JP2000001718A - 低炭素鋼の製造方法 - Google Patents
低炭素鋼の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明は、連続鋳造に際して浸漬ノズルの閉塞
を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物を生成させ
ないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化させない低
炭素鋼の製造方法を提供することを目的としている。 【解決手段】真空脱ガス装置内で溶鋼を脱炭処理し、Ｃ
≦０．０２０重量％、Ａｌ≦０．００５重量％、Ｔｉ≧
０．０１０重量％、Ｓｉ≦０．８重量％、Ｍｎ≦１．０
重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％を含有する低炭素鋼を
製造する方法において、上記溶鋼に、２０重量％以下の
Ｃａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５重量％以下の希土類元素から選
ばれた１種以上と、３０重量％以上のＴｉと、残りＦｅ
とからなる合金の脱酸剤を投入し、該脱酸剤の投入量を
調整して、生成介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、
ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類金属酸化物のうちの２種以
上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を含む組成とする
ことを特徴とする。
を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物を生成させ
ないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化させない低
炭素鋼の製造方法を提供することを目的としている。 【解決手段】真空脱ガス装置内で溶鋼を脱炭処理し、Ｃ
≦０．０２０重量％、Ａｌ≦０．００５重量％、Ｔｉ≧
０．０１０重量％、Ｓｉ≦０．８重量％、Ｍｎ≦１．０
重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％を含有する低炭素鋼を
製造する方法において、上記溶鋼に、２０重量％以下の
Ｃａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５重量％以下の希土類元素から選
ばれた１種以上と、３０重量％以上のＴｉと、残りＦｅ
とからなる合金の脱酸剤を投入し、該脱酸剤の投入量を
調整して、生成介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、
ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類金属酸化物のうちの２種以
上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を含む組成とする
ことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低炭素鋼の製造方
法に関し、特に、Ｔｉを主成分とする脱酸剤で脱酸し、
連続鋳造過程での所謂浸漬ノズル（イマージョン・ノズ
ル）の閉塞が少ないばかりでなく、製品での非金属介在
物に起因した欠陥が少なく、且つ発錆しない鋼を製造す
る技術に係わる。
法に関し、特に、Ｔｉを主成分とする脱酸剤で脱酸し、
連続鋳造過程での所謂浸漬ノズル（イマージョン・ノズ
ル）の閉塞が少ないばかりでなく、製品での非金属介在
物に起因した欠陥が少なく、且つ発錆しない鋼を製造す
る技術に係わる。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｉを含む極低炭素冷延鋼板の素材とし
ての鋼材は、その製造開始当初、特公昭４４−１８０６
６号公報に開示されているように、溶鋼を２次精錬で脱
ガスした後、Ａｌを用いずＦｅＴｉで脱酸して製造され
ていたが、近年では、Ｔｉや酸素の濃度を安定させ、且
つ低コストにするため、Ａｌで脱酸して該Ａｌを０．０
０５重量％以上含有させて製造する方法が主流となって
いる。Ａｌで脱酸する場合、通常は、ガス撹拌付き取鍋
やＲＨ脱ガス装置を用い、生成した酸化物を凝集、合体
して浮上分離させスラグに吸収するが、鋳片には、どう
しても不可避的酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）が残留する。しか
も、このＡｌ2 Ｏ3 は、形状が所謂クラスター状（偏平
で長い）となるので、溶鋼に対する見掛け比重の差が小
さく、浮上分離し難く、鋼中には数１００μｍ以上の大
きさの介在物として残留する。このＡｌ2 Ｏ3 からなる
クラスター状の介在物が、精錬後の連続鋳造において、
鋳型内で鋳片の表層部に捕捉されると、製品として美麗
さを必要とする自動車用冷延鋼板の表面性状が損なわれ
るばかりでなく、所謂ヘゲやスリーバのような表面欠陥
の生成原因となる。また、Ａｌ脱酸で生成した溶鋼中に
浮遊する固相のＡｌ2 Ｏ3 介在物は、該溶鋼を連続鋳造
する際に、上記浸漬ノズルの内壁に付着堆積し、該ノズ
ルの閉塞を引き起こす。
ての鋼材は、その製造開始当初、特公昭４４−１８０６
６号公報に開示されているように、溶鋼を２次精錬で脱
ガスした後、Ａｌを用いずＦｅＴｉで脱酸して製造され
ていたが、近年では、Ｔｉや酸素の濃度を安定させ、且
つ低コストにするため、Ａｌで脱酸して該Ａｌを０．０
０５重量％以上含有させて製造する方法が主流となって
いる。Ａｌで脱酸する場合、通常は、ガス撹拌付き取鍋
やＲＨ脱ガス装置を用い、生成した酸化物を凝集、合体
して浮上分離させスラグに吸収するが、鋳片には、どう
しても不可避的酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）が残留する。しか
も、このＡｌ2 Ｏ3 は、形状が所謂クラスター状（偏平
で長い）となるので、溶鋼に対する見掛け比重の差が小
さく、浮上分離し難く、鋼中には数１００μｍ以上の大
きさの介在物として残留する。このＡｌ2 Ｏ3 からなる
クラスター状の介在物が、精錬後の連続鋳造において、
鋳型内で鋳片の表層部に捕捉されると、製品として美麗
さを必要とする自動車用冷延鋼板の表面性状が損なわれ
るばかりでなく、所謂ヘゲやスリーバのような表面欠陥
の生成原因となる。また、Ａｌ脱酸で生成した溶鋼中に
浮遊する固相のＡｌ2 Ｏ3 介在物は、該溶鋼を連続鋳造
する際に、上記浸漬ノズルの内壁に付着堆積し、該ノズ
ルの閉塞を引き起こす。
【０００３】そこで、上記Ａｌでの脱酸問題を解決する
方法として、例えば、特公昭６３−４１６７１号公報
は、溶鋼中のＣａ濃度が０．００１重量％以上になるよ
うにＣａを添加してＡｌとの複合脱酸とし、生成する酸
化物をＡｌ2 Ｏ3 −ＣａＯやＴｉＯ2 −ＣａＯ等の低融
点組成物に形態を変更する方法を提案している。しかし
ながら、この方法では、Ｃａ合金としてＣａＳｉ、Ｃａ
Ａｌ、ＦｅＣａを用い、溶鋼中のＣａ濃度を０．００１
重量％以上になるように添加するが、Ｃａの蒸気圧が高
いために，その歩留りが低いばかりでなく、Ｃａ濃度が
安定せず、しかも溶鋼の飛散やヒュームが発生して操業
がやり難い。また、溶鋼中のＣａＯ濃度が０．００１重
量％以上になると、冷延鋼板に錆が発生しやすくなると
いう問題もある。
方法として、例えば、特公昭６３−４１６７１号公報
は、溶鋼中のＣａ濃度が０．００１重量％以上になるよ
うにＣａを添加してＡｌとの複合脱酸とし、生成する酸
化物をＡｌ2 Ｏ3 −ＣａＯやＴｉＯ2 −ＣａＯ等の低融
点組成物に形態を変更する方法を提案している。しかし
ながら、この方法では、Ｃａ合金としてＣａＳｉ、Ｃａ
Ａｌ、ＦｅＣａを用い、溶鋼中のＣａ濃度を０．００１
重量％以上になるように添加するが、Ｃａの蒸気圧が高
いために，その歩留りが低いばかりでなく、Ｃａ濃度が
安定せず、しかも溶鋼の飛散やヒュームが発生して操業
がやり難い。また、溶鋼中のＣａＯ濃度が０．００１重
量％以上になると、冷延鋼板に錆が発生しやすくなると
いう問題もある。
【０００４】また、Ａｌとの複合脱酸法による酸化物の
形態変更方法として、別途、特公昭５７−７２１６号公
報に開示された技術もある。それは、Ｃａを用いずに、
Ａｌ：１５〜８９．５モル％、Ｔｉ：１０〜８０モル
％、およびＹ、Ｃｅまたはミッシュメタルの１種又は２
種以上の金属：０．５〜５モル％から構成される合金を
添加する方法である。しかしながら、この方法を採用す
ると、デンドライト状の酸化物系介在物の生成を防止し
たり、巨大なクラスター状介在物の発生防止には効果が
認められるが、自動車用冷延鋼板で問題となるような直
径１００μｍ程度のクラスター状介在物の低減は不十分
であり、また、連続鋳造に際しての浸漬ノズル閉塞も防
止するまでには至らなかった。上記したことの他に、Ａ
ｌで脱酸する場合の問題として、特開昭６２−３０８２
２号公報に記載されているように、酸化物として存在す
る以外のＡｌの濃度が増加してくると（つまり、ｓｏ
ｌ．Ａｌの増加）、その鋼材の冷延鋼板を焼鈍した後
に、プレス成形性が劣化する。
形態変更方法として、別途、特公昭５７−７２１６号公
報に開示された技術もある。それは、Ｃａを用いずに、
Ａｌ：１５〜８９．５モル％、Ｔｉ：１０〜８０モル
％、およびＹ、Ｃｅまたはミッシュメタルの１種又は２
種以上の金属：０．５〜５モル％から構成される合金を
添加する方法である。しかしながら、この方法を採用す
ると、デンドライト状の酸化物系介在物の生成を防止し
たり、巨大なクラスター状介在物の発生防止には効果が
認められるが、自動車用冷延鋼板で問題となるような直
径１００μｍ程度のクラスター状介在物の低減は不十分
であり、また、連続鋳造に際しての浸漬ノズル閉塞も防
止するまでには至らなかった。上記したことの他に、Ａ
ｌで脱酸する場合の問題として、特開昭６２−３０８２
２号公報に記載されているように、酸化物として存在す
る以外のＡｌの濃度が増加してくると（つまり、ｓｏ
ｌ．Ａｌの増加）、その鋼材の冷延鋼板を焼鈍した後
に、プレス成形性が劣化する。
【０００５】ところで、Ａｌによる脱酸は、以上述べた
ように問題点が多いので、最近は、Ｔｉを含む極低炭素
