋼の連続鋳造では、まず組成成分を調整した溶鋼を水冷銅鋳型に注入し、初期凝固シェルを生成させる。その後、水冷銅鋳型からの連続鋳造スラブの引き抜きを開始し、連続鋳造スラブが水冷銅鋳型から出た後、水スプレーによる当該連続鋳造スラブの冷却を実施する。
連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置での温度Ｔ_１０は、連続鋳造鋳型内の冷却が大きく影響するため、例えば、連続鋳造鋳型内を潤滑にするためのモールドパウダーの熱伝導率を低下させてもよいし、連続鋳造鋳型冷却水の量を低減させてもよい。
一方、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置での温度Ｔ_２０は、連続鋳造鋳型直下の冷却が大きく影響するため、例えば、連続鋳造鋳型直下の水スプレーの流量を増加させることで当該温度を制御することが可能である。連続鋳造鋳型直下のスプレーが水と空気の２流体スプレーの場合は、水流量、空気流量を増加させることでも当該温度を制御することが可能である。

それらの冷却条件を制御することで、連続鋳造スラブ表層から１０ｍｍ位置、２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径を制御することができる。
ここで、連続鋳造スラブ内部の温度を実測することは、困難である。このため、伝熱解析によって連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置、２０ｍｍ位置それぞれでの温度履歴を算出し、連続鋳造スラブの温度Ｔ_１０、Ｔ_２０を推定することができる。連続鋳造スラブの内部でも最も上記温度域の滞留時間が長くなるようにするため、伝熱解析位置を上記スラブ幅中央に設定することができる。

＜(ｉｉ)連続鋳造スラブのミクロ組織について＞
本実施形態に係る連続鋳造スラブは、(ii)スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織が、フェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であって、スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織が、フェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上であることを特徴とする。すなわち、(ｉ)連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径ｄ_１０と連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径ｄ_２０との比である平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が４．０以下であることに加えて、ベイナイトとフェライトなどの連続鋳造スラブのミクロ組織を構成する内部組織の比率もスラブの破壊の単位を決める因子であり、その比率によってスラブにかかる応力が変化することが知られている。
特に、主としてベイナイトを含み、焼き入れマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含む不可避的組織である低温変態相がスラブ内部のミクロ組織に発生すると、当該低温変態相の変態におけるその膨張量が大きいことに加え、ベイナイト等を含む低温変態相の周囲に形成されたフェライトやパーライトは、既に変態が完了しており、その後に熱収縮をしているために、そこに大きな応力集中が発生する。
そこで、発明者らは、冷却速度を制御し、(ｉｉ)連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であって、かつ、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上であることで、スラブの表層にかかる変態応力を低減させることを見出した。
ここで、フェライトとパーライト以外のミクロ組織である低温変態相は、ベイナイトを主体とするものであり、ベイナイトのみに限られるものではなく、ベイナイトの他に、焼き入れマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含んでいてもよい。
なお、フェライトの面積率及びパーライトの面積率は、光学顕微鏡や電子顕微鏡等の観察手段を用いて、連続鋳造スラブのミクロ組織の観察結果に基づいて算出することができる。そして、光学顕微鏡や電子顕微鏡等の観察手段を用いて、連続鋳造スラブのミクロ組織に含まれるフェライトとパーライトを識別することができる。

連続鋳造スラブのミクロ組織の識別結果により、連続鋳造スラブのミクロ組織の面積Ｓ_totalと、フェライトの面積Ｓ_ferrite及びパーライトの面積Ｓ_pearliteを合計した面積Ｓ_{（ferrite＋pearlite）}とを算出する。そして、連続鋳造スラブのミクロ組織の面積Ｓ_totalに対するフェライトの面積Ｓ_ferriteとパーライトの面積Ｓ_pearliteとを合計した面積Ｓ_{（ferrite＋pearlite）}の比率を面積率（％）として定義して算出する。
連続鋳造スラブのミクロ組織は、フェライト、パーライト、及び低温変態相からなり、フェライトの面積率（％）とパーライトの面積率（％）と低温変態相の面積率（％）との合計は１００％である。このため、低温変態相の面積Ｓ_Ｘの比率である面積率（％）は、１００％からフェライトの面積率（％）とパーライトの面積率（％）とを合計した面積率を差し引くことで算出する。

