(57)【要約】【課題】本発明は、溶鋼中に殆ど介在物を生成させることなく、凝固時に酸化物を微細に析出させることにより、確実に表面疵を防止した上で、加工性と成形性にも優れた極低炭素鋼板とその製造方法を提示することを目的とする。【解決手段】溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、ＮｂおよびＢを添加し、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。また、Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、さらに、Ｃｕ、ＮｂおよびＢを含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする極低炭素鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、ＮｂおよびＢを添加し、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【請求項２】
溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、ＮｂおよびＢを添加して、溶鋼中にＣｕを０．０１〜３．０質量％、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有させ、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【請求項３】
溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、Ｎｉ、ＮｂおよびＢを添加して、溶鋼中にＣｕを０．０１〜３．０質量％、Ｎｉを０．５×Ｃｕ濃度以下、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有させ、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【請求項４】
前記溶鋼の脱炭に際し、真空脱ガス処理により行なうことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【請求項５】
前記溶鋼を鋳造するに際し、電磁攪拌を行いながら鋳造することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【請求項６】
前記溶鋼を鋳造するに際し、電磁攪拌を行って、メニスカス位置における溶鋼を４０ｃｍ／ｓ以上、１００ｃｍ／ｓ以下の平均流速で旋回させながら鋳造することを特徴とする請求項５に記載の極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【請求項７】
Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、さらに、Ｃｕ、ＮｂおよびＢを含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【請求項８】
Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【請求項９】
Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、Ｎｉ：０．５×Ｃｕ質量％以下、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【請求項１０】
Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、さらに、Ｃｕ、ＮｂおよびＢを含有する鋼であって、その鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【請求項１１】
Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【請求項１２】
Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、Ｎｉ：０．５×Ｃｕ質量％以下、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【請求項１３】
前記鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｆｅ酸化物の含有率で、２０質量％以上であることを特徴とする請求項１０〜１２のいずれかに記載の表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面性状性、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板および極低炭素鋳片の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれており、この過剰酸素は酸素との親和力が強い強脱酸元素であるＡｌにより脱酸されるのが一般的である。しかし、Ａｌは脱酸によりアルミナ系介在物を生成し、これが凝集合体して粗大なアルミナクラスターとなる。
【０００３】
