(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ≦０.０２０ｍａｓｓ％，Ｓｉ≦０.２ｍａｓｓ％，Ｍｎ≦１.０ｍａｓｓ％，Ｓ≦０.０５０ｍａｓｓ％，Ｔｉ≧０.０１０ｍａｓｓ％を含み、Ａｌ≦（ｍａｓｓ％Ｔｉ）／５の条件を満足する組成からなる極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガス装置による脱炭処理したのち、Ｔｉ含有合金によって脱酸し、その後、脱酸溶鋼中にＣａ≧１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ≧５ｍａｓｓ％の１種または２種とＦｅ，Ａｌ，ＳｉおよびＴｉのうちから選ばれる１種または２種以上を含有する介在物組成調整用合金を添加することにより、該溶鋼中の酸化物組成をＴｉ酸化物が９０ｍａｓｓ％以下、ＣａＯ，ＲＥＭ酸化物のいずれか少なくとも１種の含有量が１０ｍａｓｓ％以上５０ｍａｓｓ％以下で、Ａｌ２Ｏ３が７０ｍａｓｓ％以下にすることを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法。
【請求項２】
脱炭処理後の溶鋼を、Ｔｉ含有合金による脱酸処理に先立って、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎのいずれかにて予備脱酸することにより、溶鋼中の溶存酸素濃度を予め２００ｐｐｍ以下にすることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法に関し、とくにＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎの使用が制約されるような極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を連続鋳造する際に、タンディッシュノズルにおいてノズル詰まりを起こすことがなく、また、製品中の非金属介在物性の欠陥が少なく、しかも、発錆の少ない含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板を製造する方法を提案する。
【０００２】
【従来の技術】
冷延用極低炭素Ｔｉ脱酸鋼，とくに含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板は、当初、特公昭４４−１８０６６号公報に開示されているように、脱ガス後にＡｌを用いずにＦｅＴｉで脱酸する方式のＴｉ脱酸鋼を製造するものであった。しかし、近年では、含Ｔｉ極低炭素鋼を低コストで安定して製造するために、Ａｌを０.００５ｍａｓｓ％以上添加するＡｌ脱酸鋼が主流となっている。
【０００３】
ところで、このＡｌによる脱酸では、ガス攪拌やＲＨ脱ガス装置において生成する酸化物を凝集，合体させて分離浮上を図る方法が取られているが、鋳片には不可避的にＡｌの酸化物（Ａｌ２Ｏ３）が残留する。しかも、残留Ａｌ２Ｏ３は、クラスター状の形状になるため、溶鋼に対する見掛け比重が小さく分離浮上しにくいため、鋼中には数１００μｍ以上のクラスター状介在物が残留しやすくなる。このようにして生成するクラスターがもし、連続鋳造時に鋳片表層部に捕捉された場合、ヘゲ，スリーバのような表面欠陥になり、冷延鋼板の表面性状を損なうことになる。また、Ａｌ脱酸で生成した固相のＡｌ２Ｏ３は、連続鋳造において、タンディッシュからモールドへ注入するために使用するイマージョンノズルの内壁に付着堆積し、ノズルの閉塞を起こすという問題もあった。
【０００４】
このように、Ａｌ脱酸鋼の場合、多くの課題があるため、最近では、Ａｌを添加せずＴｉで脱酸するケースも多くなってきている。というのは、Ｔｉ脱酸の場合、Ａｌ脱酸に比べると到達酸素濃度が高く、介在物量は多いが、Ａｌ脱酸に比べるとクラスター状の酸化物は生成しにくく、５〜２０μｍ程度の酸化物が鋼中に分散した状態で存在するようになるからである。従って、このＴｉ脱酸では、クラスター状介在物による表面欠陥は減少する。しかしながら、Ｔｉ濃度が０.０１０ｍａｓｓ％以上でＴｉ／Ａｌ≧５の極低炭素鋼では、Ｔｉ酸化物は溶鋼中では固相状態になるから、連続鋳造時において地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面に付着成長する結果、ノズル閉塞の原因となる。