冷延鋼板の製造に、Ａｌを添加せず、Ｔｉで脱酸した冷
延鋼板の需要が再び高まっている。Ｔｉ脱酸では、冒頭
で述べたように、Ａｌ脱酸に比べて溶鋼中の酸素濃度が
不安定で、且つ到達酸素濃度が高く、介在物量が多い欠
点もあるが、Ａｌ脱酸で生成するクラスター状の酸化物
は生成せず、５〜１０μｍ程度の酸化物が分散した状態
で存在するので、冷延用鋼板にクラスター状介在物に起
因した表面欠陥が発生し難いという利点がある。しかし
ながら、Ａｌ≦０．００５重量％の極低炭素鋼の製造で
は、Ｔｉ濃度が０．０１０重量％以上とすると、Ｔｉ酸
化物は溶鋼中では依然として固相状態であるため、Ａｌ
2 Ｏ3 と同様、連続鋳造に際して浸漬ノズルの閉塞を引
き起こす。このことは、「Ｃ≧０．５０重量％の高炭素
鋼で、Ｔｉ≦０．０１５重量％とすると浸漬ノズル閉塞
の発生は少ないが、極低炭素鋼では脱酸前の初期酸素濃
度が高いため、Ｔｉ濃度が０．０１０重量％程度でも浸
漬ノズルの閉塞が発生する」という特公昭５６−２９７
３０号公報の記載からも明らかである。Ｔｉは、製品鋼
材の優れた深絞り性を確保するには、少なくとも０．０
１０重量％以上含有させる必要があるので、極低炭素鋼
の製造でＴｉ脱酸を行うと、連続鋳造時の浸漬ノズル閉
塞はどうしても避けられなかった。
ように問題点が多いので、最近は、Ｔｉを含む極低炭素
冷延鋼板の製造に、Ａｌを添加せず、Ｔｉで脱酸した冷
延鋼板の需要が再び高まっている。Ｔｉ脱酸では、冒頭
で述べたように、Ａｌ脱酸に比べて溶鋼中の酸素濃度が
不安定で、且つ到達酸素濃度が高く、介在物量が多い欠
点もあるが、Ａｌ脱酸で生成するクラスター状の酸化物
は生成せず、５〜１０μｍ程度の酸化物が分散した状態
で存在するので、冷延用鋼板にクラスター状介在物に起
因した表面欠陥が発生し難いという利点がある。しかし
ながら、Ａｌ≦０．００５重量％の極低炭素鋼の製造で
は、Ｔｉ濃度が０．０１０重量％以上とすると、Ｔｉ酸
化物は溶鋼中では依然として固相状態であるため、Ａｌ
2 Ｏ3 と同様、連続鋳造に際して浸漬ノズルの閉塞を引
き起こす。このことは、「Ｃ≧０．５０重量％の高炭素
鋼で、Ｔｉ≦０．０１５重量％とすると浸漬ノズル閉塞
の発生は少ないが、極低炭素鋼では脱酸前の初期酸素濃
度が高いため、Ｔｉ濃度が０．０１０重量％程度でも浸
漬ノズルの閉塞が発生する」という特公昭５６−２９７
３０号公報の記載からも明らかである。Ｔｉは、製品鋼
材の優れた深絞り性を確保するには、少なくとも０．０
１０重量％以上含有させる必要があるので、極低炭素鋼
の製造でＴｉ脱酸を行うと、連続鋳造時の浸漬ノズル閉
塞はどうしても避けられなかった。
【０００６】そこで、この問題点を解決するために、特
公平７−４１３８２号公報は、浸漬ノズルより気泡径が
０．６ｍｍ以上の不活性ガスを吐出させる方法、また
は、３μｍ以上の径を有する気孔を総気孔の１３体積％
以上含有する材質でノズルを製作し、その気孔を通して
不活性ガスを吐出させる方法を提案している。しかしな
がら、これらの方法では、ノズル材の気孔率が高く弱い
ので、ノズル溶損が大きく、ノズル閉塞の防止効果も不
十分であった。また、特公平７−４７７６４号公報は、
脱酸後、Ｍｎ：０．０３〜１．５重量％、Ｔｉ：０．０
２〜１．５重量％となる溶鋼中の介在物が、ＭｎＯ−Ｔ
ｉ酸化物（ＭｎＯ：１７〜３１重量％）を主成分とする
低融点組成となるような非時効性冷延鋼板を提案してい
る。この公報に記載されたＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍｎ
Ｏ：１７〜３１重量％）は低融点組成であり、溶鋼中で
は液相状態であるので、この介在物を含んだ溶鋼は、浸
漬ノズルを通過してもノズルに付着することなく鋳型に
注入され、浸漬ノズルの閉塞は防止できる。一方、森岡
泰行、森田一樹ら（鉄と鋼、８１（１９９５）、ｐ４０
参照）によれば、ＭｎＯ：１７〜３１重量％含有するＭ
ｎＯ−Ｔｉ酸化物を得るには、溶鋼中のＭｎ及びＴｉの
酸素との親和力の違いから、溶鋼中のＭｎとＴｉの濃度
比を重量％でＭｎ／Ｔｉ≧１００とする必要がある。し
たがって、鋼中のＴｉ濃度が０．０１０重量％の場合、
ＭｎＯを１７〜３１重量％含有したＭｎＯ−Ｔｉ酸化物
を得るには、Ｍｎ濃度は１．０重量％以上必要となる。
公平７−４１３８２号公報は、浸漬ノズルより気泡径が
０．６ｍｍ以上の不活性ガスを吐出させる方法、また
は、３μｍ以上の径を有する気孔を総気孔の１３体積％
以上含有する材質でノズルを製作し、その気孔を通して
不活性ガスを吐出させる方法を提案している。しかしな
がら、これらの方法では、ノズル材の気孔率が高く弱い
ので、ノズル溶損が大きく、ノズル閉塞の防止効果も不
十分であった。また、特公平７−４７７６４号公報は、
脱酸後、Ｍｎ：０．０３〜１．５重量％、Ｔｉ：０．０
２〜１．５重量％となる溶鋼中の介在物が、ＭｎＯ−Ｔ
ｉ酸化物（ＭｎＯ：１７〜３１重量％）を主成分とする
低融点組成となるような非時効性冷延鋼板を提案してい
る。この公報に記載されたＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍｎ
Ｏ：１７〜３１重量％）は低融点組成であり、溶鋼中で
は液相状態であるので、この介在物を含んだ溶鋼は、浸
漬ノズルを通過してもノズルに付着することなく鋳型に
注入され、浸漬ノズルの閉塞は防止できる。一方、森岡
泰行、森田一樹ら（鉄と鋼、８１（１９９５）、ｐ４０
参照）によれば、ＭｎＯ：１７〜３１重量％含有するＭ
ｎＯ−Ｔｉ酸化物を得るには、溶鋼中のＭｎ及びＴｉの
酸素との親和力の違いから、溶鋼中のＭｎとＴｉの濃度
比を重量％でＭｎ／Ｔｉ≧１００とする必要がある。し
たがって、鋼中のＴｉ濃度が０．０１０重量％の場合、
ＭｎＯを１７〜３１重量％含有したＭｎＯ−Ｔｉ酸化物
を得るには、Ｍｎ濃度は１．０重量％以上必要となる。
【０００７】しかしながら、Ｍｎ含有量が１．０重量％
を越えると、鋼材の材質が硬化すると共に、Ｔｉ含有量
が０．０１０重量％未満であると、優れた深絞り性が得
られない。そのため、介在物をＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍ
ｎＯ：１７〜３１重量％）にすることは困難であった。
本発明は、かかる事情を鑑み、連続鋳造に際して浸漬ノ
ズルの閉塞を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物
を生成させないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化
させない低炭素鋼の製造方法を提供することを目的とし
ている。
を越えると、鋼材の材質が硬化すると共に、Ｔｉ含有量
が０．０１０重量％未満であると、優れた深絞り性が得
られない。そのため、介在物をＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍ
ｎＯ：１７〜３１重量％）にすることは困難であった。
本発明は、かかる事情を鑑み、連続鋳造に際して浸漬ノ
ズルの閉塞を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物
を生成させないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化
させない低炭素鋼の製造方法を提供することを目的とし
ている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者は、上記目的を達
成するため、実験及び検討を重ね、その成果として適切
な脱酸剤を開発した。そして、この脱酸剤の溶鋼への投
入量を、製造する鋼材と、その中に含有させる非金属介
在物の化学組成との関係で調整することを創案し、本発
明を完成させた。
成するため、実験及び検討を重ね、その成果として適切
な脱酸剤を開発した。そして、この脱酸剤の溶鋼への投
入量を、製造する鋼材と、その中に含有させる非金属介
在物の化学組成との関係で調整することを創案し、本発
明を完成させた。
【０００９】すなわち、本発明は、真空脱ガス装置内で
溶鋼を脱炭処理し、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．８重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５重量％以
下の希土類金属から選ばれた１種以上と、３０重量％以
上のＴｉと、残りＦｅとからなる合金の脱酸剤を投入
し、該脱酸剤の投入量を調整して、生成介在物をＣａ
Ｏ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類
金属酸化物のうちの２種以上及び３０〜８５重量％のＴ
ｉ酸化物を含む組成とすることを特徴とする低炭素鋼の
製造方法である。また、本発明は、前記合金の脱酸剤の
化学組成に、６０重量％以下のＳｉを加えたり、あるい
は、さらに１５重量％以下のＡｌを加えたことを特徴と
する低炭素鋼の製造方法である。
溶鋼を脱炭処理し、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．８重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５重量％以
下の希土類金属から選ばれた１種以上と、３０重量％以
上のＴｉと、残りＦｅとからなる合金の脱酸剤を投入
し、該脱酸剤の投入量を調整して、生成介在物をＣａ
Ｏ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類
金属酸化物のうちの２種以上及び３０〜８５重量％のＴ
ｉ酸化物を含む組成とすることを特徴とする低炭素鋼の
製造方法である。また、本発明は、前記合金の脱酸剤の
化学組成に、６０重量％以下のＳｉを加えたり、あるい
は、さらに１５重量％以下のＡｌを加えたことを特徴と
する低炭素鋼の製造方法である。
【００１０】さらに、本発明は、真空脱ガス装置内で溶
鋼を脱炭処理し、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．８重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、単体金属及び／又は化合物を混合し、混合物として