このアルミナクラスターは鋼板製造時に表面疵発生の原因となり、薄鋼板の品質を大きく劣化させる。特に、炭素濃度が低く、精錬後の溶存酸素濃度が高い薄鋼板用素材である極低炭素溶鋼では、アルミナクラスターの量が非常に多く、表面疵の発生率が極めて高いため、アルミナ系介在物の低減対策は大きな課題となっている。
【０００４】
これに対して、従来は特許文献１に開示されているような介在物吸着用フラックスを溶鋼表面に添加してアルミナ系介在物を除去する方法、或いは、特許文献２に開示の注入流を利用してＣａＯフラックスを溶鋼中に添加し、これによりアルミナ系介在物を吸着除去する方法が提案、実施されてきた。
【０００５】
一方、アルミナ系介在物を除去するのではなく、生成させない方法として、特許文献３のように、溶鋼をＭｇで脱酸し、Ａｌでは殆ど脱酸しない薄鋼板用溶鋼の溶製方法も開示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平５−１０４２１９号公報
【特許文献２】特開昭６３−１４９０５７号公報
【特許文献３】特開平５−３０２１１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上述の特許文献１や特許文献２に記載されている様な、アルミナ系介在物を除去する方法では、極低炭素溶鋼中に多量に生成したアルミナ系介在物を表面疵が発生しない程度まで低減することは非常に難しい。
【０００８】
また、特許文献３に記載されている様な、アルミナ系介在物を全く生成しないＭｇ脱酸では、Ｍｇの蒸気圧が高く、溶鋼への歩留まりが非常に低いため、極低炭素鋼のように溶存酸素濃度が高い溶鋼をＭｇだけで脱酸するには多量のＭｇを必要とし、製造コストを考えると実用的なプロセスとは言えない。
【０００９】
これらの問題に鑑み、本発明は溶鋼中で殆ど介在物を生成させることなく、凝固時に酸化物を微細分散させることにより、確実に表面疵を防止した上で、加工性と成形性にも優れた極低炭素鋼板とその製造方法を提示することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するために、本発明は以下の構成を要旨とする。
【００１１】
（１）溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、ＮｂおよびＢを添加し、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【００１２】
（２）溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、ＮｂおよびＢを添加して、溶鋼中にＣｕを０．０１〜３．０質量％、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有させ、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【００１３】
（３）溶鋼の炭素濃度を０．００５質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＣｕ、Ｎｉ、ＮｂおよびＢを添加して、溶鋼中にＣｕを０．０１〜３．０質量％、Ｎｉを０．５×Ｃｕ濃度以下、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有させ、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上、０．０６質量％以下に調整した溶鋼を鋳造することを特徴とする極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【００１４】
（４）前記溶鋼の脱炭に際し、真空脱ガス処理により行なうことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【００１５】
（５）前記溶鋼を鋳造するに際し、電磁攪拌を行いながら鋳造することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【００１６】
（６）前記溶鋼を鋳造するに際し、電磁攪拌を行って、メニスカス位置における溶鋼を４０ｃｍ／ｓ以上、１００ｃｍ／ｓ以下の平均流速で旋回させながら鋳造することを特徴とする前記（５）に記載の極低炭素鋼鋳片の製造方法。
【００１７】
（７）Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、さらに、Ｃｕ、ＮｂおよびＢを含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【００１８】
（８）Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、さらにＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【００１９】