【０００５】
例えば、特公昭５６−２９７３０号公報にも記載されているように、Ｃ≧０.５０ｍａｓｓ％の高炭素鋼の場合、Ｔｉ≦０.０１５ｍａｓｓ％であってもノズル閉塞の発生は少ない。しかし、Ｃ＜０.５０ｍａｓｓ％の極低炭素鋼では、Ｔｉ濃度が０.０１０ｍａｓｓ％にしても脱酸前の初期酸素濃度が高いために生成酸化物量が多く、かつ凝固温度も高いため、ノズル閉塞が発生する。とくに、優れた深絞り性を確保のために、０.０１０ｍａｓｓ％以上のＴｉを含有させるような場合、一般には、タンディッシュノズルの閉塞は避けられないのが実情である。
【０００６】
このような問題点を解決する方法として、従来、特開平８−２８１３９１号公報では、ＡｌレスＴｉ脱酸鋼において、タンディッシュノズルの閉塞の防止策として、ノズルを通過する溶鋼の酸素量を制限することにより、ノズル内面に成長するＴｉ２Ｏ３の成長を防止する方法を提案している。しかし、Ｔｉ脱酸鋼の場合、酸素濃度は３０ｐｐｍ程度であり、この場合、８００トン程度までしか鋳造できず、また、閉塞の進行とともにモールド内の湯面のレベル制御が不安定になるため、根本的な解決にはなっていない。
【０００７】
また、特開平８−２８１３９０号公報では、ＡｌレスＴｉ脱酸鋼においてタンディッシュノズルの閉塞の防止策として、溶鋼Ｓｉ濃度の適正化と、介在物組成をＴｉ３Ｏ５−ＳｉＯ２形にすることにより、ノズル内面に成長するＴｉ２Ｏ３の成長を防止する方法を提案している。しかし、Ｓｉの増加は材質の硬化を招き、また、めっき性が悪化するため、望ましい方法とは言えず、ノズル閉塞の防止に対する根本的な解決にはなっていない。
【０００８】
また、特公平７−４７７６４号公報では、Ｍｎ：０.０３〜１.５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０.０２〜１.５ｍａｓｓ％となるように脱酸し、鋼中の介在物をＭｎＯ：１７〜３１ｍａｓｓ％のＭｎＯ−Ｔｉ系酸化物からなる低融点組成の介在物とした非時効性冷延鋼板を提案している。たしかに、この技術については、溶鋼中において液相状態である低融点組成のＭｎＯ−Ｔｉ系酸化物を介在物として生成させるので、この介在物を含んだ溶鋼をタンディッシュノズルに通過させてもノズルに付着することなくモールドに注入でき、タンディッシュノズルの閉塞防止には有効であると言える。
【０００９】
しかしながら、この技術の実施に当たって、ＭｎＯを１７〜３１ｍａｓｓ％含有するＭｎＯ−Ｔｉ系酸化物を得るためには、溶鋼中のＭｎ濃度とＴｉ濃度の関係において、ＭｎおよびＴｉと酸素との親和力の違いから、溶鋼中のＭｎとＴｉの濃度比を、ｍａｓｓ％Ｍｎ／ｍａｓｓ％Ｔｉ≧１００とする必要がある（森岡泰行，森田一樹ら：鉄と鋼，８１（１９９５），ｐ４０）。したがって、鋼中のＴｉ濃度が０.０１０ｍａｓｓ％の場合、ＭｎＯを１７〜３１ｍａｓｓ％含有するＭｎＯ−Ｔｉ系酸化物を得るためには、Ｍｎ濃度は１.０ｍａｓｓ％以上が必要となる。しかし、Ｍｎ含有量が１.０ｍａｓｓ％を超えると材質が硬化し、また、Ｔｉ含有量が０.０１０ｍａｓｓ％未満だと優れた深絞り性が得られないという問題がある。
したがって、介在物を、ＭｎＯ：１７〜３１ｍａｓｓ％含有するＭｎＯ−Ｔｉ系酸化物にすることは、実際には困難である。
【００１０】
さらに、特開平８−２８１３９号公報では、ＡｌレスＴｉ脱酸鋼において、タンディッシュノズル閉塞の防止策として、ノズル部材にＣａＯ・ＺｒＯ２粒を含有する耐火物を用いることにより、溶鋼中のＴｉ３Ｏ５がノズルに捕捉された場合、ＴｉＯ２−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＺｒＯ２系の低融点介在物となるようにしてその成長を防止する方法を提案している。しかしながら、この技術では、溶鋼中の酸素濃度のバラツキにより、酸素が高いと付着介在物中のＴｉＯ２濃度が高くなり、十分に低融点化されないため、ノズル閉塞の改善にはつながらず、一方で酸素濃度が低いとノズルが溶損する問題があり、十分な対策にはなっていない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、連続鋳造時にノズル閉塞を招くことなく含Ｔｉ極低炭素鋼の円滑な鋳造を行う方法を提案する。
本発明の他の目的は、表面性状に優れた含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板を提供することにある。
