(57)【要約】【課題】タンディッシュノズルの閉塞および連鋳スラブや冷延板での表面疵発生を防止しながら、凝固組織を微細等軸晶化し、鋼板にける加工性を顕著に改善することのできるフェライト系ステンレス鋼スラブを提供する。【解決手段】ＭｇＯ含有率が４０〜９０質量％のＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物でライニングされた精錬容器を用い、真空脱炭処理後、溶鋼にＳｉ源およびＣａＯを添加してＣａＯ−ＳｉＯ2系スラグを形成させ、撹拌によりスラグ中のＣｒ2Ｏ3含有量を６質量％以下かつ溶鋼中の酸素活量ａOをｌｏｇ（ａO）≦−２.０にし、Ａｌを添加してＡｌ：０.０５質量％以下、Ｓ：０.００７質量％以下、Ｍｇ：０.０００１〜０.００１４質量％、Ｃａ：０.００１４質量％以下とした上で、溶鋼にＴｉを添加して溶鋼中におけるＴｉとＮの濃度積が０.０００７〜０.００８となるように最終成分調整し、連続鋳造する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＭｇＯ含有率が４０〜９０質量％のＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物でライニングされた容器に収容されたＣｒ：９〜４０質量％のフェライト系ステンレス溶鋼に対して、真空中で脱炭処理する工程、溶鋼にＳｉ源およびＣａＯを添加してＣａＯ−ＳｉＯ2系スラグを形成させる工程、不活性ガスにより溶鋼をスラグと共に撹拌してスラグ中のＣｒ2Ｏ3含有量を６質量％以下、かつ溶鋼中の酸素活量ａOをｌｏｇ（ａO）≦−２.０が成立するように調整する工程、溶鋼にＡｌを添加してＡｌ：０.０５質量％以下、Ｓ：０.００７質量％以下、Ｍｇ：０.０００１〜０.００１４質量％、Ｃａ：０.００１４質量％以下の成分組成を有する溶鋼を得る工程、溶鋼にＴｉ源を添加して最終的に溶鋼中におけるＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０.０００７〜０.００８となるように成分調整する工程を順次有する精錬を施すことによって、Ｃｒ：９〜４０質量％、Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％を含有する溶鋼を製造し、その溶鋼を連続鋳造する、フェライト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造法。
【請求項２】
前記連続鋳造スラブは、その断面において、酸化物および硫化物からなりＭｇ／Ｓ質量比が５以上である介在物を核に持ち、その周囲にＴｉＮを有する複合介在物が１０個／ｍｍ2以上の割合で観察されるものである、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、凝固組織が微細化されたフェライト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＳＵＳ４３０等に代表されるフェライト系ステンレス鋼は、加工性や耐食性が良好で、比較的安価であることから厨房機器、電気製品、自動車用材料等として広範な分野で使用されている。しかしながら、昨今、フェライト系ステンレス鋼板を成形する際には、より厳しい加工が行われる場合が多くなってきている。
【０００３】
フェライト系ステンレス鋼板の製造プロセスでは、連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が熱延工程、冷延工程で十分に破壊されず、似通った結晶方位を有する複数の結晶粒の集まりであるコロニーを形成しやすい。このようなフェライト系ステンレス鋼板を厳しい加工に供するとコロニーの境目を起点に割れが生じることがある。このようなトラブルを防ぐには冷延および焼鈍を複数回繰り返して再結晶を促進させることによってコロニーを分断することが有効である。しかし、その方法は、工程に多大な負荷がかかり、製造コストが増大するので安価なフェライト系鋼種を大量生産する場合には望ましくない。また、冷延、焼鈍を繰り返してもコロニーの影響を完全に解消することは容易ではない。