本実施形態に係る連続鋳造スラブは、(ｉｉ)連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であって、かつ、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であることを特徴とする。
すなわち、本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、(ｉｉ)連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織の面積Ｓ１０_totalに対する、フェライトの面積Ｓ１０_ferriteとパーライトの面積Ｓ１０_pearliteとを合計した面積Ｓ１０_{（ferrite＋pearlite）}の比率である面積率（％）が８０％以上であり、かつ、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織の面積Ｓ２０_totalに対するフェライトの面積Ｓ２０_ferriteとパーライトの面積Ｓ２０_pearliteとを合計した面積Ｓ２０_{（ferrite＋pearlite）}の比率である面積率（％）が６０％以上であれば、スラブ表層に生じるスラブ徐冷による熱応力・変態応力を緩和することができ、連続鋳造スラブのスラブ置き割れを抑制できるため好ましい。
また、フェライトの面積率が５％以上１０％未満の場合は、少量の粒界フェライトが析出しており、粒界強度を下げるためスラブの置き割れの程度を悪くする。そのためＳ１０_ferrite、Ｓ２０_ferrite共に、これらのフェライトの面積率を５％未満または１０％以上とすることが好ましい。
一方、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織が、フェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％より小さくなると、低温変態相の冷却・変態時の応力を吸収できず、スラブ置き割れが発生するため好ましくない。
また、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織が、フェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％より小さくなると、低温変態相の変態膨張によって、既に変態が完了しているスラブ表層に過大な引張応力が生じ、連続鋳造スラブのスラブ置き割れが発生するため好ましくない。
なお、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織は、フェライト、パーライト、及び低温変態相からなり、フェライトの面積Ｓ１０_ferriteの面積率とパーライトの面積Ｓ１０_pearliteの面積率と低温変態相の面積Ｓ１０_Ｘの面積率との合計は、１００％である。同様に、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織は、フェライト、パーライト、及び低温変態相からなり、フェライトの面積Ｓ２０_ferriteの面積率とパーライトの面積Ｓ２０_pearliteの面積率と低温変態相の面積Ｓ２０_Ｘの面積率との合計は、１００％である。

なお、フェライトには、最大で０．０２質量％の炭素を含む鉄が含まれており、フェライトは、純鉄に近い組織である。フェライトは、鉄鋼組織の中で最も柔らかく延性に優れている。パーライトは、オーステナイトをゆっくり冷却したときに得られる組織である。パーライトは、フェライト層とセメンタイト層とからなり、これらの層が交互に並ぶことによって形成される。

スラブ置き割れを制御するには、スラブの冷却による熱・変態応力の低減だけでなく、連続鋳造スラブのミクロ組織を制御することも重要である。フェライト変態域である８５０℃以下７００℃以上の冷却速度を制御することにより、ミクロ組織内のフェライトの析出を制御可能である。具体的には、フェライト変態域における連続鋳造スラブの冷却速度を低下させることにより、フェライト析出量を増加させ、応力集中で問題となる粒界から析出したフェライトを無害化することができる。

また、スラブ置き割れを抑制する上で、旧オーステナイト粒界の脆化を抑制するだけでなく、低温変態相の変態時の応力を低減することも重要である。前述の連続鋳造スラブ表層から複数設定された所定位置における平均旧オーステナイト粒径の制御に加えて、パーライト変態域（７００℃以下５００℃以上）での冷却速度も種々制御することによって、連続鋳造スラブのミクロ組織を制御し、低温変態相の変態時の応力を低減することができる。具体的にはパーライト変態域での冷却速度を低下させることで、主にベイナイトを含む低温変態相の析出を抑止し、低温変態相の過度な変態膨張が既に変態が完了しているフェライト相、パーライト相に作用しないようにすることで、連続鋳造スラブのスラブ置き割れを抑制することができる。

なお、連続鋳造スラブが連続鋳造機を出てからの冷却は、連続鋳造機出側のスラブ温度、複数のスラブを積重ねるまでの時間、積重ねるスラブの枚数、保温カバーの有無、水靭処理等の条件等を変更することで制御可能である。
連続鋳造機を出た後の連続鋳造スラブの冷却速度の測定は、熱電対で行うことができる。例えば、連続鋳造機から連続鋳造スラブが出てきた後に連続鋳造スラブ表層の広い面（長辺）の表面中央部に熱電対を設置し、連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０を測定することで、冷却速度を算出することができる。

以上説明したように、本実施形態に係る発明によれば、連続鋳造スラブの靭性が非常に低い近年の高強度鋼用連続鋳造スラブにおいても、冷却過程でのスラブ置き割れを発生させず、圧延時の穴あきトラブル等も防ぐことができ、歩留まりの良い高強度鋼用連続鋳造スラブを得ることができる。

さらに、本実施形態に係る連続鋳造スラブは、連続鋳造スラブが質量％でＣ：０．１０％以上１．００％以下、Ｓｉ：０．１０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上５.００％以下を含有する。
なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。

＜Ｃ：０．１０％以上１．００％以下＞
本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、連続鋳造スラブに含まれる各化学成分を限定する理由について説明する。なお、連続鋳造スラブに含まれる各化学成分の含有量は質量％である。連続鋳造スラブに含まれるＣの含有量を０.１０％以上１．００％以下とする理由は以下の通りである。高強度鋼用連続鋳造スラブに含まれるＣは、連続鋳造スラブを原料とする高強度鋼板の強度を高めるために必要な元素である。Ｃの含有量が０．１０％未満であると、高強度鋼板に必要な強度を得ることが出来ないため、Ｃの含有量の下限は、０．１０％である。一方、Ｃの含有量が１．００％を超えると、上記高強度鋼板の溶接性や加工性が不充分となるため好ましくない。