本発明のさらに他の目的は、発錆が少なく表面欠陥の少ない自動車用薄鋼板を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、従来技術が抱えている上述した問題点を解決するために実験，研究を重ねた結果、以下に述べるような要旨構成で示すことができる含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法を開発するに至った。
即ち、本発明は、Ｃ≦０.０２０ｍａｓｓ％，Ｓｉ≦０.２ｍａｓｓ％，Ｍｎ≦１.０ｍａｓｓ％，Ｓ≦０.０５０ｍａｓｓ％，Ｔｉ≧０.０１０ｍａｓｓ％を含み、Ａｌ≦（ｍａｓｓ％Ｔｉ）／５の条件を満足する組成からなる極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガス装置による脱炭処理したのち、Ｔｉ含有合金によって脱酸し、その後、脱酸溶鋼中にＣａ≧１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ≧５ｍａｓｓ％の１種または２種とＦｅ，Ａｌ，ＳｉおよびＴｉのうちから選ばれる１種または２種以上を含有する介在物組成調整用合金を添加することにより、該溶鋼中の酸化物組成をＴｉ酸化物が９０ｍａｓｓ％以下、ＣａＯ，ＲＥＭ酸化物のいずれか少なくとも１種の含有量が１０ｍａｓｓ％以上５０ｍａｓｓ％以下で、Ａｌ２Ｏ３が７０ｍａｓｓ％以下にすることを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法である。
【００１３】
本発明においては、脱炭処理後の溶鋼を、Ｔｉ含有合金による脱酸処理に先立って、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎのいずれかにて予備脱酸することにより、溶鋼中の溶存酸素濃度を予め２００ｐｐｍ以下にすることがより好ましい実施態様となる。
なお、本発明は、不可避に混入するＳｉＯ２，ＭｇＯを５ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有するものであってもよい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明は、Ｔｉ≧０.０１０ｍａｓｓ％を含有するＴｉ脱酸極低炭素鋼を対象とし、とりわけそのＴｉの含有量に応じてＡｌの添加量を調整することにより、介在物の組成ならびに形態を制御するようにした点に特徴がある。
【００１５】
即ち、本発明は、Ａｌ≦（ｍａｓｓ％Ｔｉ）／５であるＴｉ脱酸極低炭素鋼である。この点、上記の範囲を外れると、Ｔｉ脱酸ではなくＡｌ脱酸となり、Ａｌ２Ｏ３クラスターが大量に生成する。
本発明では、介在物をＴｉ酸化物を主体とした酸化物にて構成し、鋼中に５〜２０μｍ程度の大きさのＴｉ酸化物が分散した状態で存在させることにより、冷延用鋼板の介在物性表面欠陥を防止する。
【００１６】
ただし、このＴｉの含有量がＴｉ＜０.０１０ｍａｓｓ％では、Ｃ≦０.０２０ｍａｓｓ％の極低炭素鋼の場合、深絞り性の確保が難しくなり、また、脱酸素能力が弱く、全酸素濃度が高くなる。一方、このＴｉ濃度は、ＴｉＮの大量の生成によるイマージョンノズルの防止を図るには、０.１５ｍａｓｓ％以下が望ましい。従って、好ましいＴｉ含有量は、Ｔｉ＝０.０１０〜０.１５ｍａｓｓ％となる。
【００１７】
本発明において、脱炭処理後に脱酸を行うが、その脱酸の方法は、まず、Ｆｅ−Ｔｉ等のＴｉ含有合金により溶鋼を脱酸し、主としてＴｉ酸化物からなる介在物を生成させる。その結果、介在物はＡｌで脱酸した時のようなクラスター状にならず、５〜２０μｍ程度の大きさとなって鋼中に分散した状態で存在する。これに対してもし、Ａｌ濃度が０.００５ｍａｓｓ％を超えるまでＡｌで脱酸すると、巨大なＡｌ２Ｏ３クラスターが生成するので、たとえその後に上記Ｔｉ含有合金を添加してＴｉ濃度を増加させても十分な還元ができず、鋼中にクラスター状介在物として残存する。
このような理由で本発明では、溶鋼をまずＴｉで脱酸し、Ｔｉ２Ｏ３≧８０ｍａｓｓ％のＴｉ酸化物を生成させる必要がある。
【００１８】