（９）Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、Ｎｉ：０．５×Ｃｕ質量％以下、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中には直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が１０００個／ｃｍ２以上、１００００００個／ｃｍ２以下分散していることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【００２０】
（１０）Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、さらにＣｕ、ＮｂおよびＢを含有する鋼であって、その鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【００２１】
（１１）Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【００２２】
（１２）Ｃ：０．００５質量％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：０．０１〜３．０質量％、Ｎｉ：０．５×Ｃｕ質量％以下、さらに、ＮｂとＢを各々
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５
となるように含有する鋼であって、その鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいることを特徴とする表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【００２３】
（１３）前記鋼中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が少なくともＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｆｅ酸化物の含有率で、２０質量％以上であることを特徴とする前記（１０）〜（１２）のいずれかに記載の表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によると、溶鋼中に殆ど介在物を生成させることなく、凝固時に酸化物を微細に析出させることができるため、確実に表面疵を防止でき、且つ、鋼板中のＣとＮを固定できると共に、熱延鋼板の集合組織をも制御できるため、加工性、成形性にも優れた薄鋼板を製造することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２６】
本発明の製造法では、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬して、或いは、さらに真空脱ガス処理等を行って、炭素濃度を０．００５質量％以下とした溶鋼に、Ｃｕ、ＮｂおよびＢを添加し、且つ、溶存酸素濃度を０．０１〜０．０６質量％になるように調整する。
【００２７】
この溶製法の基本思想は、鋳造時に酸素と反応してＣＯガスを発生させない程度まで炭素濃度を低減し、且つ、Ａｌを殆ど添加せず、溶存酸素を多量に残すことにより、溶鋼中に殆ど介在物を生成させず、且つ、脱酸力の極めて弱いＣｕ、ＮｂおよびＢを添加して、Ｃ、Ｎの固定と集合組織制御を行うことで、薄板用鋼板としての材質をも確保することにある。
【００２８】
転炉や真空処理容器で脱炭処理された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれており、この溶存酸素は、通常、Ａｌの添加により殆ど脱酸される（［式１］の反応）ため、多量のアルミナ系介在物を生成する。
２Ａｌ＋３Ｏ＝Ａｌ２Ｏ３                                        ［式１］
【００２９】
このアルミナ系介在物は脱酸直後からお互いに凝集合体し、粗大なアルミナ系介在物となり、鋼板製造時に表面欠陥発生の原因となる。しかし、脱炭処理後の溶鋼中にＡｌを全く添加しないか、或いは、添加する場合でも少量を添加し、殆ど脱酸しなければ、多量の溶存酸素が溶鋼中に含まれているが、介在物は殆ど生成せず、非常に清浄性の高い溶鋼が得られる。
【００３０】
通常、このような溶存酸素が多く含まれている溶鋼を鋳造すると、凝固時にＣＯガスが発生し、激しい突沸現象が生じると共に、鋳片内に多量の気泡が捕捉されるため、鋳造性が悪化するだけでなく、鋳片品質も大きく低下する。
【００３１】
そこで、本発明では、Ａｌを全く添加しない、或いは、殆ど添加せずに溶存酸素を残す代わりに、Ｃ濃度を極力低下させることにより、凝固時のＣＯガス発生を抑制することに着目した。その結果、実験的検討から、Ｃ濃度を０．００５質量％以下にすれば、凝固時のＣＯガス発生速度は極めて低下することが判明した。
【００３２】
薄板用鋼板においては加工性を高めるために、Ｃ濃度を極力低下させるとともに、鋼中に固溶したＣとＮを他元素の添加により固定することが重要である。通常、ＡｌやＴｉ等が鋼中のＣとＮを固定する元素として使用されるが、これらの元素をＣやＮを固定するに十分な量を添加すると溶鋼を強く脱酸してしまう。
【００３３】
本発明では、ＮやＣを十分に固定できる程度の量を添加しても、殆ど溶鋼を脱酸しないような、脱酸力が極めて弱い元素としてＮｂとＢを添加することを見出した。
【００３４】
Ｎｂは、主にＣを、Ｂは主にＮを析出物として固定することにより鋼板の加工性を向上させる働きをする。