したがって、このような観点から、本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、当該連続鋳造スラブに含まれるＣの含有量を０．１０％以上１．００％以下とすることが好ましく、さらに０．１２％以上０．４５％以下とすることがより好ましく、０．１５％以上０．４０％以下とすることが特に好ましい。

＜Ｓｉ：０．１０％以上２．５０％以下＞
次に、高強度鋼用連続鋳造スラブに含まれるＳｉの含有量を０．１０％以上２．５０％以下とする理由は以下の通りである。連続鋳造スラブに含まれるＳｉは、連続鋳造スラブを原料とする高強度鋼板の焼鈍工程おいて、当該鋼板に残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。加えて、連続鋳造スラブに含まれるＳｉは、固溶強化により高強度鋼板の高強度化にも寄与するため必須の添加元素である。Ｓｉの含有量が０．１０％未満であると、高強度鋼板に必要な強度を得ることが出来ないため、Ｓｉの含有量の下限は、０．１０％である。

一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、高強度鋼板に必要な強度を得ることが出来る効果が飽和するとともに、高強度鋼板に加工される前の熱延板に強固なスケールが発生する。その結果、高強度鋼板の外観及び酸洗性を劣化させるため、Ｓｉの含有量の上限は、２．５０％である。

したがって、このような観点から、本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、当該連続鋳造スラブに含まれるＳｉの含有量を０．１０％以上２．５０％以下とすることが好ましく、さらに０．５０％以上２．００％以下とすることが好ましく、１．００％以上１．８０％以下とすることがより好ましい。

＜Ｍｎ：０．４０％以上５．００％以下＞
さらに、連続鋳造スラブに含まれるＭｎの含有量を０．４０％以上５．００％以下とする理由は以下の通りである。連続鋳造スラブに含まれるＭｎは、高強度鋼板の強度をさらに高めるために必要な元素である。具体的には、Ｍｎは、連続鋳造スラブの熱延工程において、その変態制御を通じて高強度鋼板の強度を制御するために添加される元素である。Ｍｎの含有量が０．４０％未満であると、高強度鋼板の十分な強化が出来ないため、Ｍｎの含有量の下限は、０．４０％である。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、高強度鋼板の十分な強化される程度が飽和するとともに、高強度鋼板の製造コストが増加し、経済性の観点から好ましくない。

したがって、このような観点から、本実施形態に係る連続鋳造スラブにおいて、当該連続鋳造スラブに含まれるＭｎの含有量を０．４０％以上５．００％以下とすることが好ましく、１．２０％以上４．５０％以下とすることがさらに好ましく、１．４０％以上４．００％以下とすることがより好ましい。

本実施形態に係る連続鋳造スラブは、上記成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、適切な組成の平均旧オーステナイト粒径およびミクロ組織を有するものである。その限りにおいて、他の特性を考慮し、Ｐを０．１００％以下、Ｓを０．０２００％以下、Ａｌを０．１００％以下、Ｎを０．０１００％以下およびＯを０．０１００％以下、含有していてもよい。ここで不可避不純物として、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これら不可避不純物の合計で０．１００％以下の含有は許容される。

Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、スラブ置き割れを生じさせることがある。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、好ましくは、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．０７０％以下とする。

Ｓは、硫化物として存在し、スラブ脆化をもたらす元素である。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は、好ましくは０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。さらに好ましくは０．００５０％以下とする。

Ａｌは、スラブ冷却中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、スラブの残留オーステナイトの分率に影響する元素である。また、脱酸のため０．００５％以上添加することが好ましい。Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、スラブ脆化をもたらすおそれがある。したがって、Ａｌの含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０１０％以上とする。さらに好ましくは０．０８０％以下とする。

Ｎは、窒化物として存在し、スラブの脆化をもたらす元素である。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は、好ましくは０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。さらに好ましくは０．００５０％以下とする。

Ｏは、酸化物として存在し、スラブの脆化をもたらす元素である。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は、好ましくは０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。さらに好ましくは０．００５０％以下とする。

本実施形態に係る連続鋳造スラブは、高強度鋼板用として、上記成分組成に加えて、さらに、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を単独で、あるいは、２種以上を組み合わせて含有してもよい。

Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ０．２００％以下の含有量であれば、スラブに粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましい。
なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しないが、連続鋳造スラブの熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。

ＴａおよびＷは、それぞれ０．１０％以下の含有量であれば、粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましい。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、連続鋳造スラブの熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。より好ましくは０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．０８％以下とする。