このＴｉ脱酸により生成したＴｉ２Ｏ３≧８０ｍａｓｓ％のＴｉ酸化物は、５〜２０μｍ程度の大きさで鋼中に分散していて、クラスター状に巨大化しない。そのため、本発明法に従って得られる冷延用鋼板においては、クラスター状介在物による表面欠陥がほとんど見当たらない。しかしながら、Ｔｉ酸化物は溶鋼中では固相状態であり、また、極低炭素鋼は鋼の凝固温度が高いために、連続鋳造時、このＴｉ酸化物はタンディッシュのノズル内面に地金を取り込んだ形で成長し、ノズルの閉塞を招く。
【００１９】
そこで、本発明においては、Ｔｉ合金により脱酸した後に、１０ｍａｓｓ％以上のＣａ、５ｍａｓｓ％以上のＲＥＭ（希土類元素）のいずれか少なくとも１種を含有するＦｅ，Ａｌ，ＳｉおよびＴｉのうちから選ばれる１種または２種以上を含有する介在物組成調整用合金を添加し、溶鋼中の酸化物組成を、Ｔｉ酸化物が９０ｍａｓｓ％以下でＣａＯ，ＲＥＭ酸化物の１種以上が１０ｍａｓｓ％以上５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ２Ｏ３が７０ｍａｓｓ％以下のＴｉ酸化物を含有する低融点の介在物組成とする。その結果、タンディッシュノズルへのＴｉ酸化物の付着を効果的に防止することができるようになる。
【００２０】
以下、本発明において添加する介在物組成調整用合金の組成限定の理由を説明する。
まず、図１は、本発明法の下で溶鋼中に生成させる酸化物の好ましい組成の範囲を示すものである。
この図からわかるように、本発明において、脱酸処理後の溶鋼中に上記介在物組成調整用合金を添加して介在物制御を行うことにより、溶鋼中の介在物（酸化物）の組成を、Ｔｉ酸化物≦９０ｍａｓｓ％、ＣａＯ，ＲＥＭ酸化物：１０〜５０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３≦７０ｍａｓｓ％にすることが良いことがわかる。以下にこの点についてさらに詳しく説明する。
【００２１】
Ｔｉ合金を用いて脱酸した後に添加するＦｅ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉのうちの少なくともいずれか一種を含有する介在物組成調整用合金中のＣａ濃度が１０ｍａｓｓ％未満、Ｃｅ，Ｌａ等のＲＥＭが５ｍａｓｓ％未満で、酸化物中のＴｉ２Ｏ３濃度が９０ｍａｓｓ％以上、ＣａＯ，ＲＥＭ酸化物（Ｌａ２Ｏ３，Ｃｅ２Ｏ３等）の濃度が１０ｍａｓｓ％未満となり、介在物の融点は充分に低下しない。その結果、介在物は鋼中においてクラスター状にはならないが、ノズル内面に付着し閉塞の原因となる。
【００２２】
上記介在物組成調整用合金の添加による、溶鋼中酸化物の組成は、Ｔｉ２Ｏ３が８０ｍａｓｓ％以下、ＣａＯ，ＲＥＭ酸化物（Ｌａ２Ｏ３，Ｃｅ２Ｏ３等）は１０ｍａｓｓ％以上にすることが望ましい。しかし、溶鋼中の介在物中のＣａＯ，ＲＥＭ酸化物（Ｌａ２Ｏ３，Ｃｅ２Ｏ３等）の濃度が５０ｍａｓｓ％を超えると、介在物が液相状態で硫黄を含有しやすくなる。その結果、液相介在物が固まる際に介在物の周囲にＣａＳ，ＲＥＭ硫化物（ＬａＳ，ＣｅＳ）を生成し、鋼板での発錆の起点となり、鋼板の発錆量が著しく増加する知見が得られている。したがって、介在物中のＣａＯ，ＲＥＭ酸化物（Ｌａ２Ｏ３，Ｃｅ２Ｏ３等）の濃度は５０ｍａｓｓ％以下にする必要がある。なお、ＲＥＭ酸化物（Ｌａ２Ｏ３，Ｃｅ２Ｏ３）の比重は他の酸化物に比べ大きいために、このＲＥＭ酸化物が５０ｍａｓｓ％を超えると介在物の溶鋼中での浮上性が悪くなり、鋼中の全酸素濃度が高く、冷延鋼板での清浄性を悪化する。
【００２３】
次に、介在物中のＡｌ２Ｏ３濃度は７０ｍａｓｓ％を超えると、高融点組成となり、ノズル閉塞が起きるだけでなく、介在物はクラスター状になり、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。
【００２４】
なお、本発明法の下では、Ａｌで脱酸する従来方法に比べると、Ｔｉ合金の歩留りが悪く、しかも、Ｃａ，ＲＥＭを含有するため介在物組成調整用合金は高価である。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、介在物の組成制御が可能な範囲でできるだけ少量で済むように行うのが経済的で好ましい。
【００２５】
次に、脱酸材の添加については、それの添加前の溶鋼中の溶存酸素濃度を２００ｐｐｍ以下になるようにして予備脱酸する。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌や、脱酸後のＡｌ≦０.００５ｍａｓｓ％となるような少量のＡｌによる脱酸，ＳｉやＦｅＳｉ，ＭｎやＦｅＭｎの添加によって行われる。