の化学組成が２０重量％以下のＣａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５
重量％以下の希土類金属から選ばれた１種以上と、３０
重量％以上のＴｉと、残りＦｅとなる脱酸剤を投入し、
該脱酸剤の投入量を調整して、生成介在物をＣａＯ、Ｍ
ｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類金属酸
化物のうちの２種以上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化
物を含む組成とすることを特徴とする低炭素鋼の製造方
法である。加えて、本発明は、前記混合物の脱酸剤の化
学組成に６０重量％のＳｉを加えたり、あるいは、さら
に１５重量％のＡｌを加えたことを特徴とする低炭素鋼
の製造方法である。さらに加えて、本発明は、前記脱酸
剤の投入前に、溶鋼中の溶存酸素が２００ｐｐｍ以下と
なるよう、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎのいずれかで予備脱酸する
ことを特徴としたり、あるいは、前記のいずれかの製造
方法で得た溶鋼を、タンディッシュを介して鋳型に注入
するに際し、該タンディッシュや浸漬ノズルの内部に、
不活性ガスを吹き込むことなく注入することを特徴とす
る低炭素鋼の製造方法でもある。
鋼を脱炭処理し、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．８重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、単体金属及び／又は化合物を混合し、混合物として
の化学組成が２０重量％以下のＣａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５
重量％以下の希土類金属から選ばれた１種以上と、３０
重量％以上のＴｉと、残りＦｅとなる脱酸剤を投入し、
該脱酸剤の投入量を調整して、生成介在物をＣａＯ、Ｍ
ｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類金属酸
化物のうちの２種以上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化
物を含む組成とすることを特徴とする低炭素鋼の製造方
法である。加えて、本発明は、前記混合物の脱酸剤の化
学組成に６０重量％のＳｉを加えたり、あるいは、さら
に１５重量％のＡｌを加えたことを特徴とする低炭素鋼
の製造方法である。さらに加えて、本発明は、前記脱酸
剤の投入前に、溶鋼中の溶存酸素が２００ｐｐｍ以下と
なるよう、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎのいずれかで予備脱酸する
ことを特徴としたり、あるいは、前記のいずれかの製造
方法で得た溶鋼を、タンディッシュを介して鋳型に注入
するに際し、該タンディッシュや浸漬ノズルの内部に、
不活性ガスを吹き込むことなく注入することを特徴とす
る低炭素鋼の製造方法でもある。
【００１１】本発明では、低炭素鋼の脱酸を、上記のよ
うに行うようにしたので、得られた溶鋼で連続鋳造を行
なっても、浸漬ノズルの閉塞は起こらないようになる。
また、鋼中にクラスター状介在物が生成しないので、そ
の後に圧延、焼鈍、メッキ処理を施して製造した自動車
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皆無となり、加
えて、従来の鋼材よりプレス加工性も劣化しなかった。
うに行うようにしたので、得られた溶鋼で連続鋳造を行
なっても、浸漬ノズルの閉塞は起こらないようになる。
また、鋼中にクラスター状介在物が生成しないので、そ
の後に圧延、焼鈍、メッキ処理を施して製造した自動車
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皆無となり、加
えて、従来の鋼材よりプレス加工性も劣化しなかった。
【００１２】
【発明の実施の形態】まず、本発明の実施形態は、上述
したことから明らかなように、脱ガス後の溶鋼に、脱酸
能力の大きい合金、あるいは単体金属及び又は化合物を
混合した脱酸剤を投入し、脱酸反応で生成する介在物を
３元系以上の低融点組成を有する複合介在物にすること
である。ここで、図１は、１６００℃における溶鋼中の
金属元素濃度（Ｍ ｐｐｍ）と酸素の活量（ａo ）との
関係であるが、この図１を用いれば、本発明の実施形態
を具体的に説明することができる。例えば、本発明で狙
いとする低融点組成の複合介在物のＴｉ酸化物（Ｔｉ2
Ｏ3 ）の活量（ａTi2O3 ）が０．５、Ｃｅ酸化物（Ｃｅ
2 Ｏ3 ）の活量（ａCe2O3）が０．３、Ｃａ酸化物（Ｃ
ａＯ）の活量（ａCaO ）が０．３とすると、溶鋼中のＴ
ｉ濃度が０．０５０重量％の場合、Ｃｅ＝１ｐｐｍ、Ｃ
ａ＝４ｐｐｍにする必要がある。このような溶鋼組成と
複合介在物組成は、脱ガス後の溶鋼を、５重量％以下の
少量の希土類金属（主としてＣｅ，Ｌａ）と、２０重量
％以下のＣａと、３０重量％以上のＴｉとからなる脱酸
剤で脱酸すること、及び製造対象の溶鋼成分を下記のよ
うに限定することで達成されるのである。一方、狙いと
する低融点組成の複合介在物のＴｉ酸化物の活量（ａ
Ti2O3 ）が０．５、Ｃｅ酸化物の活量（ａCe2O3 ）が
０．３、Ｍｇ酸化物（ＭｇＯ）の活量（ａMgO ）が０．
３とすると、溶鋼中のＴｉ濃度が０．０５０重量％の場
合、Ｃｅ＝１ｐｐｍ、Ｍｇ＝４ｐｐｍにする必要があ
る。このような溶鋼組成と複合介在物組成は、同様に５
重量％以下の少量の希土類金属と、２０重量％以下のＭ
ｇと、３０重量％以上のＴｉとからなる脱酸剤で脱酸す
ること、及び製造対象の溶鋼成分を下記のように限定す
ることで達成される。
したことから明らかなように、脱ガス後の溶鋼に、脱酸
能力の大きい合金、あるいは単体金属及び又は化合物を
混合した脱酸剤を投入し、脱酸反応で生成する介在物を
３元系以上の低融点組成を有する複合介在物にすること
である。ここで、図１は、１６００℃における溶鋼中の
金属元素濃度（Ｍ ｐｐｍ）と酸素の活量（ａo ）との
関係であるが、この図１を用いれば、本発明の実施形態
を具体的に説明することができる。例えば、本発明で狙
いとする低融点組成の複合介在物のＴｉ酸化物（Ｔｉ2
Ｏ3 ）の活量（ａTi2O3 ）が０．５、Ｃｅ酸化物（Ｃｅ
2 Ｏ3 ）の活量（ａCe2O3）が０．３、Ｃａ酸化物（Ｃ
ａＯ）の活量（ａCaO ）が０．３とすると、溶鋼中のＴ
ｉ濃度が０．０５０重量％の場合、Ｃｅ＝１ｐｐｍ、Ｃ
ａ＝４ｐｐｍにする必要がある。このような溶鋼組成と
複合介在物組成は、脱ガス後の溶鋼を、５重量％以下の
少量の希土類金属（主としてＣｅ，Ｌａ）と、２０重量
％以下のＣａと、３０重量％以上のＴｉとからなる脱酸
剤で脱酸すること、及び製造対象の溶鋼成分を下記のよ
うに限定することで達成されるのである。一方、狙いと
する低融点組成の複合介在物のＴｉ酸化物の活量（ａ
Ti2O3 ）が０．５、Ｃｅ酸化物の活量（ａCe2O3 ）が
０．３、Ｍｇ酸化物（ＭｇＯ）の活量（ａMgO ）が０．
３とすると、溶鋼中のＴｉ濃度が０．０５０重量％の場
合、Ｃｅ＝１ｐｐｍ、Ｍｇ＝４ｐｐｍにする必要があ
る。このような溶鋼組成と複合介在物組成は、同様に５
重量％以下の少量の希土類金属と、２０重量％以下のＭ
ｇと、３０重量％以上のＴｉとからなる脱酸剤で脱酸す
ること、及び製造対象の溶鋼成分を下記のように限定す
ることで達成される。
【００１３】また、本発明では、前記脱酸剤の化学組成
としてのＣａあるいはＭｇの代わりに，Ｚｒを用いても
良い。Ｚｒは、その酸化物の活量（ａZrO2）が０．３と
すると、溶鋼中のＴｉ濃度が０．０５重量％の場合、１
２ｐｐｍであるから、ほとんどＣａやＭｇと同じ働きを
するからである。さらに、本発明では、前記脱酸剤の化
学組成に、６０重量％以下のＳｉを加えたり、さらに１
５重量％以下のＡｌを加えても良い。その方が、鋼中に
生成する非金属介在物が溶鋼との濡れ性が良く、低融点
の組成となり、溶鋼の鋳造時における浸漬ノズルの詰り
防止に、一層効果があるからである。なお、本発明に係
る低炭素鋼の製造方法で使用する脱酸剤は、前記した化
学組成を有する合金が好ましい。しかし、単体金属及び
／又は化合物の混合物であっても良い。この場合、化合
物としては、ＦｅＳｉ，ＦｅＴｉ，ＣａＳｉ等の金属間
化合物の使用が好ましく、単体金属としては、金属Ａ
ｌ，金属Ｔｉ，金属Ｍｇ，金属Ｚｒ，希土類金属等が使
用される。本発明で使用する脱酸剤の化学組成を、前記
のように限定した理由は、以下の通りである。２０重量
％以下のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種以上、３０重量％以上
のＴｉとからなる合金、あるいはこの合金に２０重量％
以下のＳｉを加えたものを溶鋼に投入すると、溶鋼中で
生成する介在物が十分な液相状態ではなく、その組成と
形態は不安定で、前記浸漬ノズルの詰りが十分に解消で
きない。そこで、該介在物の組成と形態を安定させるた
めに、脱酸剤に５重量％以下の希土類金属を加えたので
ある。また、Ｃａが２０重量％超えるようにすると、鋼
中にＣａＯ、ＣａＳ等の濃度の高い介在物が大量に生成
し、製品である冷延鋼板において非常に錆が発生しやす
くなるので、それ以下に限定したのである。さらに、Ｍ
ｇ，Ｚｒのいずれかが２０重量％を超えると、鋼中にＭ
ｇＯ，ＺｒＯ2 濃度の高い介在物が生成し、その介在物
は固相状態となり、浸漬ノズルを詰まらせたり、介在物
性欠陥を増大させるので、それ以下に限定したのであ
る。好ましくは１０重量％以下が良い。
としてのＣａあるいはＭｇの代わりに，Ｚｒを用いても
良い。Ｚｒは、その酸化物の活量（ａZrO2）が０．３と
すると、溶鋼中のＴｉ濃度が０．０５重量％の場合、１
２ｐｐｍであるから、ほとんどＣａやＭｇと同じ働きを
するからである。さらに、本発明では、前記脱酸剤の化
学組成に、６０重量％以下のＳｉを加えたり、さらに１
５重量％以下のＡｌを加えても良い。その方が、鋼中に
生成する非金属介在物が溶鋼との濡れ性が良く、低融点
の組成となり、溶鋼の鋳造時における浸漬ノズルの詰り
防止に、一層効果があるからである。なお、本発明に係
る低炭素鋼の製造方法で使用する脱酸剤は、前記した化
学組成を有する合金が好ましい。しかし、単体金属及び