本実施形態に係る連続鋳造スラブには、本発明の目的を損なわない範囲で必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕから選ばれる少なくとも１種を含有していてもよい。Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、連続鋳造スラブの熱間圧延での組織制御を通じた鋼板の高強度化という効果をもたらす。この効果は、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することで顕著になることから、０．０１％以上添加することが好ましい。各元素の量が各元素の上限を超えると、鋼板の溶接性、熱間加工性などが劣化することから、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕの各元素の量の上限は１．００％とする。したがって、連続鋳造スラブがＣｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕを含有する場合はその各含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、０．０１％以上とする。さらに好ましくは１．００％以下とする。

Ｂは、連続鋳造スラブの熱間圧延や焼鈍中の組織変態を制御するため、組織強化を通じて強度に影響を与えることから添加してもよい。Ｂは、０．０１００％以下であればスラブの靭性に影響しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、連続鋳造スラブの熱間圧延や焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。より好ましくは０．０００３％以上とする。さらに好ましくは０．００８０％以下とする。

Ｃｏは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｃｏの含有量は１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、スラブの焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．８０％以下とする。

Ｃｕは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることよりが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とする。より好ましくは、０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．８０％以下とする。

Ｓｎは、０．２００％以下であればスラブの靭性に影響をしない。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。

Ｓｂは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、脱炭を抑制し、鋼板の強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。

Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの各含有量は、０．０１００％以下にすることが好ましい。
なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの各含有量の下限は特に規定しないが、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、スラブの靭性を向上する元素であることから、これらの含有量は、それぞれ０．０００５％以上とすることがより好ましい。
したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量をそれぞれ０．０１００％以下とする。より好ましくは０．０００５％以上とする。さらに好ましくは０．００５０％以下とする。

ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば、スラブに粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、ＺｒおよびＴｅの各含有量は、０．１００％以下にすることが好ましい。なお、ＺｒおよびＴｅの各含有量の下限は特に規定しないが、ＺｒおよびＴｅは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、スラブの靭性を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．０８０％以下とする。

Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、Ｈｆは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とする。より好ましくは０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．０８％以下とする。

Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、スラブの靭性を低下させない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。

なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避不純物として含むものとする。

以上説明したように、第１実施形態に係る発明によれば、高強度鋼に必要な強度を得ることができ、さらに、高強度鋼の溶接性、加工性及び外観に優れた連続鋳造スラブを得ることができる。

[第２実施形態]
第２実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法について説明する。本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、高強度鋼用連続鋳造スラブの製造方法であって、上記実施形態に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、
連続鋳造鋳型内での総抜熱量Ｑ_ＭＤが下記関係式（１）を満たし、連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置である前記連続鋳造スラブの温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲に該当する滞留時間が２３０ｓ以下である冷却条件により冷却する第一冷却工程と、
連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が７００℃以上８５０℃以下における平均冷却速度が２０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第二冷却工程と、
前記連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、前記連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が５００℃以上７００℃以下における平均冷却速度が１０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第三冷却工程と、を含む。
上記関係式（１）中、Ｑ_ＭＤ：連続鋳造鋳型内総抜熱量［ＭＷ／ｍ^２］、Ｌ_ＭＤ：鋳型有効長さ［ｍ］、Ｖｃ：鋳込み速度［ｍ／ｍｉｎ］を表す。

なお、本実施形態に係る高強度鋼板用スラブの製造方法は、その製造工程の諸条件により積替えが発生する場合がある。積替えが発生した場合、スラブの冷却速度は、一時的に既定の冷却速度を超えることがある。しかしながら、変態にかかる時間は１０ｈｒ以上と非常にゆっくりであるため、積替え程度のハンドリング時間（長くて１～２ｈｒ）であれば、置き割れの発生に至らない。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板用スラブの製造方法では、連続鋳造スラブを冷却する際の冷却速度を最大冷却速度ではなく平均冷却速度と規定している。
以下、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法が含む各工程について説明する。

（第一冷却工程）
本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、高強度鋼用連続鋳造スラブの製造方法であって、上記実施形態に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、
連続鋳造鋳型内での総抜熱量Ｑ_ＭＤが下記関係式（１）を満たし、連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置である前記連続鋳造スラブの温度Ｔ_２０を１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲における滞留時間が２３０ｓ以下である冷却条件により冷却する第一冷却工程を含む。
上記関係式（１）中、Ｑ_ＭＤ：連続鋳造鋳型内総抜熱量［ＭＷ／ｍ^２］、Ｌ_ＭＤ：鋳型有効長さ［ｍ］、Ｖｃ：鋳込み速度［ｍ／ｍｉｎ］を表す。