【０００４】
一方、コロニーの形成を防ぐための効果的な手段としては連続鋳造スラブ段階で凝固組織を等軸粒にして微細化する方法が挙げられる。フェライト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの等軸晶微細化方法としては、例えば溶鋼温度を比較的低温に維持して鋳造する方法、電磁撹拌法（非特許文献１）がある。しかし、低温鋳造法は、溶鋼の凝固温度近くまで鋳込み温度を下げて鋳造する必要があり、鋳造途中にノズル内でメタルが凝固して鋳造不能になるトラブルを生じやすい。電磁撹拌法は、凝固組織微細化に有効であるものの高価な設備を必要とし、電磁撹拌の条件によってはホワイトバンド等のマクロ偏析が生じやすいという問題がある。
【０００５】
また、凝固組織微細化の方法として、凝固段階でのフェライト晶の核生成サイトとしてＴｉＮを利用する技術も知られている。例えば、特許文献１にはＴｉ：０.０１〜０.５％の範囲でＴｉ×Ｎ≧０.０００６、Ｔｉ≧６×（Ｃ＋Ｎ）になるように調整された成分系においてＴｉＮを含有しＭｇ／Ｃａの質量比が０.５以上を満足するＭｇ含有酸化物個数を制御する方法が提案されている。特許文献２にはＴｉＮに覆われたＭｇ系介在物の個数を制御することが提案されている。しかしながら、特許文献１、２の技術によって成分調整し、Ｍｇ系介在物の個数を制御しても凝固組織が微細化する場合とそうでない場合が認められ、必ずしも安定した効果が得られるとは限らない。
【０００６】
ＴｉＮによる結晶核作用を十分に機能させる手段としてＴｉＮを多量に発生させる方法が考えられる。しかし、ＴｉＮは凝集、すなわちクラスター化しやすい。クラスター化したＴｉＮはスラブの表面疵や冷延板表面疵さらには加工割れの原因となる。また、ＴｉＮクラスターはタンディッシュノズル内側にも堆積しやすいため、ノズル閉塞の原因となり、製造上の大きな問題となる。
【０００７】
【特許文献１】特開２００１−２８８５４２号公報
【特許文献２】特開２０００−１９２１９９号公報
【特許文献３】特開２００２−３０３２４号公報
【特許文献４】特開２００５−２７２８６５号公報
【非特許文献１】鉄と鋼、６６（１９８０）、ｐ.３８
【非特許文献２】鉄と鋼、８７（２００１）、ｐ.７０７
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、タンディッシュノズルの閉塞および連鋳スラブや冷延板での表面疵発生を防止しながら、凝固組織を微細等軸晶化し、鋼板にける加工性を顕著に改善することのできるフェライト系ステンレス鋼スラブを提供しようというものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記目手を達成するために、本発明では、ＭｇＯ含有率が４０〜９０質量％のＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物でライニングされた容器に収容されたＣｒ：９〜４０質量％のフェライト系ステンレス溶鋼に対して、真空中で脱炭処理する工程、溶鋼にＳｉ源およびＣａＯを添加してＣａＯ−ＳｉＯ2系スラグを形成させる工程、不活性ガスにより溶鋼をスラグと共に撹拌してスラグ中のＣｒ2Ｏ3含有量を６質量％以下、かつ溶鋼中の酸素活量ａOをｌｏｇ（ａO）≦−２.０が成立するように調整する工程、溶鋼にＡｌを添加してＡｌ：０.０５質量％以下、Ｓ：０.００７質量％以下、Ｍｇ：０.０００１〜０.００１４質量％、Ｃａ：０.００１４質量％以下の成分組成を有する溶鋼を得る工程、溶鋼にＴｉ源を添加して最終的に溶鋼中におけるＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０.０００７〜０.００８となるように成分調整する工程を順次有する精錬を施すことによって、Ｃｒ：９〜４０質量％、Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％を含有する溶鋼を製造し、その溶鋼を連続鋳造する、凝固組織が微細化されたフェライト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造法が提供される。