【００３５】
しかし、ＮｂとＢの複合添加だけでは、得られる鋼板の全伸びは大幅に改善されるものの、ランクフォード値（ｒ値と記載する）は、通常、Ａｌ脱酸のＴｉ添加極低炭素鋼に比べて若干低めの値となる。
【００３６】
そこで、本発明者は、鋼板において、ｒ値向上に適した板面方位｛１１１｝の集合組織を発達させ易い添加元素について詳細に検討したところ、酸素濃度が高い本発明の鋼板ではＣｕ添加が最も有効であることを見いだした。
【００３７】
したがって、本発明では、鋼板の加工性、すなわち、全伸びとｒ値の両方を高めるために、Ｎｂ、ＢおよびＣｕの３元素を溶鋼中に添加する必要がある。
【００３８】
上記の様に、Ｃ濃度を０．００５質量％以下まで脱炭しても、溶鋼中の溶存酸素濃度が高過ぎると、凝固時のＣＯガス発生を抑制することはできない。実験的な検討では、溶存酸素濃度が０．０６質量％を超えると、Ｃ濃度を０．００５質量％以下に下げても、鋳片内にＣＯ気泡が捕捉されてしまうため、圧延後に気泡系の欠陥が発生する。
【００３９】
一方、ＣＯガス発生を抑制するために過剰な溶存酸素濃度をＡｌやＴｉ等で脱酸することは可能であるが、実験的な検討から、溶存酸素濃度で０．０１質量％より低くなるまで脱酸すると、アルミナやチタニア等の介在物が多くなり過ぎ、浮上除去されずに溶鋼中に残留してしまう。
【００４０】
よって、溶鋼中の溶存酸素濃度は０．０１質量％以上、０．０６質量％以下にする必要がある。
【００４１】
但し、Ｎｂ、ＢおよびＣｕを添加した際に、溶存酸素濃度が本願発明の範囲であれば、ＡｌやＴｉ等を全く添加しなくてもよい。なお、溶鋼中の溶存酸素濃度は固体電解質を用いた酸素センサーにより、Ｃ濃度については溶鋼サンプリング法により分析することができる。
【００４２】
次に、溶鋼に添加されたＮｂとＢの好ましい溶鋼中の濃度について説明する。前述したように、Ｎｂは主にＣを、Ｂは主にＮを析出物として固定することにより鋼板の加工性を向上させる。
【００４３】
しかし、必要以上に添加すると固溶Ｎｂと固溶Ｂとして鋼中に存在し、再結晶温度を上昇させるため、これに対応した焼鈍温度で処理しないと、熱間加工組織が存在し易くなり延性を低下させ易い。
【００４４】
従って、溶鋼へのＮｂとＢの好ましい添加範囲は、各元素の化学当量を用いて記述される次式の中辺を指標として用いると適切に表すことができる。ここで、［式２］の中辺は、Ｃと結合して炭化物となっていないフリーのＮｂ量を、［式３］の中辺は、Ｎと結合して窒化物となっていないフリーのＢ量を意味している。
【００４５】
すなわち、Ｎｂの場合は、［式２］の中辺の値が−０．０２未満、および、０．１を超えると、また、Ｂの場合は、［式３］の中辺の値が−０．００２３未満、および、０．００４５を超えると、延性が低下し易くなる。
【００４６】
以上の理由から、
−０．０２≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ≦０．１                      ［式２］
−０．００２３≦Ｂ−（１１／１４）×Ｎ≦０．００４５              ［式３］
の関係を満たすことが好ましい。
【００４７】
また、この範囲のＮｂとＢの添加量であれば、ＮｂとＢに平衡する酸素濃度は０．０１質量％以上であり、ＮｂとＢを添加しても溶存酸素を０．０１質量％以上確保できる。
【００４８】
また、溶鋼に添加されたＣｕの好ましい溶鋼中の濃度について説明する。Ｃｕは、鋼板において高ｒ値が得られ易い｛１１１｝方位の集合組織を発達させる効果を有しており、最低でも０．０１質量％以上添加しないとその効果が現れにくいので、添加量は０．０１質量％以上とすることが好ましい。
【００４９】
一方、Ｃｕ添加量が３．０質量％を超えると、Ｃｕ脆化に起因して熱延後の鋼板表面性状が悪化し易いため、上限値を３．０質量％とすることが好ましい。
【００５０】
Ｎｉは、Ｃｕによる熱延表面性状の悪化を緩和する効果があり、質量ベースで、Ｃｕの半分超を目安に添加するのが一般的である。本発明の酸素濃度が高い鋼板では、溶鋼中の溶存酸素濃度が０．０１質量％以上の場合、熱延板のスケール・地鉄界面が平滑化され、スケール剥離性が向上することにより、Ｃｕ脆化が抑制されることを見いだしている。
【００５１】
このため、本発明では、Ｎｉを添加しない状態でも、熱延板の表面性状は良好となり本発明の特徴を最大限に引き出せるが、必要な場合には、Ｃｕの半分以下の量でＮｉを添加してもよい。元々、熱延板の表面性状がよい本鋼板において、従来のＣｕ添加鋼並にＮｉを添加しても、コスト上昇を招くのみであり、Ｎｉの上限値は、Ｃｕ濃度の１／２以下とすることが好ましい。
【００５２】
溶鋼中のその他の成分の作用について言及する。
【００５３】
溶鋼中のＳｉ濃度は、０．００５質量％以上、０．０３質量％以下であることが好ましい。Ｓｉ濃度は０．００５質量％未満では鋼板の強度が不足し易いため、また、Ｓｉ濃度が０．０３質量％超では鋼板の加工性が低下するためである。
【００５４】
また、Ｓｉ濃度が０．０３質量％以下であれば平衡酸素濃度も０．０２質量％超となり、Ｓｉ濃度を調整するだけでも、溶存酸素濃度を０．０２質量％超０．０６質量％以下に確保することは可能であり、さらに脱酸力のある元素を添加することで、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上０．０６質量％以下に確保することができる。