第一冷却工程は、上記実施形態に係る連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_１０と連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_２０との比である平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）を４．０以下に制御するための工程である。本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法において、平均旧オーステナイト粒径を決定する因子は、連続鋳造スラブを冷却する際の温度である。第一冷却工程において、連続鋳造スラブを冷却する温度は、１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲である。このように、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、平均旧オーステナイト粒径を決定する因子である連続鋳造スラブの１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲に着目して、その温度を制御している。
なお、第一冷却工程において、１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲において連続鋳造スラブを冷却する温度は、実測することが困難であるため、伝熱解析によって、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置での温度履歴を計算した。解析位置は、スラブ内部でも最も上記温度域の滞在時間が長くなるスラブ幅中央部とした。

連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_１０と、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_２０との比である平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）を小さくするためには、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_１０を大きくし、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径ｄ_２０を小さくする必要がある。
言い換えると、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置での冷却は遅くし、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置での冷却は速くする必要がある。

さらに、第一冷却工程において、連続鋳造鋳型内の総抜熱量Ｑ_ＭＤが、鋳型有効長さＬ_ＭＤ［ｍ］と鋳込み速度Ｖｃ［ｍ／ｍｉｎ］との関係において、下記関係式（１）を満たすことを必要とする。そして、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置を冷却する上記温度範囲において、当該連続鋳造スラブの滞留時間は、２３０ｓ以下である。
さらに、連続鋳造鋳型内の総抜熱量Ｑ_ＭＤが、鋳型有効長さＬ_ＭＤ［ｍ］と鋳込み速度Ｖｃ［ｍ／ｍｉｎ］との関係において、下記関係式（１）を満たし、かつ、連続鋳造スラブの上記温度の滞留時間が２３０ｓ以下であれば、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）を４．０以下にでき、スラブ置き割れを抑制することができるため好ましい。
なお、１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲における連続鋳造スラブの滞留時間の下限は、特に規定しないが、滞留時間が短すぎると、不均一凝固による連続鋳造でのブレークアウトのリスクが高くなるため、６０ｓ以上とすることが好ましい。なお、８０ｓ以上がより好ましく、さらには９０ｓ以上がより好ましい。
上記関係式（１）中、Ｑ_ＭＤ：連続鋳造鋳型内総抜熱量［ＭＷ／ｍ^２］、Ｌ_ＭＤ：鋳型有効長さ［ｍ］、Ｖｃ：鋳込み速度［ｍ／ｍｉｎ］を表す。

（第二冷却工程）
次に、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が７００℃以上８５０℃以下における平均冷却速度が２０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第二冷却工程を含む。第二冷却工程は、上記実施形態に係る連続鋳造スラブのミクロ組織に含まれるフェライトの面積率を増大させるための工程である。

第二冷却工程において、連続鋳造スラブをさらに冷却する温度は、７００℃以上８５０℃以下である。このように、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、フェライトの析出量を増加することができるフェライト変態域における温度範囲の冷却速度に着目して、その温度を制御している。第二冷却工程において、冷却速度の測定は、熱電対で行った。連続鋳造機からスラブが出てきた後にスラブの広い面（長辺）の上面中央部に熱電対を設置して測定した温度から冷却速度を算出した。後述する第三冷却工程における冷却速度の測定も同様にして行うことができる。

第二冷却工程において、連続鋳造スラブを冷却する上記温度範囲における、当該連続鋳造スラブの平均冷却速度は２０℃／ｈｒ以下である。当該連続鋳造スラブの平均冷却速度が２０℃／ｈｒ以下であれば、フェライト変態温度域での当該連続鋳造スラブの滞留時間を十分に確保でき、フェライトの面積率を増大させ、粒界フェライトの析出を抑制でき、スラブ靭性を向上できるため好ましい。
なお、平均冷却速度の下限については厳密には限定しないが、制御に必要なエネルギー源が別途必要となるため、好ましくは、２℃／ｈｒ以上が望ましい。より好ましくは、上記平均冷却速度は、５℃／ｈｒ以上１８℃／ｈｒ以下である。

（第三冷却工程）
さらに、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、前記連続鋳造スラブの幅方向中央であり、かつ、前記連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が５００℃以上７００℃以下における平均冷却速度が１０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第三冷却工程を含む。
第三冷却工程は、上記実施形態に係る連続鋳造スラブのミクロ組織をパーライト主体の組織にし、また、当該ミクロ組織の内部応力を下げるための工程である。
言い換えると、連続鋳造スラブのミクロ組織における低温変態相の析出を抑制し、その変態膨張による応力が既に変態が完了しているフェライトやパーライト部にかからないようにするための工程である。
具体的に第三冷却工程は、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織の面積Ｓ１０_totalに対するフェライトの面積Ｓ１０_ferriteとパーライトの面積Ｓ１０_pearliteとを合計した面積Ｓ１０_{（ferrite＋pearlite）}の比率である面積率（％）を８０％以上とするための工程と、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織の面積Ｓ２０_totalに対するフェライトの面積Ｓ２０_ferriteとパーライトの面積Ｓ２０_pearliteとを合計した面積Ｓ２０_{（ferrite＋pearlite）}の比率である面積率（％）を６０％以上とする工程である。