／又は化合物の混合物であっても良い。この場合、化合
物としては、ＦｅＳｉ，ＦｅＴｉ，ＣａＳｉ等の金属間
化合物の使用が好ましく、単体金属としては、金属Ａ
ｌ，金属Ｔｉ，金属Ｍｇ，金属Ｚｒ，希土類金属等が使
用される。本発明で使用する脱酸剤の化学組成を、前記
のように限定した理由は、以下の通りである。２０重量
％以下のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種以上、３０重量％以上
のＴｉとからなる合金、あるいはこの合金に２０重量％
以下のＳｉを加えたものを溶鋼に投入すると、溶鋼中で
生成する介在物が十分な液相状態ではなく、その組成と
形態は不安定で、前記浸漬ノズルの詰りが十分に解消で
きない。そこで、該介在物の組成と形態を安定させるた
めに、脱酸剤に５重量％以下の希土類金属を加えたので
ある。また、Ｃａが２０重量％超えるようにすると、鋼
中にＣａＯ、ＣａＳ等の濃度の高い介在物が大量に生成
し、製品である冷延鋼板において非常に錆が発生しやす
くなるので、それ以下に限定したのである。さらに、Ｍ
ｇ，Ｚｒのいずれかが２０重量％を超えると、鋼中にＭ
ｇＯ，ＺｒＯ2 濃度の高い介在物が生成し、その介在物
は固相状態となり、浸漬ノズルを詰まらせたり、介在物
性欠陥を増大させるので、それ以下に限定したのであ
る。好ましくは１０重量％以下が良い。
【００１４】合金中の希土類金属が５重量％を超える
と、介在物中の希土類金属酸化物（Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ2
Ｏ3 ）が３０重量％を超えるため、前述したように、介
在物の融点が上がり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞に
つながり、また、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
化させる。Ｔｉを３０重量％以上としたのは、それ未満
では、介在物中のＴｉ酸化物濃度が３０重量％を超えな
いからである。また、上限は、Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒのた
め、希土類金属を添加する必要があるので、９５重量％
である。Ｓｉを６０重量％未満としたのは、それ未満で
は、鋼中のＳｉ濃度が上昇し、Ｓｉが０．２０重量％以
上となるからである。Ａｌを１５重量％未満としたの
は、それ未満では、Ａｌ脱酸となり、Ｔｉ酸化物が３０
重量％以上となるからである。なお、本発明に係る前記
脱酸剤は、金属ＡｌやＦｅＴｉ合金に比べても高価であ
るので、介在物の組成調整が可能な限り少量の使用で済
むよう添加するのが経済的である。そのため、本発明で
は、脱酸剤を添加する前に、溶鋼中の酸素濃度を２００
ｐｐｍ以下になるように、予め予備脱酸するようにもし
た。この予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌、脱酸後のＡ
ｌが≦０．００５重量％となるように予備脱酸するのが
よい。また、該予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌が良好
で、予備脱酸後のＡｌが０．００５重量％以下となるよ
うに、少量の金属Ａｌ、金属ＳｉやＦｅＳｉ合金、ある
いは金属ＭｎやＦｅＭｎによる脱酸が好ましい。
と、介在物中の希土類金属酸化物（Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ2
Ｏ3 ）が３０重量％を超えるため、前述したように、介
在物の融点が上がり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞に
つながり、また、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
化させる。Ｔｉを３０重量％以上としたのは、それ未満
では、介在物中のＴｉ酸化物濃度が３０重量％を超えな
いからである。また、上限は、Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒのた
め、希土類金属を添加する必要があるので、９５重量％
である。Ｓｉを６０重量％未満としたのは、それ未満で
は、鋼中のＳｉ濃度が上昇し、Ｓｉが０．２０重量％以
上となるからである。Ａｌを１５重量％未満としたの
は、それ未満では、Ａｌ脱酸となり、Ｔｉ酸化物が３０
重量％以上となるからである。なお、本発明に係る前記
脱酸剤は、金属ＡｌやＦｅＴｉ合金に比べても高価であ
るので、介在物の組成調整が可能な限り少量の使用で済
むよう添加するのが経済的である。そのため、本発明で
は、脱酸剤を添加する前に、溶鋼中の酸素濃度を２００
ｐｐｍ以下になるように、予め予備脱酸するようにもし
た。この予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌、脱酸後のＡ
ｌが≦０．００５重量％となるように予備脱酸するのが
よい。また、該予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌が良好
で、予備脱酸後のＡｌが０．００５重量％以下となるよ
うに、少量の金属Ａｌ、金属ＳｉやＦｅＳｉ合金、ある
いは金属ＭｎやＦｅＭｎによる脱酸が好ましい。
【００１５】次に、本発明に係る製造方法の実施で得る
溶鋼成分の限定であるが、本発明では、ＡｌとＴｉを特
に重視して、Ａｌ≦０．００５重量％で、Ｔｉ≧０．０
１０重量％とする。溶鋼中のＡｌが０．００５重量％を
超えると、それによってもＡｌ脱酸が起こり、クラスタ
ー状のＡｌ2 Ｏ3 が大量に生成するからである。また、
脱酸で生成する介在物を３０〜８５重量％のＴｉ酸化物
を主とした酸化物にし、粒径５〜１０μｍ程度の大きさ
で鋼中に分散した状態で存在させて、冷延用鋼板におい
て介在物中の表面欠陥を防止するには、Ａｌ≦０．００
５重量％であることが必要である。
溶鋼成分の限定であるが、本発明では、ＡｌとＴｉを特
に重視して、Ａｌ≦０．００５重量％で、Ｔｉ≧０．０
１０重量％とする。溶鋼中のＡｌが０．００５重量％を
超えると、それによってもＡｌ脱酸が起こり、クラスタ
ー状のＡｌ2 Ｏ3 が大量に生成するからである。また、
脱酸で生成する介在物を３０〜８５重量％のＴｉ酸化物
を主とした酸化物にし、粒径５〜１０μｍ程度の大きさ
で鋼中に分散した状態で存在させて、冷延用鋼板におい
て介在物中の表面欠陥を防止するには、Ａｌ≦０．００
５重量％であることが必要である。
【００１６】一方、溶鋼中のＴｉについては、それが
０．０１０重量％未満では、Ｃが０．０２０重量％以下
の低炭素鋼では、深絞り性を確保することができず、ま
た溶鋼の脱酸素能力が弱く、全酸素濃度が高くなるから
である。なお、Ｔｉは、ＴｉＮの大量の生成による浸漬
ノズルの閉塞防止を図る観点からは、０．１５重量％以
下であることが望ましい。溶鋼中のＣは、０．０２０重
量％を超えると、製品鋼材の深絞り性が確保できなくな
るので、０．０２０重量％以下にする必要がある。溶鋼
中のＳｉは、０．８０重量％を超えると、製品鋼材のめ
っき性が劣化し表面性状が悪化するので、０．８０重量
％以下にする必要がある。溶鋼中のＭｎは、１．０重量
％を超えると、鋼材が硬化するので、１．０重量％以下
にする。また、１．０重量％を超えると、鋼中の介在物
は、Ｔｉ酸化物−ＭｎＯ系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。溶
鋼中のＳは、０．０５０重量％を超えると、鋼中にＣａ
Ｓや希土類金属硫化物が多くなり、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ので、０．０５０重量％以下に限定
する。さらに、本発明においては、冷延鋼板の材質要求
に応じて、溶鋼中にＢ、Ｎｂの１種又は２種を含有させ
ることは、何ら問題はない。以上述べた溶鋼に、前記脱
酸剤の量を調整しながら投入し、溶鋼中に生成する介在
物の形態を希望のものにするのが、本発明である。従っ
て、本発明では、生成させる非金属介在物（以下、単に
介在物ということが多い）の形態を以下のようにする。
０．０１０重量％未満では、Ｃが０．０２０重量％以下
の低炭素鋼では、深絞り性を確保することができず、ま
た溶鋼の脱酸素能力が弱く、全酸素濃度が高くなるから
である。なお、Ｔｉは、ＴｉＮの大量の生成による浸漬
ノズルの閉塞防止を図る観点からは、０．１５重量％以
下であることが望ましい。溶鋼中のＣは、０．０２０重
量％を超えると、製品鋼材の深絞り性が確保できなくな
るので、０．０２０重量％以下にする必要がある。溶鋼
中のＳｉは、０．８０重量％を超えると、製品鋼材のめ
っき性が劣化し表面性状が悪化するので、０．８０重量
％以下にする必要がある。溶鋼中のＭｎは、１．０重量
％を超えると、鋼材が硬化するので、１．０重量％以下
にする。また、１．０重量％を超えると、鋼中の介在物
は、Ｔｉ酸化物−ＭｎＯ系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。溶
鋼中のＳは、０．０５０重量％を超えると、鋼中にＣａ
Ｓや希土類金属硫化物が多くなり、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ので、０．０５０重量％以下に限定
する。さらに、本発明においては、冷延鋼板の材質要求
に応じて、溶鋼中にＢ、Ｎｂの１種又は２種を含有させ
ることは、何ら問題はない。以上述べた溶鋼に、前記脱
酸剤の量を調整しながら投入し、溶鋼中に生成する介在
物の形態を希望のものにするのが、本発明である。従っ
て、本発明では、生成させる非金属介在物（以下、単に
介在物ということが多い）の形態を以下のようにする。
【００１７】溶鋼中に生成する前記複合介在物中のＴｉ
酸化物の濃度が３０重量％より少ないと、相対的にＣａ
ＯやＭｇＯが高くなり、かかる組成の介在物が鋼中に残
留していると、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、ＭｇＯや希土類金属酸化物
（例えば、Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ3 Ｏ3 ）が３０重量％を超
えるようになると、該介在物の融点が上がり、連続鋳造
において浸漬ノズルの閉塞につながる。さらに、上記希