【００１０】
前記連続鋳造スラブは、例えばその断面において、酸化物および硫化物からなりＭｇ／Ｓ質量比が５以上である介在物を核に持ち、その周囲にＴｉＮを有する複合介在物が１０個／ｍｍ2以上の割合で観察されるものである。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を安定して微細な等軸晶組織とすることが可能になり、鋳造組織に起因したフェライト系ステンレス鋼板の加工性不良が解消された。しかも、本発明は従来一般的なステンレス鋼の製鋼プロセスおよび連続鋳造プロセスを利用して容易に実施できるとともに、タンディッシュノズルの閉塞の問題も生じ難く、かつ、連鋳スラブや冷延板の表面疵発生の問題も防止できる。したがって本発明は、製造コスト増大を抑制しながら厨房機器、各種電気機器、自動車用材料等の広範な分野で使用されるフェライト系ステンレス鋼板の加工性改善に寄与するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者らは凝固時の等軸晶核生成サイトとして有効なＴｉＮについて調査検討して得られた知見をベースに、より確実に介在物組成を制御して凝固組織を微細化する方法を得ることができた。以下にその詳細を説明する。
【００１３】
一般的にＴｉＮ系介在物が等軸晶微細化に及ぼす要因として、
（i）ＴｉＮが溶鋼に濡れやすいこと、
（ii）フェライトとの結晶格子の不整合度が小さいＴｉＮを核としてフェライトが晶出しやすくなること、
（iii）ＴｉＮは溶鋼の液相線温度付近で生成するため浮上、分離し難いこと、
などが挙げられる。したがって溶鋼の液相線温度近傍でＴｉＮが生成する条件が整ったとき、生成したＴｉＮが介在物として浮上・分離される前にフェライトの核生成サイトとして有効に作用し、凝固組織微細化が図られると考えられる。
【００１４】
非特許文献２によれば、等軸晶核生成に与えるＴｉＮ系介在物の影響は、そのＴｉＮの核となる酸化物の種類に応じて異なり、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3をＴｉＮ生成の核として利用することが高等軸晶化に好ましいと報告されている。ただし、これは少量の溶鋼を用いた実験室規模での結果である。工業ベースの生産では耐火物組成、スラグ組成、脱酸剤の添加時期等の影響が大変大きく、純粋なＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を溶鋼中の介在物として生成させることは困難である。
【００１５】
上述のように、溶鋼の液相線温度近傍でＴｉＮが生成する条件にコントロールすることが、ＴｉＮをフェライト晶の核として有効に機能させ、鋳造組織の微細化を図る上で極めて有効であると考えられるが、発明者らは詳細な検討の結果、溶鋼中においてＭｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物を生成させておき、その溶鋼にＴｉを添加することによって、前記酸化物・硫化物系介在物がＴｉＮ生成の核として作用し、鋳造前の液相線近傍の溶鋼中においてＴｉＮを生成させることができることを見出した。つまり、本発明ではフェライト晶出核となるＴｉＮを形成させるための核として、Ｍｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物を利用するのである。このようにＭｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物を核に持ち、その周囲にＴｉＮを有する複合介在物を以下「複合型ＴｉＮ」ということがある。Ｍｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物が存在するフェライト系ステンレス溶鋼は、溶鋼成分、精錬時に使用する耐火物組成、脱酸剤の種類、添加順序、スラグ組成が特定の条件にコントロールすることによって、工業的規模の製鋼プロセスで得ることが可能である。以下、その手法について説明する。