【００２６】
次に、添加合金以外の成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃ：０.０２０ｍａｓｓ％を超えると、製品での深絞り性が確保できなくなるため、０.０２０ｍａｓｓ％以下にする必要がある。
Ｓｉ：０.２０ｍａｓｓ％を超えると、めっき性が劣化し表面性状が悪化するので、０.２０ｍａｓｓ％以下にする必要がある。
Ｍｎ：１.０ｍａｓｓ％を超えると材質が硬化するので１.０ｍａｓｓ％以下にした。また、１.０ｍａｓｓ％を超えると介在物はＴｉ酸化物−ＭｎＯの低融点組成の介在物となり、本発明のような合金を添加する必要はなくなる。
Ｓ：０.０５０ｍａｓｓ％を超えると、溶鋼中でＣａＳやＲＥＭ硫化物が多くなり、深絞り性が確保できないだけでなく、製品である冷延鋼板において非常に錆が発生しやすくなる。
また、本発明においては、冷延板の材質の必要に応じてＢ，Ｎｂの１種または２種をさらに含有することはなんら問題ない。
【００２７】
【実施例】
実施例１
転炉出鋼後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ＝０.００３５ｍａｓｓ％，Ｓｉ＝０.０２ｍａｓｓ％，Ｍｎ＝０.２０ｍａｓｓ％，Ｐ＝０.０１５ｍａｓｓ％，Ｓ＝０.０１０ｍａｓｓ％、温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを０.５ｋｇ／トン添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１５０ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０.００３ｍａｓｓ％であった。そしてこの溶鋼に、７０ｍａｓｓ％Ｔｉ−Ｆｅ合金を１.２ｋｇ／トン添加し脱酸した。その後、溶鋼中に２０ｍａｓｓ％Ｃａ−１０ｍａｓｓ％ＲＥＭ−５０ｍａｓｓ％Ｔｉ−Ｆｅ合金を０.５ｋｇ／ｔｏｎ添加し、成分調整を行った。この処理後のＴｉ濃度は、０.０５０ｍａｓｓ％、Ａｌ濃度は０.００３ｍａｓｓ％であった。
次に、２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造実験を行った。このときの、タンディッシュ内の介在物を調査した結果、６５ｍａｓｓ％Ｔｉ２Ｏ３−１５ｍａｓｓ％ＣａＯ−１０ｍａｓｓ％Ｃｅ２Ｏ３−１０ｍａｓｓ％Ａｌ２Ｏ３の球状介在物であった。鋳造後、イマージョンノズル内には付着物はほとんどなかった。このスラブを３.５ｍｍまで熱間圧延し、０.８ｍｍまで冷間圧延し、さらに、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性の欠陥は０.１個／１０００ｍ以下のコイルしか認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸と同じく問題はなかった。
【００２８】
実施例２
転炉出鋼後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝０.００３０ｍａｓｓ％，Ｓｉ＝０.０２ｍａｓｓ％，Ｍｎ＝０.２５ｍａｓｓ％，Ｐ＝０.０２０ｍａｓｓ％，Ｓ＝０.０１２ｍａｓｓ％に、温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを０.５ｋｇ／ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１７０ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０.００２ｍａｓｓ％であった。そしてこの溶鋼に、７０ｍａｓｓ％Ｔｉ−Ｆｅ合金を１.４ｋｇ／ｔｏｎ添加し脱酸した。その後、溶鋼中に２０ｍａｓｓ％Ｃａ−１５ｍａｓｓ％ＲＥＭ−４０ｍａｓｓ％Ａｌ−Ｆｅ合金を０.３ｋｇ／ｔｏｎ添加し、成分調整を行った。この処理後のＴｉ濃度は、０.０３０ｍａｓｓ％、Ａｌ濃度は０.００４ｍａｓｓ％であった。