【００５５】
溶鋼中のＭｎ濃度が０．０８質量％未満の場合、スラブの熱間圧延時にへげ疵が発生し易くなり、また、Ｍｎ濃度は０．３質量％を超えると鋼板の加工性が低下する。このため、溶鋼中のＭｎ濃度は０．０８質量％以上、０．３質量％以下であることが好ましい。
【００５６】
また、ＭｎはＳｉに比べても非常に脱酸力が弱いため、Ｍｎ濃度を０．３質量％にしても平衡酸素濃度は０．１質量％超であるため、さらに脱酸力のある元素を添加することで、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０１質量％以上０．０６質量％以下に確保することができる。
【００５７】
さらに、Ｍｎは極めて脱酸力が弱いため、Ｍｎ濃度が０．３質量％以下であれば平衡状態では殆どＭｎ酸化物を生成しないが、転炉吹錬後、或いは、真空脱ガス処理後の高酸素溶鋼中にＭｎを添加する場合、Ｍｎは、大きな塊状のフェロマンガンやマンガン鉱石で添加するため、溶鋼中に局所的にＭｎ濃度の高い領域が発生する場合があり、その領域で少量ではあるが、Ｍｎ酸化物を生成してしまう。
【００５８】
本発明では、溶鋼中に介在物を生成させないことがより好ましいので、転炉吹錬後、或いは、真空脱ガス処理後のＭｎの添加なしに操業条件でＭｎ濃度を調整することがより好ましい。
【００５９】
通常は、溶銑中にＭｎが含まれており、Ｍｎの添加なしでも操業条件により、０．１５質量％程度のＭｎ濃度とすることが可能である。よって、材質に加えて介在物まで考慮すると、Ｍｎ濃度のより好ましい範囲は、転炉吹錬後、或いは、真空脱ガス処理後のＭｎ添加なしで溶製できる０．０８〜０．１５質量％である。
【００６０】
本発明では、凝集合体し易いアルミナ系介在物を生成させないように、溶鋼中にＡｌを添加しない、または、殆ど添加しない。実験的検討では、鋼板の酸可溶Ａｌ濃度が０．００５質量％を超えると、鋼板中のアルミナ系介在物が増加することから、その上限値は、０．００５質量％とした。溶鋼中にＡｌを添加しないことが好ましいので、勿論、Ａｌ濃度の下限値は０質量％を含む。
【００６１】
ここで、酸可溶Ａｌとは、酸に溶解するＡｌ量であり、通常は、溶存Ａｌ濃度（Ａｌ２Ｏ３になっていないＡｌの濃度）に対応する。
【００６２】
また、耐火物等から不可避的に侵入するアルミナ系介在物については問題とならない。これは、少量のアルミナ系介在物であれば、溶鋼中の溶存酸素が高いため、溶鋼とアルミナ系介在物の界面エネルギーは低下しており、凝集合体が殆ど生じないためである。
【００６３】
さらに、溶鋼中のＴｉは、ＣとＮをＴｉＮやＴｉＣとして固定するため、加工性を向上させる上で有効であるが、Ｔｉの添加量も多くなると、例えば、Ｔｉ濃度が０．０１質量％超になると、平衡酸素濃度が０．０１質量％未満になるため、十分な溶存酸素濃度を確保できない。よって、加工性をさらに高める必要からＴｉを添加する場合には、０．０１質量％以下の範囲で添加してもよい。
【００６４】
最近では、連続鋳造機内に鋳型内電磁攪拌装置、或いは、電磁コイルが装備されるようになっており、これらを用いることで、ＣＯ気泡を鋳片に捕捉させることなく、鋳造できることを知見した。
【００６５】
本発明者は、凝固時に電磁攪拌を行う際の、鋳型内メニスカスにおける溶鋼流速を４０〜１００ｃｍ／ｓ程度確保すれば、溶存酸素濃度を０．０６質量％程度にしてもＣＯ気泡を鋳片に殆ど捕捉させることなく、鋳造できるため、より好ましいことを知見している。
【００６６】
なお、電磁攪拌による溶鋼の旋回流速が４０ｃｍ／ｓ未満では、十分なＣＯ気泡の洗浄効果が得られにくく、旋回流速が１００ｃｍ／ｓ超では、ＣＯ気泡は洗浄されるが、溶鋼表面にあるモールドパウダーを巻き込み、表面欠陥が発生し易くなる。
【００６７】
本発明では、転炉で吹錬してＣ濃度を０．０５質量％程度まで脱炭した溶鋼を、真空脱ガス装置によりＣ濃度を０．００５質量％程度まで脱炭すると共に、溶鋼中の溶存酸素濃度を脱炭量を考慮して脱炭終了後に０．０１〜０．０６質量％に近づくように制御する。
【００６８】
真空脱ガス装置における脱炭終了後に、ＭｎやＳｉは添加しない、或いは、なるべく添加せず、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ等を添加し、さらに、溶鋼中の溶存酸素濃度を目標値に微調整する必要がある場合には、同時に、ＡｌやＴｉも少量添加して成分調整を行う。このようにして溶製された溶鋼を、連続鋳造、或いは、電磁攪拌を用いて連続鋳造して鋳片を製造する。
【００６９】
次に、本発明の鋼板について説明する。なお、上記方法で製造した鋳片を熱間圧延して得られる熱延鋼板、さらに、冷間圧延して得られる冷延鋼板等の、鋳片を加工して得られる鋼板を、本発明では鋼板と定義する。
【００７０】
従って、本発明の鋼板は、Ｃｕ、ＮｂおよびＢを含有している。これ以外の元素としては、例えば、強度確保の観点からＳｉやＭｎ等を、加工性確保の観点から微量Ｔｉを、さらには、酸可溶Ａｌを０．００５質量％以下で含有してもよい。
【００７１】