【００１６】
〔精錬容器の耐火物〕
一般に精錬容器にライニングする耐火物組成は、精錬目的に応じて選択される。本発明では、ＴｉＮの核となるＭｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物を生成させる必要があり、それを実現するために種々検討したところ、溶鋼に接触する耐火物としてＭｇＯ−ＣａＯ系の耐火物が適し、その中でもＭｇＯ含有率が４０〜９０質量％であるＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物を用いることが極めて有効であることがわかった。後述のように、本発明ではＭｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物を溶鋼中に適正量生成させるために、溶鋼中のＭｇ含有量を０.０００１〜０.００１４質量％の範囲にコントロールする必要がある。耐火物のＭｇＯ含有量が４０質量％よりも少ないと、耐火物から溶鋼中へのＭｇの供給量が不足し、溶鋼中のＭｇ含有量を０.０００１以上に確保することが難しくなる。一方、ＭｇＯ含有率が９０質量％を超える耐火物を使用すると、溶鋼中のＭｇ含有量が０.００１４質量％を超えて高くなりやすい。なお、溶鋼に金属Ｍｇを直接添加することによって溶鋼中のＭｇ含有量を調整することも考えられるが、金属Ｍｇは非常に活性な金属であるため、金属Ｍｇの添加によって溶鋼中のＭｇ含有量を安定して０.０００１〜０.００１４質量％の範囲に調整することは困難である。以上のことから、本発明では以下の各精錬工程において、ＭｇＯ含有率が４０〜９０質量％であるＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物を用いる。
【００１７】
〔真空脱炭〜鋳造までの工程〕
ステンレス鋼の代表的な製鋼プロセスとして、真空中で脱炭精錬したのちに成分調整して、その後、鋳造するプロセスが挙げられるが、本発明でもこのプロセスを利用する。その際、上記のような耐火物でライニングされた容器を使用する。
まず、真空中の脱炭精錬は、一般的なフェライト系ステンレス鋼の製造方法に準じて行うことができる。
【００１８】
脱炭精錬後の溶鋼に対して、Ａｌを添加する前に、Ｓｉ源およびＣａＯを添加する必要がある。これはＡｌ添加前のスラグ組成をＣａＯ−ＳｉＯ2系にし、スラグ中のＣａＯの活量を小さくしてＡｌ添加後の溶鋼中へＣａが過剰に溶解されることを抑制するのが目的である。Ｓｉ添加の前にＡｌを添加した場合、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系スラグは形成されるが、精錬を行う際のスラグ組成範囲ではＣａＯ−ＳｉＯ2系スラグよりもＣａＯ活量が高く、（ＣａＯ）→Ｃａ＋Ｏ の反応が進行し易くなり、その結果、溶鋼中のＣａ濃度を０.００１４質量％以下（後述）に抑えることが難しくなる。Ｓｉ源としてはＦｅ−Ｓｉ合金（フェロシリコン）や、金属Ｓｉを使用することができる。
【００１９】
次いで、溶鋼中に不活性ガスを導入するなどの方法で溶鋼をＣａＯ−ＳｉＯ2系スラグとともに撹拌することにより、脱炭精錬時に生成したスラグ中のＣｒ2Ｏ3を６質量％以下にし、かつ溶鋼中の酸素活量ａOをｌｏｇ（ａO）≦−２.０が成立するように調整する。スラグ中のＣｒ2Ｏ3濃度が６質量％よりも高い場合や酸素活量ａOがｌｏｇ（ａO）＞−２.０となった場合、Ａｌ：０.０５質量％以下（後述）の溶鋼が前提での成分調整では脱酸、脱硫不足となり、Ｓ：０.００７質量％以下（後述）の所望の溶鋼を得ることが難しくなる。もちろん、脱酸不足であれば酸素親和力の強いＴｉも適正含有量範囲にコントロールすることが困難になる。不活性ガスによる溶鋼とスラグの撹拌時間は撹拌動力にもよるが、ＶＯＤ工程であれば３分間以上のガス撹拌が望まれる。
【００２０】