第三冷却工程において、連続鋳造スラブをさらに冷却する温度は、５００℃以上７００℃以下である。このように、本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、パーライト変態域における温度範囲の冷却速度に着目して、連続鋳造スラブの温度を制御している。

第三冷却工程において、連続鋳造スラブを冷却する上記温度範囲における、当該連続鋳造スラブの平均冷却速度は１０℃／ｈｒ以下である。前述の平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）を４．０以下に制御しつつ、当該連続鋳造スラブの平均冷却速度が１０℃／ｈｒ以下であれば、ベイナイト等を含む低温変態相の変態を抑制し、連続鋳造スラブのミクロ組織をパーライト主体の組織にすることでその内部応力を低減できるため好ましい。
なお、連続鋳造スラブを冷却する際の平均冷却速度の下限については厳密には限定しないが、制御に必要なエネルギー源が別途必要となるため、２℃／ｈｒ以上が望ましい。より望ましくは５℃／ｈｒ以上である。

このように本実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法は、連続鋳造スラブの冷却工程として、三段階による冷却工程を採用して、平均旧オーステナイト粒径比、連続鋳造スラブのミクロ組織を緻密に制御することによって、冷却により発生するスラブ置き割れが抑制され、圧延時の穴あきトラブル等も防ぐことが可能となる高強度鋼用連続鋳造スラブを提供することができる。

以上説明したように、第２実施形態に係る連続鋳造スラブの製造方法によれば、高強度鋼用連続鋳造スラブの成分系であっても、冷却工程を三段階に分けて、各冷却工程を緻密に制御することにより、冷却過程での置き割れが発生せず、圧延時の穴あきトラブル等も防ぐことができる高強度鋼用連続鋳造スラブを提供することができる。

[他の実施形態]
以上、実施形態を参照して本願発明を説明したが、本願発明は上記実施形態に限定されるものではない。本願発明の構成や詳細には、本願発明の技術的範囲で当業者が理解し得る様々な変更をすることができる。また、それぞれの実施形態に含まれる別々の特徴を如何様に組み合わせたシステム、または装置も、本発明の技術的範囲に含まれる。

以下、本発明の効果を実施例に基づいて具体的に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。すなわち、本発明者らは、本発明の効果を確認するため、比較例（試験Ｎｏ．Ａ－１～Ａ－４、試験Ｎｏ．Ｂ－１～Ｂ－４、試験Ｎｏ．Ｃ－１～Ｃ－４）及び発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－１～Ｄ－２４）において、各鋼種を原料として用い、連続鋳造スラブを製造した。表１に比較例（試験Ｎｏ．Ａ－１～Ａ－６、試験Ｎｏ．Ｂ－１～Ｂ－４、試験Ｎｏ．Ｃ－１～Ｃ－４）、及び発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－１～Ｄ－２４）で用いた連続鋳造スラブの原料である鋼の成分を示す。

ここで、連続鋳造スラブの冷却条件は、（Ｉ）連続鋳造鋳型総抜熱量関数［－］と、（ＩＩ）１４５０～１２００℃の滞留時間［ｓ］、（ＩＩＩ）８５０～７００℃の平均冷却速度［℃／ｈｒ］、及び（ＩＶ）７００～５００℃の平均冷却速度［℃／ｈｒ］からなる三段階冷却工程とを採用し、これらの各段階の条件を適宜変化して冷却を行った。表２～４に連続鋳造スラブ冷却条件（Ｉ）～（ＩＶ）、得られた連続鋳造スラブのミクロ構造、スラブ置き割れの評価を示す。
なお、比較例及び発明例において製造した連続鋳造スラブにおける、平均旧オーステナイト粒径の測定、フェライト及びパーライト面積率の算出、連続鋳造スラブのスラブ置き割れの評価は、以下の通りにして行った。

＜平均旧オーステナイト粒径の測定＞
ここで、平均旧オーステナイト粒径の測定方法は、以下の通りである。冷却後のスラブの幅中央位置からサンプルを切り出し、スラブ幅方向に平行なスラブ厚断面が観察面となるようにした。次いで、観察面はダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして観察面に組織を現出させる。光学顕微鏡を用いて、スラブ表層下１０ｍｍ位置、及び２０ｍｍ位置において、１０倍の倍率で、５視野観察し、組織画像を得る。得られた組織画像をＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に準拠した切断法により、旧オーステナイト粒径の平均値を求めた。

