JP2002266019A - 低炭素薄鋼板の溶製方法 - Google Patents
低炭素薄鋼板の溶製方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、介在物同士の凝集・合体を抑制
し、溶鋼中に微細な介在物を分散させることにより、確
実に表面疵を防止できる薄鋼板用素材の低炭素溶鋼を溶
製する方法を提示することを課題とする。 【解決手段】 炭素濃度を０．０１質量％以下まで脱炭
した後、該溶鋼にＴｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造
することを特徴とする低炭素薄鋼板の溶製方法である。
Ｔｉ−Ｍｇ合金中のＴｉ含有率は３０質量％以上９８質
量％以下、Ｍｇ含有率は２質量％以上３０質量％以下と
することが好ましい。
し、溶鋼中に微細な介在物を分散させることにより、確
実に表面疵を防止できる薄鋼板用素材の低炭素溶鋼を溶
製する方法を提示することを課題とする。 【解決手段】 炭素濃度を０．０１質量％以下まで脱炭
した後、該溶鋼にＴｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造
することを特徴とする低炭素薄鋼板の溶製方法である。
Ｔｉ−Ｍｇ合金中のＴｉ含有率は３０質量％以上９８質
量％以下、Ｍｇ含有率は２質量％以上３０質量％以下と
することが好ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、加工性、成形性に
優れた低炭素薄鋼板の溶製方法に関するものである。
優れた低炭素薄鋼板の溶製方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】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。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
極めて高く、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。
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。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
極めて高く、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。
【０００３】これに対して、従来は特開平５−１０４２
１９号公報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、或いは特開昭６３−１４９０５７号公報に開示さ
れているような注入流を利用して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。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、
特開平５−３０２１１２号公報に開示されているように
溶鋼をＭｇで脱酸し、Ａｌでは殆ど脱酸しない薄鋼板用
溶鋼の溶製方法も提案されている。
１９号公報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、或いは特開昭６３−１４９０５７号公報に開示さ
れているような注入流を利用して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。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、
特開平５−３０２１１２号公報に開示されているように
溶鋼をＭｇで脱酸し、Ａｌでは殆ど脱酸しない薄鋼板用
溶鋼の溶製方法も提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
たアルミナ系介在物を除去する方法では、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。また、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、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。
たアルミナ系介在物を除去する方法では、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。また、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、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。
【０００５】これらの問題に鑑み、本発明は介在物同士
の凝集・合体を抑制し、溶鋼中に微細な介在物を分散さ
せることにより、確実に表面疵を防止できる薄鋼板用素
材の低炭素溶鋼を溶製する方法を提供することを目的と
する。
の凝集・合体を抑制し、溶鋼中に微細な介在物を分散さ
せることにより、確実に表面疵を防止できる薄鋼板用素
材の低炭素溶鋼を溶製する方法を提供することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】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。即ち、（１）炭
素濃度を０．０１質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼に
Ｔｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造することを特徴と
する低炭素薄鋼板の溶製方法である。また、（２）炭素
濃度を０．０１質量％以下にまで脱炭した後、該溶綱に