また、溶鋼中のＣ濃度を非常に低くすると、溶存酸素は鋳造中にＦｅ酸化物系介在物として析出する。このＦｅ酸化物系介在物は溶鋼中で生成するのではなく、凝固時に析出するため、凝集合体することなく、鋳片内に微細に分散する。
【００７２】
なお、Ｆｅ酸化物系介在物とは純粋なＦｅ酸化物だけでなく、Ｓｉ酸化物やＭｎ酸化物等と複合化した酸化物も含む。
【００７３】
従って、本発明の様な極低炭素鋼の鋼板においては、少なくとも酸化物として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅが含まれている。言い換えれば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの各酸化物の１種以上が含まれている。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの各酸化物以外では、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌの各酸化物等の各種酸化物が含まれていてもよい。
【００７４】
また、本発明の鋼板中にある介在物分散状態を評価したところ、直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が、鋼板中に１０００個／ｃｍ２以上１００００００個／ｃｍ２以下分散しており、この様に介在物が微細に分散していることで、表面欠陥の防止を達成できる。
【００７５】
なお、上記微細酸化物の直径を０．５μｍから３０μｍとしたのは、本発明の鋼板における介在物の大きさが、ほぼ０．５μｍから３０μｍの範囲にほぼ収まっているためであり、３０μｍ程度の大きさの介在物であれば表面欠陥を十分に防止できる。
【００７６】
また、介在物分散状態として、１０００個／ｃｍ２以上１００００００個／ｃｍ２以下としたのは、本発明における鋼板の介在物がこの個数密度の範囲内にある場合、表面欠陥が発生しないためである。
【００７７】
ここで、介在物の分散状態は、鋼板の研磨面を１００倍と１０００倍の光学顕微鏡で観察し、単位面積内の介在物粒径分布を評価した。この介在物の粒径、すなわち、直径とは長径と短径を測定し、（長径×短径）0.5とした。
【００７８】
また、鋼板中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が、少なくとも、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含んでいれば、殆どの介在物が凝固時に生成し、凝集合体する時間が短いので、微細に分散でき、表面欠陥が発生しにくいため好ましい。
【００７９】
ここで、少なくともＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅを含むとは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの１種以上という意味であり、以降も同様の意味で用いている。
【００８０】
また、鋼板中に存在する酸化物の個数割合で４０％以上が、少なくとも、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｆｅ酸化物の含有率で２０質量％以上、より好ましくは５０質量％以上であれば、酸化物は殆ど凝固完了に近い時期に生成し、凝集合体する時間が非常に短いので、介在物が微細分散し、表面欠陥が発生し難いため、より好ましい。
【００８１】
このような酸化物分散状態および組成を有する鋼板では、表面欠陥は発生しない。
【００８２】
以上の結果から、本発明により、溶鋼中で殆ど介在物を生成させることなく、凝固時にＦｅ酸化物系介在物を析出させ微細に分散させることができるため、鋼板製造時に介在物は表面疵発生の原因とならず、さらに、鋼板中のＮｂ、ＢおよびＣｕにより加工性が大きく改善されるため、薄板用鋼板の品質と材質を大きく向上できる。
【００８３】
薄板用鋼板は、自動車用外板等の加工が厳しい用途に用いられるため、加工性を付加する必要がある。薄板用鋼板の加工性を高めるためには、Ｃ濃度を極力低下させ、その上で鋼中に固溶したＣとＮを他元素の添加により固定することが重要である。
【００８４】
Ｃ濃度に関しては、加工性の観点から０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下にするのがよい。しかし、凝固時のＣＯ気泡発生防止の条件はＣ濃度０．００５質量％以下であるので、本発明では加工性の条件から決まるＣ濃度は十分に満足されている。なお、Ｃ濃度の下限値は特に規定するものではない。
【実施例】
【００８５】
以下に、実施例および比較例を挙げて、本発明について説明する。
【００８６】
（実施例１）
転炉での精錬と環流式真空脱ガス装置での処理により、Ｃ濃度を０．００１９質量％とした溶鋼３００ｔを溶製した。
【００８７】
この溶鋼にＡｌ添加なしで、Ｃｕ、ＮｂおよびＢの合金を添加し、０．０１１質量％Ｓｉ、０．１６質量％Ｍｎ、０．０１４質量％Ｎｂ、０．００３質量％Ｂ、０．０７質量％Ｃｕ、０．００１６質量％Ｎ、０．０４３質量％溶存酸素、０．００１質量％以下酸可溶Ａｌとした。
【００８８】