＜フェライト面積率の測定方法＞
フェライト面積率の測定方法は、上記平均旧オーステナイト粒径の測定方法と同様にスラブの観察面を用意する。次いで、観察面はダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、スラブ表層下１０ｍｍ位置、及び２０ｍｍ位置において、５０倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ社のＰＨＯＴＯＳＨＯＰ（登録商標）を用いて、フェライトの面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均してフェライトの面積率として求めた。
なお、フェライトは、パーライト、その他の組織であるベイナイト等を含む低温変態相（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、残留オーステナイト）と比較して粒径が大きく、かつ、平滑な表面でコントラストが暗いため、５０倍の倍率で容易に区別ができる。
なお、粒界フェライトと粒内フェライトを厳密に分類することは困難である。そこで、本発明者らは、スラブ置き割れが発生したスラブを鋭意調査し、フェライトの面積率が５％より大きく１０％未満の時に粒界に多くの有害なフェライトが存在していることを見出した。つまり、フェライトの面積率が５％以上１０％未満の組織を粒界フェライトと判定している。

＜パーライトの面積率の測定方法＞
パーライトの組織の面積率の測定方法は、上記フェライトの測定方法と同様にスラブの観察面に組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、スラブ表層下１０ｍｍ位置及びスラブ表層下２０ｍｍ位置において、フェライトを視野から外して１００００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ社のＰＨＯＴＯＳＨＯＰ（登録商標）を用いて、パーライトの面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均し、パーライトの面積率として求めた。
なお、パーライトは、フェライトとセメンタイトの共析晶であり、上記走査電子顕微鏡により観察すると両者の薄片状の層が真珠のような光沢を呈する組織である。

本発明に係る連続鋳造スラブのミクロ組織は、ミクロ組織がフェライト、パーライト、及び低温変態相からなる。したがって、ミクロ組織を構成する低温変態相の面積Ｓ_Ｘの面積率は、フェライトの面積率とパーライトの面積率と低温変態相の面積率との合計が１００％であることを勘案して、１００％からフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計を差し引くことによって算出できる。

＜スラブ置き割れの評価＞
スラブ置き割れの評価方法はＪＩＳ Ｚ ２３４３：２０１７に規定された浸透探傷試験に基づいて試験を行い、スラブの広面および狭面部の割れの有無を評価した。現像液を塗布後に浸透液の表出を目視することにより、目視で表面に発生したスラブ置き割れをチェックした。
なお、長さ５０ｍｍ以上の割れがある場合、スラブハンドリング時や加熱炉内でのスラブ破断リスクが高く、また、圧延時の穴あきトラブルにもつながる可能性が高いため、スラブの置き割れの評価基準は、以下の通りとした。
・スラブの置き割れ 〇・・・スラブ表面に長さ５０ｍｍ以上の割れが無いもの
・スラブの置き割れ △・・・スラブ表面に長さ５０ｍｍ以上の割れが無いが、圧延後に疵が出たもの
・スラブの置き割れ ×・・・スラブ表面に長さ５０ｍｍ以上の割れがあるもの

＜比較例（試験Ｎｏ．Ａ－１～Ａ－４）＞
試験Ｎｏ．Ａ－１～Ａ－４において製造された連続鋳造スラブが満たしているスラブのミクロ組織構造を条件Ａとする。条件Ａは、スラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径と表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径の比が４．０より大きくなってしまった例の条件である。これらの場合、スラブ連続鋳造機を出てからのスラブ徐冷の条件を種々振ったとしても、旧オーステナイト粒径の違いによる変態速度の差が生じるため、スラブ表層下１０ｍｍ位置と２０ｍｍ位置での変態タイミングが大きくずれ、スラブ表層に変態応力が集中してしまい、スラブ置き割れを抑制することができなかった。

＜比較例（試験Ｎｏ．Ｂ－１～Ｂ－４）＞
試験Ｎｏ．Ｂ－１～Ｂ－４において製造された連続鋳造スラブが満たしているスラブのミクロ組織構造を条件Ｂとする。条件Ｂはスラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径と表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径の比が４．０以下であるが、スラブ表層下１０ｍｍ位置のフェライト析出量が少なく、粒界フェライトが析出してしまった例の条件である。これらの場合、７００～５００℃の冷却速度は小さく発生する変態応力も小さいものの、粒界フェライトによる粒界の脆化が起きてしまい、スラブ置き割れを抑制することができなかった。

＜比較例（試験Ｎｏ．Ｃ－１～Ｃ－４）＞
試験Ｎｏ．Ｃ－１～Ｃ－４において製造された連続鋳造スラブが満たしているスラブのミクロ組織構造を条件Ｃとする。条件Ｃは、スラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径と表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径の比が４．０以下であるが、スラブ表層下２０ｍｍ位置にベイナイト等を含む低温変態相が析出してしまったため、スラブ割れを抑制できなかった例の条件である。特に、ベイナイト変態は、パーライト変態よりも低温で生じるため、オーステナイトとの密度差が大きく変態応力も大きくなるため、その応力が既に変態が完了しているフェライト、パーライト部に集中し、スラブ割れを抑制できなかったものと考えられる。