Ａｌ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造することを特徴と
する低炭素薄鋼板の溶製方法である。また、（３）真空
脱ガス処理により炭素濃度を０．０１質量％以下まで脱
炭した後、該溶鋼にＴｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳
造することを特徴とする低炭素薄鋼板の溶製方法であ
る。また、（４）真空脱ガス処理により炭素濃度を０．
０１質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＡｌ−Ｍｇ合
金を添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素薄
鋼板の溶製方法である。また、（５）Ｔｉ−Ｍｇ合金中
のＴｉ含有率を３０質量％以上９８質量％以下、Ｍｇ含
有率を２質量％以上３０質量％以下としたことを特徴と
する（１）または（３）記載の低炭素薄鋼板の溶製方法
である。また、（６）Ａｌ−Ｍｇ合金中のＡｌ含有率を
３０質量％以上９８質量％以下、Ｍｇ含有率を２質量％
以上３０質量％以下としたことを特徴とする（２）また
は（４）記載の低炭素薄鋼板の溶製方法である。また、
（７）（１）〜（６）のいずれかに記載の方法で溶製し
た溶鋼を、薄スラブに鋳造することを特徴とする低炭素
薄鋼板の溶製方法である。また、（８）（１）〜（７）
のいずれかに記載の方法で溶製し、連続鋳造して得られ
た鋳片において、直径０．５μｍから３０μｍの微細酸
化物が鋳片内に１０００個／ｍｍ3 以上、１０００００
個／ｍｍ3 未満分散していることを特徴とする連続鋳造
鋳片である。
に、本発明は以下の構成を要旨とする。即ち、（１）炭
素濃度を０．０１質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼に
Ｔｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造することを特徴と
する低炭素薄鋼板の溶製方法である。また、（２）炭素
濃度を０．０１質量％以下にまで脱炭した後、該溶綱に
Ａｌ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造することを特徴と
する低炭素薄鋼板の溶製方法である。また、（３）真空
脱ガス処理により炭素濃度を０．０１質量％以下まで脱
炭した後、該溶鋼にＴｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳
造することを特徴とする低炭素薄鋼板の溶製方法であ
る。また、（４）真空脱ガス処理により炭素濃度を０．
０１質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＡｌ−Ｍｇ合
金を添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素薄
鋼板の溶製方法である。また、（５）Ｔｉ−Ｍｇ合金中
のＴｉ含有率を３０質量％以上９８質量％以下、Ｍｇ含
有率を２質量％以上３０質量％以下としたことを特徴と
する（１）または（３）記載の低炭素薄鋼板の溶製方法
である。また、（６）Ａｌ−Ｍｇ合金中のＡｌ含有率を
３０質量％以上９８質量％以下、Ｍｇ含有率を２質量％
以上３０質量％以下としたことを特徴とする（２）また
は（４）記載の低炭素薄鋼板の溶製方法である。また、
（７）（１）〜（６）のいずれかに記載の方法で溶製し
た溶鋼を、薄スラブに鋳造することを特徴とする低炭素
薄鋼板の溶製方法である。また、（８）（１）〜（７）
のいずれかに記載の方法で溶製し、連続鋳造して得られ
た鋳片において、直径０．５μｍから３０μｍの微細酸
化物が鋳片内に１０００個／ｍｍ3 以上、１０００００
個／ｍｍ3 未満分散していることを特徴とする連続鋳造
鋳片である。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
本発明の溶製法では、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬
し、その後真空脱ガス処理して炭素濃度を０．０１質量
％以下とした溶鋼に、Ｔｉ−Ｍｇ合金、またはＡｌ−Ｍ
ｇ合金を添加して脱酸する。この溶製法の基本思想は、
溶鋼へのＭｇ歩留まりを向上させ、且つこのＭｇにより
介在物を凝集・合体し難い介在物組成に制御すること
で、微細な介在物を溶鋼中に分散させることにある。
本発明の溶製法では、転炉や電気炉等の製鋼炉で精錬
し、その後真空脱ガス処理して炭素濃度を０．０１質量
％以下とした溶鋼に、Ｔｉ−Ｍｇ合金、またはＡｌ−Ｍ
ｇ合金を添加して脱酸する。この溶製法の基本思想は、
溶鋼へのＭｇ歩留まりを向上させ、且つこのＭｇにより
介在物を凝集・合体し難い介在物組成に制御すること
で、微細な介在物を溶鋼中に分散させることにある。
【０００８】溶鋼中にＴｉとＭｇを添加すると、Ｔｉと
Ｍｇは（１）式および（２）式のように溶鋼中の酸素と
反応して、Ｔｉ3Ｏ5系介在物とＭｇＯ系介在物を生成す
る。
Ｍｇは（１）式および（２）式のように溶鋼中の酸素と
反応して、Ｔｉ3Ｏ5系介在物とＭｇＯ系介在物を生成す
る。
【０００９】 ３Ｔｉ＋５Ｏ＝Ｔｉ3Ｏ5 …… （１） Ｍｇ＋Ｏ＝ＭｇＯ …… （２） ｎＴｉ3Ｏ5＋ｍＭｇＯ＝ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ …… （３） その後、Ｔｉ3Ｏ5系介在物とＭｇＯ系介在物の一部は、
（３）式のように反応してｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系の複
合介在物を生成する。この複合介在物は凝集・合体が起
こり難い性質を有しているため、溶鋼中に微細に分散す
る。
（３）式のように反応してｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系の複