スラグ中のＣｒ2Ｏ3濃度が６質量％以下に調整され、かつ溶鋼中の酸素活量ａOがｌｏｇ（ａO）≦−２.０を満たすように調整された後、溶鋼にＡｌを添加する。Ａｌの添加量は、酸素活量ａOに応じて溶鋼中のＡｌ含有量が０.０５質量％以下の範囲で設定し、Ａｌ：０.０５質量％以下、Ｓ：０.００７質量％以下、Ｍｇ：０.０００１〜０.００１４質量％、Ｃａ：０.００１４質量％以下の成分組成を有する溶鋼を得る。Ａｌ添加前の各工程を上述のように適正に行っている場合には、このＡｌ添加によってＡｌ：０.０５質量％以下、Ｓ：０.００７質量％以下、Ｍｇ：０.０００１〜０.００１４質量％、Ｃａ：０.００１４質量％以下の成分組成を有する溶鋼を得ることができる。
【００２１】
この溶鋼中にはＭｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物が十分に生成している。Ｍｇ／Ｓ質量比が５以上の酸化物・硫化物系介在物の構成元素としては、Ｍｇ、Ｓの他に、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒが挙げられる。この介在物の組成については、Ｍｇ／Ｓ質量比が５以上であること以外、特に制約はない。
【００２２】
この段階（Ｔｉ添加前）における溶鋼成分の限定理由は以下のとおりである。
Ａｌは、ＴｉＮの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、複合型ＴｉＮの生成量を十分に確保するためには溶鋼中のＡｌ含有量を０.０５質量％以下とする必要がある。Ａｌ含有量が０.０５質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓ質量比が５未満となりやすく、必要な量の複合型ＴｉＮの生成量を確保しにくい。このため、Ａｌ含有量は０.０５質量％以下に規定される。
【００２３】
Ｓは、ＴｉＮの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、複合型ＴｉＮの生成量を十分に確保するためには溶鋼中のＳ含有量を０.００７質量％以下とする必要がある。Ｓ含有量が０.００７質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓ質量比が５未満となりやすく、必要な量の複合型ＴｉＮの生成量を確保しにくい。このため、Ｓ含有量は０.００７質量％以下に規定される。
【００２４】
Ｍｇは、ＴｉＮの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、複合型ＴｉＮを生成させるためには、溶鋼中のＭｇ含有量を０.０００１質量％以上にする必要がある。一方、Ｍｇ含有量が０.００１４質量％を超えると、ＭｇＳが生成してしまうため、Ｍｇ／Ｓ質量比が５を下回り、必要量の複合型ＴｉＮが生成しなくなる。このため、Ｍｇ含有量は０.０００１〜０.００１４質量％の範囲に規定される。
【００２５】
Ｃａは、ＴｉＮの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、複合型ＴｉＮの生成量を十分に確保するためには溶鋼中のＣａ含有量を０.００１４質量％以下とする必要がある。Ｃａ含有量が０.００１４質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓ質量比が５未満となりやすく、必要な量の複合型ＴｉＮの生成量を確保しにくい。このため、Ｃａ含有量は０.００１４質量％以下に規定される。
【００２６】
次に、このような成分組成に調整された溶鋼に対してＴｉ源を添加し、最終的に溶鋼中におけるＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０.０００７〜０.００８となるように成分調整する。Ｔｉ源として金属ＴｉやフェロチタンなどのＴｉ含有合金を直接溶鋼中に投入すればよい。複合型ＴｉＮ粒子の生成量（分散割合）は、Ａｌ添加後、Ｔｉ添加前に、真空雰囲気で１００〜５００ＮＬ／ｍｉｎの流量で窒素を含むガスによる撹拌を例えば３分以上の所定時間行うことにより制御できる。ＴｉとＮの濃度積が増えるほどＴｉＮ介在物の分散個数が増大する。