次に、２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造を行った。このときの、タンディッシュ内の介在物を調査した結果、５０ｍａｓｓ％Ｔｉ２Ｏ３−１５ｍａｓｓ％ＣａＯ−１０ｍａｓｓ％Ｃｅ２Ｏ３−２５ｍａｓｓ％Ａｌ２Ｏ３の球状介在物であった。鋳造後、イマージョンノズル内には付着物はほとんどなかった。このスラブを３.５ｍｍまで熱間圧延し、０.８ｍｍまで冷間圧延し、さらに、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。この焼鈍板には表面欠陥非金属介在物性の欠陥は０.０２個／１０００ｍ以下のコイルしか認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸と同じく問題はなかった。
【００２９】
比較例１
転炉出鋼後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝０.００３０ｍａｓｓ％，Ｓｉ＝０.０２ｍａｓｓ％，Ｍｎ＝０.２０ｍａｓｓ％，Ｐ＝０.０１５ｍａｓｓ％，Ｓ＝０.０１０ｍａｓｓ％に、温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを０.７ｋｇ／ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１７０ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０.００３ｍａｓｓ％であった。そしてこの溶鋼に、７５ｍａｓｓ％Ｔｉ−２５ｍａｓｓ％Ｆｅ合金を１.２ｋｇ／ｔｏｎ添加し脱酸および成分調整を行った。処理後のＴｉ濃度は０.０４０ｍａｓｓ％、Ａｌ濃度は０.００２ｍａｓｓ％であった。
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造を行った。このときの、タンディッシュ内の介在物を調査した結果、組成が９０ｍａｓｓ％Ｔｉ２Ｏ３−１０ｍａｓｓ％Ａｌ２Ｏ３の微小介在物が分散していた。鋳造後、イマージョンノズル内にはＴｉ２Ｏ３−Ａｌ２Ｏ３の付着物が認められた。このスラブを３.５ｍｍまで熱間圧延し、０.８ｍｍまで冷間圧延し、さらに、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。この焼鈍板には表面欠陥非金属介在物性の欠陥が０.０５個／１０００ｍのコイルに認められた。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸と同じく問題はなかった。
【００３０】
比較例２
転炉出鋼後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝０.００３０ｍａｓｓ％，Ｍｎ＝０.２０ｍａｓｓ％，Ｐ＝０.０１５ｍａｓｓ％，Ｓ＝０.０１０ｍａｓｓ％に、温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを１.５ｋｇ／ｔｏｎ添加後７５ｍａｓｓ％Ｔｉ−２５ｍａｓｓ％Ｆｅ合金を０.５ｋｇ／ｔｏｎ添加し脱酸および成分調整を行った。処理後のＴｉ濃度は０.０４０ｍａｓｓ％、Ａｌ濃度は０.０３５ｍａｓｓ％であった。
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造を行った。このときの、タンディッシュ内の介在物を調査した結果、５ｍａｓｓ％Ｔｉ２Ｏ３−９５ｍａｓｓ％Ａｌ２Ｏ３のクラスター状の介在物であった。鋳造後、イマージョンノズル内にはＡｌ２Ｏ３の付着物が認められた。このスラブを３.５ｍｍまで熱間圧延し、０.８ｍｍまで冷間圧延し、さらに、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。この焼鈍板には表面欠陥非金属介在物性の欠陥が０.４個／１０００ｍのコイルに認められた。
【００３１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明にかかる含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法によれば、連続鋳造時におけるイマージョンノズルの閉塞は起こらず、また、その後の圧延，焼鈍，めっき処理を施した冷延自動車用薄鋼板は、極めて表面性状が優れており、発錆も少なく、非金属介在物に起因する表面欠陥はほとんど皆無であった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における介在物組成を示したものである。
【図１】
0003896650.tif 000002