この溶鋼を連続鋳造法で厚み２５０ｍｍ、幅１８００ｍｍのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は８５００ｍｍ長さに切断し、１コイル単位とした。
【００８９】
このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には０．７ｍｍ厚みで幅１８００ｍｍコイルの冷延鋼板とした。品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、１コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。
【００９０】
その結果、表面欠陥は発生せず、さらに、Ｃｕ脆化による割れ発生も見られなかった。また、冷延鋼板内の介在物を調査したところ、直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が鋼板内に３５０００個／ｃｍ２分散しており、その７０％は、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｆｅ酸化物を合計で６０質量％以上含有していた。
【００９１】
さらに、得られた冷延鋼板の加工性を評価し、全伸び５７％、ｒ値２．６の高加工性鋼板であった。
【００９２】
（実施例２）
転炉での精錬と環流式真空脱ガス装置での処理によりＣ濃度を０．００３質量％とした溶鋼３００ｔを溶製した。
【００９３】
この溶鋼にＡｌ添加なしで、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉの合金を添加し、０．０１質量％Ｓｉ、０．１５質量％Ｍｎ、０．０３５質量％Ｎｂ、０．００５質量％Ｂ、１．８質量％Ｃｕ、０．５質量％Ｎｉ、０．００２５質量％Ｎ、０．００４質量％Ｔｉ、０．０１５質量％溶存酸素、０．００１質量％酸可溶Ａｌとした。
【００９４】
この溶鋼を鋳型内電磁攪拌装置を有する連続鋳造機を用いて、メニスカスにおける溶鋼を平均流速５０ｃｍ／ｓで電磁攪拌しながら、厚み２５０ｍｍ、幅１８００ｍｍのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は８５００ｍｍ長さに切断し、１コイル単位とした。
【００９５】
このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には０．７ｍｍ厚みで幅１８００ｍｍコイルの冷延鋼板とした。鋳片品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、１コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。
【００９６】
その結果、表面欠陥およびＣｕ脆化による割れも発生しなかった。また、冷延鋼板内の介在物を調査したところ、直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が鋼板内に２３５００個／ｃｍ２分散しており、その５０％は、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｆｅ酸化物を合計で４０質量％以上含有する球状酸化物であった。
【００９７】
さらに、得られた冷延鋼板の加工性を評価し、全伸び５６％、ｒ値２．７の高加工性鋼板であった。
【００９８】
（比較例１）
転炉での精錬と環流式真空脱ガス装置での処理により炭素濃度を０．００１５質量％とした取鍋内溶鋼にＴｉとＣｕの合金を添加すると共に、Ａｌで脱酸し、０．０１質量％Ｓｉ、０．１５質量Ｍｎ、０．０２質量％Ｔｉ、０．３質量％Ｃｕ、０．００２質量％Ｎ、０．０４質量％Ａｌ、０．０００２質量％溶存酸素濃度とした。
【００９９】
この溶鋼を連続鋳造法で厚み２５０ｍｍ、幅１８００ｍｍのスラブに鋳造した。鋳造した鋳片は８５００ｍｍ長さに切断し、１コイル単位とした。
【０１００】
このようにして得られたスラブは、常法により熱間圧延、冷間圧延し、最終的には０．７ｍｍ厚みで幅１８００ｍｍコイルの冷延鋼板とした。鋳片品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察を行い、１コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。
【０１０１】
その結果、スラブ平均で５個／コイルの表面欠陥が発生すると共に、Ｃｕ脆化による割れも発生した。また、冷延鋼板内の介在物調査したところ、直径０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が鋼板内に２００個／ｃｍ２しかなく、３０μｍを超える大型介在物も多数見られた。鋼板中の介在物の９５％はアルミナ系介在物であった。
【０１０２】
さらに、得られた冷延鋼板の加工性を評価したところ、全伸び４０％、ｒ値１．４で高加工性鋼板は得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
本発明によれば、表面性状、加工性、成形性に優れた極低炭素薄鋼板を提供することができるので、本発明は、薄鋼板の用途を拡大するものであり、産業上の利用可能性は大きいものである。