土類金属酸化物の比重が他の酸化物に比べ大きいため
に、それが３０重量％を超えて含有されると、該介在物
の溶鋼中での浮上性が悪くなり、鋼中の全酸素濃度が高
くなって、冷延鋼板の清浄性が悪化する。
酸化物の濃度が３０重量％より少ないと、相対的にＣａ
ＯやＭｇＯが高くなり、かかる組成の介在物が鋼中に残
留していると、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、ＭｇＯや希土類金属酸化物
（例えば、Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ3 Ｏ3 ）が３０重量％を超
えるようになると、該介在物の融点が上がり、連続鋳造
において浸漬ノズルの閉塞につながる。さらに、上記希
土類金属酸化物の比重が他の酸化物に比べ大きいため
に、それが３０重量％を超えて含有されると、該介在物
の溶鋼中での浮上性が悪くなり、鋼中の全酸素濃度が高
くなって、冷延鋼板の清浄性が悪化する。
【００１８】従って、本発明では、該複合介在物中のＴ
ｉ酸化物濃度を３０重量％にする必要があるが、そのた
め、前記したように、添加する合金脱酸剤中のＴｉを３
０重量％以上にしたのである。一方、複合介在物中のＴ
ｉ酸化物濃度が８５重量％より高いと、Ｔｉ酸化物は溶
鋼中で固相状態となるため、連続鋳造において浸漬ノズ
ルの閉塞が発生する。よって、本発明では、脱酸生成物
としての複合介在物中のＴｉ酸化物を３０〜８５重量％
の組成としたのである。なお、好ましくは、（ＣａＯ＋
ＭｇＯ＋ＺｒＯ2 ＋希土類金属酸化物）／Ｔｉ酸化物＝
０．２〜１．０の範囲の組成が良い。
ｉ酸化物濃度を３０重量％にする必要があるが、そのた
め、前記したように、添加する合金脱酸剤中のＴｉを３
０重量％以上にしたのである。一方、複合介在物中のＴ
ｉ酸化物濃度が８５重量％より高いと、Ｔｉ酸化物は溶
鋼中で固相状態となるため、連続鋳造において浸漬ノズ
ルの閉塞が発生する。よって、本発明では、脱酸生成物
としての複合介在物中のＴｉ酸化物を３０〜８５重量％
の組成としたのである。なお、好ましくは、（ＣａＯ＋
ＭｇＯ＋ＺｒＯ2 ＋希土類金属酸化物）／Ｔｉ酸化物＝
０．２〜１．０の範囲の組成が良い。
【００１９】
【実施例】（実施例１）転炉から出鋼した３００ｔｏｎ
の溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成
分をＣ＝０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２５重量％、
Ｐ＝０．０２０重量％、Ｓ＝０．０１２重量％に、その
温度を１６００℃に調整した。そして、この溶鋼に、６
５重量％Ｔｉ−１５重量％Ｚｒ−３重量％Ｃｅ−１７重
量％Ｆｅからなる合金の脱酸剤を添加し、本発明に係る
脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。このようにして得た
溶鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にてスラブ
に鋳造した。その際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を
調査したところ、６５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％Ｚ
ｒ2 Ｏ3 −１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −１０重量％Ａｌ2 Ｏ
3 −３重量％ＳｉＯ2 の球状介在物であった。鋳造終了
後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかっ
た。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表
面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。ま
た、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同程度で何ら問題
はなかった。
の溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成
分をＣ＝０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２５重量％、
Ｐ＝０．０２０重量％、Ｓ＝０．０１２重量％に、その
温度を１６００℃に調整した。そして、この溶鋼に、６
５重量％Ｔｉ−１５重量％Ｚｒ−３重量％Ｃｅ−１７重
量％Ｆｅからなる合金の脱酸剤を添加し、本発明に係る
脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。このようにして得た
溶鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にてスラブ
に鋳造した。その際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を
調査したところ、６５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％Ｚ
ｒ2 Ｏ3 −１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −１０重量％Ａｌ2 Ｏ
3 −３重量％ＳｉＯ2 の球状介在物であった。鋳造終了
後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかっ
た。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表
面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。ま
た、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同程度で何ら問題
はなかった。
【００２０】（実施例２）転炉から出鋼した３００ｔｏ
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００３５重量％、Ｍｎ＝０．２０重量
％、Ｐ＝０．０１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａ
ｌを０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の
溶存酸素濃度を１５０ｐｐｍまで低下させた。なお、こ
の時の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００３重量％であっ
た。この溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−２０重量％Ｓｉ−５
重量％Ｃａ−３重量％Ｃｅ−１２重量％Ｆｅからなる合
金を１．２ｋｇ／ｔｏｎ添加し、本発明に係る脱酸の実
施と溶鋼の成分調整とを行った。このようにして得た溶
鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にてスラブに
鋳造した。その際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調
査したところ、６５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１３重量％Ｃａ
Ｏ−１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2 Ｏ3−４重
量％ＳｉＯ2 の球状介在物であった。鋳造終了後、浸漬
ノズルを観察したが、付着物はほとんど発見できなかっ
た。このスラブを３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、
０．８ｍｍ厚みに冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間
の焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠
陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。また、
発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同程度で何ら問題はな
かった。
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００３５重量％、Ｍｎ＝０．２０重量
％、Ｐ＝０．０１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａ
ｌを０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の
溶存酸素濃度を１５０ｐｐｍまで低下させた。なお、こ
の時の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００３重量％であっ
た。この溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−２０重量％Ｓｉ−５
重量％Ｃａ−３重量％Ｃｅ−１２重量％Ｆｅからなる合
金を１．２ｋｇ／ｔｏｎ添加し、本発明に係る脱酸の実
施と溶鋼の成分調整とを行った。このようにして得た溶
鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にてスラブに
鋳造した。その際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調
査したところ、６５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１３重量％Ｃａ
Ｏ−１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2 Ｏ3−４重
量％ＳｉＯ2 の球状介在物であった。鋳造終了後、浸漬
ノズルを観察したが、付着物はほとんど発見できなかっ
た。このスラブを３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、