【００２７】
Ｔｉは、複合型ＴｉＮを溶鋼中に生成させる上で必須な合金成分であり、本成分系では、Ａｌ、Ｓ、Ｍｇ、Ｃａ、含有量の規制によってＭｇ／Ｓ質量比が５以下の酸化物・硫化物系介在物が溶鋼中に分散しているので、この介在物を核として複合型ＴｉＮが生成する。ＴｉとＮの濃度積が０.０００７未満だと等軸晶フェライトの生成サイトとして必要な複合型ＴｉＮを十分に生成させることが難しい。一方、ＴｉとＮの濃度積が０.００８を超えて大きくなると、ＴｉＮがクラスターとなりやすい。クラスター状のＴｉＮは、鋳造時のノズル閉塞や、製品材の表面疵、加工割れ等を招く原因となり、好ましくない。なお、Ｔｉ含有量は０.４質量％以下、Ｎ含有量は０.０２質量％以下であることが望ましい。
【００２８】
〔鋳造〕
以上のように成分調整されたフェライト系ステンレス溶鋼は、一般的な手法で連続鋳造に供することができる。タンディッシュ内の溶鋼温度を、凝固温度に対して＋３０〜＋７０℃に維持する（すなわち過熱度を３０〜７０℃に維持する）ことにより、ＴｉＮによるノズル閉塞を効果的に防止できる。
【００２９】
このようにして得られた連続鋳造スラブには、その断面において、複合型ＴｉＮが１０個／ｍｍ2以上の割合で観察される。そして、複合型ＴｉＮを核として微細な等軸晶が成長した様子が観察される。介在物の組成は例えばＸ線マイクロアナライザーを用いた定量分析によって測定できる。複合型ＴｉＮ粒子のＴｉＮ相あるいは粒子表面に微量のＣ、Ｏ、Ｓが含まれていても、鋳造組織の微細等軸晶化効果には大きな影響はない。ただし、複合型ＴｉＮの存在量は１００個／ｍｍ2以下であることが望ましい。それより多くなると圧延時の表面疵や加工時の割れが発生しやすくなる。
【００３０】
本発明ではＣｒ含有量が９〜４０質量％の範囲にある公知の種々のフェライト系ステンレス鋼種を対象とすることができる。Ｃｒ含有量が９質量％に満たない鋼は耐食性が不十分である。一方、Ｃｒ含有量が４０質量％を超えると製造性が著しく低下する。
Ｓｉは、フェライト系ステンレス鋼の耐食性および強度を改善する合金元素であり、これらの作用を十分に発揮させるには０.０１質量％以上のＳｉ含有量を確保する必要がある。ただし、過剰のＳｉ含有は製造性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限は２.０質量％に規制される。
【実施例】
【００３１】
表１に示すＣｒ含有量およびＳｉ含有量のフェライト系ステンレス鋼（８０トン／チャージ）を電気炉、転炉、ＶＯＤプロセスを経て溶製し、連続鋳造した。ＶＯＤプロセスの真空精錬（脱炭処理）では、真空度を５０〜２００Ｐａに維持した真空炉内でポーラスプラグを通じて溶鋼中にＡｒを１００〜５００ＮＬ／ｍｉｎの流量で吹き込んだ。ＶＯＤプロセスでの精錬容器には表１に示すようにＭｇＯ含有量が異なるＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物あるいはＣａＯ系耐火物をライニングしたものを用いた。また、脱炭処理後に添加するＳｉとＡｌの添加順序は原則としてＳｉ→Ａｌとしたが、一部の比較例ではＡｌ→Ｓｉの順で行った（表１中、Ａｌ→Ｓｉと記載）。Ｓｉ源としてはいずれもＦｅ−Ｓｉ合金（フェロシリコン）を用い、Ａｌ源としてはいずれも金属Ａｌを用いた。精錬時においてＳｉ源とＣａＯを添加した後、Ａｒガスを用いた撹拌を行い、スラグ中のＣｒ2Ｏ3濃度を６質量％以下とし、かつ溶鋼中の酸素活量ａOをｌｏｇ（ａO）≦−２.０が成立するように調整した。ただし、一部の比較例では撹拌力を弱めることによりこれらの条件を満たさない溶鋼とした。精錬の最後の過程で金属Ｔｉを溶鋼中に添加して、ＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０.０００７〜０.００８となるように成分調整することを試みた。Ｔｉ添加後、タンディッシュを介してタンディッシュ内溶鋼の過熱度を４０〜４５℃の範囲に維持して連続鋳造を行い、厚さ２００ｍｍの連鋳スラブを得た。表１中にはＴｉ添加前の溶鋼におけるＡｌ、Ｓ、Ｍｇ、Ｃａの分析値を示してある。また、Ｔｉ添加後、鋳造前の溶鋼におけるＴｉ、Ｎ含有量およびそれらから算出されるＴｉとＮの濃度積を示してある。