＜発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－１～Ｄ－２４）＞
試験Ｎｏ．Ｄ－１～Ｄ－２４において製造された連続鋳造スラブが満たしているスラブのミクロ構造を条件Ｄとする。条件Ｄは、本発明例の条件であり、平均旧オーステナイト粒径比が４．０以下であり、かつ、スラブ表層下１０ｍｍ位置でのミクロ組織はフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であり、スラブ表層下２０ｍｍ位置でのミクロ組織はフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上であった。試験Ｎｏ．Ｄ－１～Ｄ－２４において製造された連続鋳造スラブには、冷却後のスラブ置き割れも発生していない。

図３は、本発明に係る連続鋳造スラブの本発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－２）において製造した連続鋳造スラブの光学顕微鏡による観察拡大写真である。図３Ａの観察拡大写真は、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織を示している。図３Ｂの観察拡大写真は、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織を示している。

図３からも明らかなように、連続鋳造スラブの本発明例（試験Ｎｏ．Ｄ－２）において製造した連続鋳造スラブは、そのスラブ表層下１０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径とスラブ表層下２０ｍｍ位置での平均旧オーステナイト粒径とがそれぞれ制御されており、それぞれのスラブ表層下位置におけるフェライトの面積率に対応したミクロ組織を有していることが判明した。

表２～４、図３によれば、(i)連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であり、(ii)前記連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であって、かつ、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上とすることでスラブの冷却時におけるスラブ置き割れの抑制可能なことが判明した。なお、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置及び連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるフェライトの面積率とパーライトの面積率と低温変態相の面積率との合計は、１００％である。

すなわち、本発明の連続鋳造スラブは、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であり、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であって、かつ、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上であるので、鋳造後のスラブ割れの無い高合金高強度鋼用スラブを提供でき、圧延時の穴あきトラブル等も防ぐことが可能となる。

本発明の連続鋳造スラブは、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であり、連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で８０％以上であって、かつ、連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置におけるミクロ組織がフェライトの面積率とパーライトの面積率との合計で６０％以上であるので、鋳造後のスラブ置き割れの無い高強度鋼用スラブを提供でき、圧延時の穴あきトラブル等も防ぐことが可能となるので、産業上有用である。

Claims (2)

1. 高強度鋼用連続鋳造スラブであって、
   質量％で、
   Ｃ：０．１０％以上１．００％以下、
   Ｓｉ：０．１０％以上２．５０％以下、
   Ｍｎ：０．４０％以上５.００％以下を含有し、
   任意選択的に、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、およびＯ：０．０１００％以下を含有し、
   さらに、任意選択的に、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を単独で、あるいは、２種以上を組み合わせて含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
   連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_１０、前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における平均旧オーステナイト粒径をｄ_２０としたとき、平均旧オーステナイト粒径比（ｄ_２０／ｄ_１０）が１．０以上４．０以下であり、
   ミクロ組織が、フェライト、パーライト、及び低温変態相（パーライトを除く）からなり、又は、
   前記ミクロ組織が、前記フェライト、前記パーライト、前記低温変態相（パーライトを除く）及び残留オーステナイトからなり、
   前記低温変態相（パーライトを除く）は、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、及び焼き入れマルテンサイトの一種類以上からなり、
   前記連続鋳造スラブ表層下１０ｍｍ位置における前記ミクロ組織が前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率との合計で８０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であって、かつ、
   前記連続鋳造スラブ表層下２０ｍｍ位置における前記ミクロ組織が前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率との合計で６０％以上であり、前記フェライトの面積率と前記パーライトの面積率と前記低温変態相の面積率との合計が１００％であることを特徴とする連続鋳造スラブ。
2. 高強度鋼用連続鋳造スラブの製造方法であって、
   請求項１に記載の成分組成の連続鋳造スラブを、
   連続鋳造鋳型内の総抜熱量Ｑ_ＭＤが下記関係式（１）を満たし、
   連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ、連続鋳造スラブ表層から２０ｍｍ位置である前記連続鋳造スラブの温度Ｔ_２０が１２００℃以上１４５０℃以下の温度範囲において滞留時間が２３０ｓ以下である冷却条件により冷却する第一冷却工程と、
   前記連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ前記連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が７００℃以上８５０℃以下における平均冷却速度が２０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第二冷却工程と、
   前記連続鋳造スラブ幅方向中央であり、かつ前記連続鋳造スラブ表層の表面温度Ｔ_０が５００℃以上７００℃以下における平均冷却速度が１０℃／ｈｒ以下である冷却条件により冷却する第三冷却工程と、を含むことを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
   上記関係式（１）中、Ｑ_ＭＤ：連続鋳造鋳型内総抜熱量［ＭＷ／ｍ^２］、Ｌ_ＭＤ：鋳型有効長さ［ｍ］、Ｖｃ：鋳込み速度［ｍ／ｍｉｎ］を表す。