０．８ｍｍ厚みに冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間
の焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠
陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。また、
発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同程度で何ら問題はな
かった。
【００２１】（実施例３）転炉から出鋼した３００ｔｏ
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量
％、Ｐ＝０．０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを
０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存
酸素濃度を１７０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時
の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００２重量％であった。そ
して、この溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−１０重量％Ｍｇ−
１０重量％Ｓｉ−４重量％Ｃｅ−６重量％Ａｌ−１０重
量％Ｆｅの合金の脱酸剤を添加し、本発明に係る脱酸と
溶鋼の成分調整とを行った。このようにして得た溶鋼
を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳
造を行った。その際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を
調査したところ、７０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％Ｃ
ａＯ−１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2Ｏ3 −５
重量％ＳｉＯ2 の球状介在物であった。鋳造終了後、浸
漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかった。こ
のスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．
８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼
鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や
非金属介在物性の欠陥は認められなかった。また、発錆
は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題はなかっ
た。
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量
％、Ｐ＝０．０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを
０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存
酸素濃度を１７０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時
の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００２重量％であった。そ
して、この溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−１０重量％Ｍｇ−
１０重量％Ｓｉ−４重量％Ｃｅ−６重量％Ａｌ−１０重
量％Ｆｅの合金の脱酸剤を添加し、本発明に係る脱酸と
溶鋼の成分調整とを行った。このようにして得た溶鋼
を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳
造を行った。その際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を
調査したところ、７０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％Ｃ
ａＯ−１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2Ｏ3 −５
重量％ＳｉＯ2 の球状介在物であった。鋳造終了後、浸
漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかった。こ
のスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．
８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼
鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や
非金属介在物性の欠陥は認められなかった。また、発錆
は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題はなかっ
た。
【００２２】（実施例４）転炉から出鋼した３００ｔｏ
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量
％、Ｐ＝０．０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを
０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存
酸素濃度を１６０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時
の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そ
して、この溶鋼に、脱酸剤としての化学組成が５０重量
％Ｔｉ−１０重量％Ｃａ−４重量％Ｃｅ−１６重量％Ｆ
ｅ−２０重量％Ｓｉとなるように、ＦｅＴｉ，ＣａＳ
ｉ，ＦｅＣｅを１．０ｋｇ／ｔｏｎ混合して添加し、本
発明に係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。このよう
にして得た溶鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置
にてスラブに鋳造を行った。その際、タンディッシュや
浸漬ノズルには、従来は吹き込んでいたアルゴン・ガス
（不活性ガス）を用いなかった。それでも、タンディッ
シュ内溶鋼の介在物を調査したところ、６０重量％Ｔｉ
2 Ｏ3 −１５重量％ＣａＯ−１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −１
５重量％Ａｌ2 Ｏ3 の球状介在物であった。鋳造終了
後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかっ
た。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表
面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。ま
た、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題は
なかった。
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量
％、Ｐ＝０．０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを
０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存
酸素濃度を１６０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時
の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そ
して、この溶鋼に、脱酸剤としての化学組成が５０重量
％Ｔｉ−１０重量％Ｃａ−４重量％Ｃｅ−１６重量％Ｆ
ｅ−２０重量％Ｓｉとなるように、ＦｅＴｉ，ＣａＳ
ｉ，ＦｅＣｅを１．０ｋｇ／ｔｏｎ混合して添加し、本
発明に係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。このよう
にして得た溶鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置
にてスラブに鋳造を行った。その際、タンディッシュや
浸漬ノズルには、従来は吹き込んでいたアルゴン・ガス
（不活性ガス）を用いなかった。それでも、タンディッ
シュ内溶鋼の介在物を調査したところ、６０重量％Ｔｉ
2 Ｏ3 −１５重量％ＣａＯ−１０重量％Ｃｅ2 Ｏ3 −１
５重量％Ａｌ2 Ｏ3 の球状介在物であった。鋳造終了
後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかっ
た。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表
面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。ま
た、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題は
なかった。
【００２３】（実施例５）転炉から出鋼した３００ｔｏ
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量
％、Ｐ＝０．０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを
０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存
酸素濃度を１６０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時
の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そ