【００３２】
【表１】
2008266706.tif 000002
【００３３】
得られた各ヒートＮｏ.のスラブから切り出した試験片について、スラブの厚さに対する等軸晶帯の厚さの割合を数点測定し、その平均値を等軸晶率とした。また、スラブから切り出した試験片の断面を研磨し、Ｘ線マイクロアナライザーを用いて一定面積中に存在する介在物の組成を分析した。そして、複合介在物の核となっている粒子の分析結果からＭｇ／Ｓ質量比が５以上の介在物を核としている複合型ＴｉＮ粒子の数をカウントし、単位面積あたりの複合型ＴｉＮの個数を算出した。これらの結果を表２に示してある。
【００３４】
次いで、厚さ２００ｍｍのスラブを熱延し、３.５ｍｍ厚の熱延板を得た。その後、９００℃で焼鈍→板厚１.５ｍｍまで冷間圧延→９００℃で焼鈍→板厚１.０ｍｍまで冷間圧延→９００℃で仕上焼鈍の工程を経て、板厚１.０ｍｍの冷延焼鈍鋼板を得た。各冷延焼鈍鋼板から採取した試験片についてプレス成形性を調べた。プレス成形性は、ステンレス鋼用プレス油を試験片に塗布して、ポンチ直径；４０ｍｍ、ポンチＲ；３ｍｍ、ダイス直径；４２ｍｍ、ダイスＲ；５ｍｍとして、ブランク径を変えてカップ成形試験を行い、限界絞り比（ＬＤＲ）を求めることによって評価した。この条件の評価において、従来の鋼板ではＬＤＲが１.８〜２.１程度であったので、ＬＤＲが２.３以上のものを優れたプレス成形性を有するものと判断た。結果を表２に示した。
【００３５】
【表２】
2008266706.tif 000003
【００３６】
表１に示すように成分値、精錬容器の耐火物組成、ＳｉとＡｌの添加順序、スラグ中のＣｒ2Ｏ3濃度、溶鋼中の酸素活量が本発明範囲内であるヒートＮｏ.Ａ〜Ｉの本発明例のものは、表２に示すようにＭｇ／Ｓ質量比が５以上の介在物を核とする複合型ＴｉＮがスラブの断面に１０個／ｍｍ2以上の割合で存在しており、スラブの等軸晶率が７０％以上と高い。その結果、冷延焼鈍鋼板のＬＤＲは２.３以上と高く、優れたプレス成形性を示した。
【００３７】
これに対し、比較例であるヒートＮｏ.Ｊは、溶鋼のＡｌ含有量が高くなりすぎたことにより、複合型ＴｉＮ数が不足してしまい、等軸晶率が７０％よりも低くなり、ＬＤＲも向上しなかった。
【００３８】
ヒートＮｏ.ＫおよびＱでは脱酸精錬時の撹拌を弱めことにより、溶鋼中に懸濁しているＣｒ2Ｏ3がＳｉ、ＣａＯによって十分に還元されず、スラグ中のＣｒ2Ｏ3濃度が高くなるとともに溶鋼中の酸素活量が高くなってしまったため脱硫反応が不十分となり、溶鋼中のＳ含有量が上限値を超えてしまった。また、Ｔｉ濃度も低くなってしまいＴｉとＮの濃度積も低い値となってしまった。その結果、複合型ＴｉＮ数が不足し、低い等軸晶率のスラブとなり、ＬＤＲの値も低かった。
【００３９】
ヒートＮｏ.Ｌ、Ｍ、Ｐに示されるように精錬容器に用いた耐火物に含まれるＭｇＯ濃度が４０質量％よりも低い場合や９０質量％よりも高い場合、あるいは全く別の耐火物を用いた場合には、鋼中のＭｇ濃度が本発明規定範囲を外れ、Ｍｇ／Ｓ質量比が５以上の介在物を核とする複合型ＴｉＮの単位面積あたりの数も１０個／ｍｍ2未満となり、いずれもスラブの等軸晶率が６０％に達せず、結果的にＬＤＲは１.８〜１.９と低かった。
【００４０】
ヒートＮｏ.Ｎでは脱炭処理後にＡｌをＳｉよりも先に添加したため鋼中のＣａ濃度が０.００１５％と高くなり、その結果、複合型ＴｉＮの単位面積あたりの数も５個／ｍｍ2と少なくなり、スラブの等軸晶率は５１％と低く、ＬＤＲも１.８と低かった。
【００４１】
ヒートＮｏ.Ｏでは、Ｔｉを過剰に添加したことによってＴｉとＮの濃度積が０.００８８と高くなり、スラブの等軸晶率は１００％と良好であるものの、冷延板製造時にＴｉＮクラスター起因の表面疵が多発し、製品化ができなかった。