して、この溶鋼に、脱酸剤としての化学組成が６０重量
％Ｔｉ−１０重量％Ｃａ−１６重量％Ｆｅ−２０重量％
Ｓｉとなるように、ＦｅＴｉ，ＣａＳｉを１．０ｋｇ／
ｔｏｎ混合して添加し、本発明に係る脱酸と溶鋼の成分
調整とを行った。このようにして得た溶鋼を、次に、２
ストランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。
その際、タンディッシュや浸漬ノズルには、従来は吹き
込んでいたアルゴン・ガス（不活性ガス）を用いなかっ
た。それでも、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査し
たところ、６０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −２５重量％ＣａＯ−
１５重量％Ａｌ2 Ｏ3 の球状介在物であった。鋳造終了
後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかっ
た。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表
面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。ま
た、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題は
なかった。
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量
％、Ｐ＝０．０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを
０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存
酸素濃度を１６０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時
の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そ
して、この溶鋼に、脱酸剤としての化学組成が６０重量
％Ｔｉ−１０重量％Ｃａ−１６重量％Ｆｅ−２０重量％
Ｓｉとなるように、ＦｅＴｉ，ＣａＳｉを１．０ｋｇ／
ｔｏｎ混合して添加し、本発明に係る脱酸と溶鋼の成分
調整とを行った。このようにして得た溶鋼を、次に、２
ストランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。
その際、タンディッシュや浸漬ノズルには、従来は吹き
込んでいたアルゴン・ガス（不活性ガス）を用いなかっ
た。それでも、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査し
たところ、６０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −２５重量％ＣａＯ−
１５重量％Ａｌ2 Ｏ3 の球状介在物であった。鋳造終了
後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほとんどなかっ
た。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼板には、表
面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められなかった。ま
た、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題は
なかった。
【００２４】（比較例１）転炉から出鋼した３００ｔｏ
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量
％、Ｐ＝０．０１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａ
ｌを０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の
溶存酸素濃度を１７０ｐｐｍまで低下させた。なお、こ
の時の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００２重量％であっ
た。そして、この溶鋼に、７５重量％Ｔｉ−２５重量％
Ｆｅ合金からなる従来の脱酸剤を１．０ｋｇ／ｔｏｎ添
加し、脱酸及び溶鋼の成分調整を行った。このようにし
て得た溶鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にて
スラブに鋳造した。その際、タンディッシュ内溶鋼の介
在物を調査したところ、組成が８８重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −
１２重量％Ａｌ2 Ｏ3 の微小介在物が分散していた。鋳
造終了後、浸漬ノズルを観察したところ、Ｔｉ2 Ｏ3 −
Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認められた。このスラブを３．５
ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間
圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結
果、この焼鈍鋼板には、表面欠陥や金属介在物性の欠陥
が認められた。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と
同様で何ら問題はなかった。
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量
％、Ｐ＝０．０１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、
その温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａ
ｌを０．７ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の
溶存酸素濃度を１７０ｐｐｍまで低下させた。なお、こ
の時の溶鋼中のＡｌ濃度は、０．００２重量％であっ
た。そして、この溶鋼に、７５重量％Ｔｉ−２５重量％
Ｆｅ合金からなる従来の脱酸剤を１．０ｋｇ／ｔｏｎ添
加し、脱酸及び溶鋼の成分調整を行った。このようにし
て得た溶鋼を、次に、２ストランドの連続鋳造装置にて
スラブに鋳造した。その際、タンディッシュ内溶鋼の介
在物を調査したところ、組成が８８重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −
１２重量％Ａｌ2 Ｏ3 の微小介在物が分散していた。鋳
造終了後、浸漬ノズルを観察したところ、Ｔｉ2 Ｏ3 −
Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認められた。このスラブを３．５
ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間
圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結
果、この焼鈍鋼板には、表面欠陥や金属介在物性の欠陥
が認められた。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と
同様で何ら問題はなかった。
【００２５】（比較例２）転炉から出鋼した３００ｔｏ
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量
％、Ｐ＝０．１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、そ
の温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、金属Ａ
ｌを１．３ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸した後、７５
重量％Ｔｉ−２５重量％Ｆｅ合金からなる脱酸剤を０．
７ｋｇ／ｔｏｎを添加し、脱酸及び成分調整を行った。
このようにして得た溶鋼を、次に、２ストランドの連続
鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、タンディッシ
ュ内溶鋼の介在物組成を調査したところ、５重量％Ｔｉ
2 Ｏ3 −９５重量％Ａｌ2 Ｏ3 のクラスター状の介在物
であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察したところ、
Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認められた。このスラブを３．５
ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間
圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結
果、この焼鈍鋼板には、表面欠陥や非金属介在物性の欠
陥が認められた。
ｎの溶鋼を、ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要
成分をＣ＝０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量
％、Ｐ＝０．１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、そ
の温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、金属Ａ
ｌを１．３ｋｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸した後、７５
重量％Ｔｉ−２５重量％Ｆｅ合金からなる脱酸剤を０．
７ｋｇ／ｔｏｎを添加し、脱酸及び成分調整を行った。
このようにして得た溶鋼を、次に、２ストランドの連続
鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、タンディッシ
ュ内溶鋼の介在物組成を調査したところ、５重量％Ｔｉ
2 Ｏ3 −９５重量％Ａｌ2 Ｏ3 のクラスター状の介在物
であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察したところ、
Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認められた。このスラブを３．５
ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間
圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結
果、この焼鈍鋼板には、表面欠陥や非金属介在物性の欠
陥が認められた。
【００２６】
【発明の効果】以上述べたように、本発明により、低炭
素鋼の製造に際しての連続鋳造時に、従来のように不活
性ガスを吹き込まなくとも、浸漬ノズルの閉塞は起きな
いようになった。また、その後の圧延、焼鈍、メッキ処
理を施した自動車用薄鋼板は、極めて表面性状が優れて
おり、発生も少なく、非金属介在物に起因する表面欠陥
は皆無となった。
素鋼の製造に際しての連続鋳造時に、従来のように不活
性ガスを吹き込まなくとも、浸漬ノズルの閉塞は起きな
いようになった。また、その後の圧延、焼鈍、メッキ処
理を施した自動車用薄鋼板は、極めて表面性状が優れて
おり、発生も少なく、非金属介在物に起因する表面欠陥
は皆無となった。
【図１】１６００℃における溶鋼中の各種金属元素濃度
（Ｍ ｐｐｍ）と酸素の活量（ａo ）との関係を示す図
である。
（Ｍ ｐｐｍ）と酸素の活量（ａo ）との関係を示す図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 (72)発明者 反町 健一 倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし） 川 崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K013 AA09 BA02 BA14 CE04 CE08 DA03 DA05 DA09 DA12 EA18 EA19 EA24 EA25 EA26 EA28 FA02
Claims (8)
- 【請求項１】 真空脱ガス装置内で溶鋼を脱炭処理し、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．８重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、 上記溶鋼に、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５
重量％以下の希土類金属から選ばれた１種以上と、３０
重量％以上のＴｉと、残りＦｅとからなる合金の脱酸剤
を投入し、該脱酸剤の投入量を調整して、生成介在物を
ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希
土類金属酸化物のうちの２種以上及び３０〜８５重量％
のＴｉ酸化物を含む組成とすることを特徴とする低炭素
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 前記合金の脱酸剤の化学組成に、６０重
量％以下のＳｉを加えることを特徴とする請求項１記載
の低炭素鋼の製造方法。 - 【請求項３】 前記合金の脱酸剤の化学組成に、さらに
１５重量％以下のＡｌを加えることを特徴とする請求項
２記載の低炭素鋼の製造方法。 - 【請求項４】 真空脱ガス装置内で溶鋼を脱炭処理し、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．８重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、単体金属及び／又は化合物を混合し、混合物として
の化学組成が２０重量％以下のＣａ，Ｍｇ、Ｚｒ及び５
重量％以下の希土類金属から選ばれた１種以上と、３０
重量％以上のＴｉと、残りＦｅとなる脱酸剤を投入し、
該脱酸剤の投入量を調整して、生成介在物をＣａＯ、Ｍ
ｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＺｒＯ2 、希土類金属酸
化物のうちの２種以上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化
物を含む組成とすることを特徴とする低炭素鋼の製造方
法。 - 【請求項５】 前記混合物の脱酸剤の化学組成に、６０
重量％以下のＳｉを加えることを特徴とする請求項４記
載の低炭素鋼の製造方法。 - 【請求項６】 前記混合物の脱酸剤の化学組成に、さら
に１５重量％以下のＡｌを加えることを特徴とする請求
項５記載の低炭素鋼の製造方法。 - 【請求項７】 前記脱酸剤の投入前に、溶鋼中の溶存酸
素が２００ｐｐｍ以下となるよう、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎの
いずれかで予備脱酸することを特徴とする請求項１〜６
のいずれかに記載の低炭素鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれか記載の製造方法
で得た溶鋼を、タンディッシュを介して鋳型に注入する
に際し、該タンディッシュや浸漬ノズルの内部に、不活
性ガスを吹き込むことなく注入することを特徴とする低
炭素鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18570998A JP4000674B2 (ja) | 1998-06-17 | 1998-06-17 | 低炭素鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18570998A JP4000674B2 (ja) | 1998-06-17 | 1998-06-17 | 低炭素鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000001718A true JP2000001718A (ja) | 2000-01-07 |
| JP4000674B2 JP4000674B2 (ja) | 2007-10-31 |
Family
ID=16175496
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18570998A Expired - Fee Related JP4000674B2 (ja) | 1998-06-17 | 1998-06-17 | 低炭素鋼の製造方法 |
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| JP (1) | JP4000674B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003013132A (ja) * | 2001-07-05 | 2003-01-15 | Kawasaki Steel Corp | 高清浄度鋼の製造方法 |
| JP2006097110A (ja) * | 2004-09-30 | 2006-04-13 | Nippon Steel Corp | 表面性状および内質に優れる薄鋼板および鋳片とその製造方法 |
| KR100762193B1 (ko) * | 2001-09-27 | 2007-10-02 | 스미도모 고무 고교 가부시기가이샤 | 공기 타이어 및 그 제조 방법 |
| JP2008088486A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008088487A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および脆性亀裂停止特性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008088488A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008088485A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2010280953A (ja) * | 2009-06-04 | 2010-12-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｚｒ添加鋼のノズル閉塞抑制方法および微細酸化物分散鋼の製造方法 |
| CN115702252A (zh) * | 2020-06-16 | 2023-02-14 | 杰富意钢铁株式会社 | 高洁净度钢的制造方法 |
-
1998
- 1998-06-17 JP JP18570998A patent/JP4000674B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP4710180B2 (ja) * | 2001-07-05 | 2011-06-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高清浄度鋼の製造方法 |
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| JP4515428B2 (ja) * | 2006-09-29 | 2010-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP4515430B2 (ja) * | 2006-09-29 | 2010-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP4515427B2 (ja) * | 2006-09-29 | 2010-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製法 |
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| CN115702252A (zh) * | 2020-06-16 | 2023-02-14 | 杰富意钢铁株式会社 | 高洁净度钢的制造方法 |
| CN115702252B (zh) * | 2020-06-16 | 2024-04-02 | 杰富意钢铁株式会社 | 高洁净度钢的制造方法 |
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