合介在物を生成する。この複合介在物は凝集・合体が起
こり難い性質を有しているため、溶鋼中に微細に分散す
る。
【００１０】しかし、ＴｉとＭｇを独立して添加するこ
の方法では、脱酸材の溶解過程で、Ｔｉの周囲の溶鋼中
で（１）式の反応が、Ｍｇの周囲の溶鋼中で（２）式の
反応が、別々に起こるため、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介
在物の生成効率は低くなる。加えて、Ｍｇの蒸気圧が非
常に高いため、Ｍｇを独立で添加した場合、殆どＭｇガ
スとして蒸発し、溶鋼中に吸収されて（２）式の反応に
寄与するＭｇの歩留まりは非常に低くなる。以上の結
果、ＴｉとＭｇの独立添加では、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ
系介在物の生成量が少なくなり、十分な介在物微細化効
果が得られない。
の方法では、脱酸材の溶解過程で、Ｔｉの周囲の溶鋼中
で（１）式の反応が、Ｍｇの周囲の溶鋼中で（２）式の
反応が、別々に起こるため、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介
在物の生成効率は低くなる。加えて、Ｍｇの蒸気圧が非
常に高いため、Ｍｇを独立で添加した場合、殆どＭｇガ
スとして蒸発し、溶鋼中に吸収されて（２）式の反応に
寄与するＭｇの歩留まりは非常に低くなる。以上の結
果、ＴｉとＭｇの独立添加では、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ
系介在物の生成量が少なくなり、十分な介在物微細化効
果が得られない。
【００１１】そこで、本発明者らは、上記課題を解決
し、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率を高め、
介在物を溶鋼中に微細分散させる方法として、Ｔｉ−Ｍ
ｇ合金を用いる脱酸法を考案した。
し、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率を高め、
介在物を溶鋼中に微細分散させる方法として、Ｔｉ−Ｍ
ｇ合金を用いる脱酸法を考案した。
【００１２】Ｔｉ−Ｍｇ合金を溶鋼中に添加すれば、合
金の周囲の溶鋼中で（１）式と（２）式の反応が同時に
起こるため、Ｔｉ3Ｏ5系介在物とＭｇＯ系介在物が高密
度で共存し、極めて効率的に（３）式の反応が進行す
る。さらに、Ｔｉ−Ｍｇ合金では、ＴｉによるＭｇの希
釈効果とＭｇの活量低減効果により、Ｍｇの蒸気圧を大
きく低下できるため、（２）式の反応に寄与するＭｇの
歩留まりを向上できる。
金の周囲の溶鋼中で（１）式と（２）式の反応が同時に
起こるため、Ｔｉ3Ｏ5系介在物とＭｇＯ系介在物が高密
度で共存し、極めて効率的に（３）式の反応が進行す
る。さらに、Ｔｉ−Ｍｇ合金では、ＴｉによるＭｇの希
釈効果とＭｇの活量低減効果により、Ｍｇの蒸気圧を大
きく低下できるため、（２）式の反応に寄与するＭｇの
歩留まりを向上できる。
【００１３】このように、溶鋼をＴｉ−Ｍｇ合金で脱酸
することにより、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物を効率
的に生成させ、溶鋼中に微細分散させることが可能とな
る。ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物は非常に凝集・合体
し難い性質を有しているため、上記溶製方法で一度微細
なｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物を生成させれば、取鍋
内、タンディッシュ内及び鋳型内でも介在物は粗大化す
ることなく、微細分散状態を維持できる。
することにより、ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物を効率
的に生成させ、溶鋼中に微細分散させることが可能とな
る。ｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物は非常に凝集・合体
し難い性質を有しているため、上記溶製方法で一度微細
なｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物を生成させれば、取鍋
内、タンディッシュ内及び鋳型内でも介在物は粗大化す
ることなく、微細分散状態を維持できる。
【００１４】本発明によって得られた鋳片内の介在物分
散状態を評価したところ、直径０．５μｍから３０μｍ
の微細酸化物が鋳片内に１０００個／ｍｍ3 以上、１０
００００個／ｍｍ3 未満分散しており、このような酸化
物分散状態を有する鋳片では圧延後に表面欠陥は発生し
なかった。以上の結果から、本発明により溶鋼中に介在
物を微細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、薄鋼板の品質は大き
く向上する。
散状態を評価したところ、直径０．５μｍから３０μｍ
の微細酸化物が鋳片内に１０００個／ｍｍ3 以上、１０
００００個／ｍｍ3 未満分散しており、このような酸化
物分散状態を有する鋳片では圧延後に表面欠陥は発生し
なかった。以上の結果から、本発明により溶鋼中に介在
物を微細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、薄鋼板の品質は大き
く向上する。
【００１５】自動車用外板向けの加工が厳しい極低炭素
鋼板等では、加工性を付加するためにＣ濃度をできるだ
け低くする必要があり、Ｃ濃度は０．０１質量％以下、
好ましくは０．００５質量％以下にするのが良い。溶鋼
中のＴｉ濃度は０．００５質量％以上０．０５質量％以
下にすることが好ましい。Ｔｉ濃度が０．００５質量％
未満ではＣを固定できず加工性が低下するため、Ｔｉ濃
度が０．０５質量％超ではメッキ性が低下するためであ
る。
鋼板等では、加工性を付加するためにＣ濃度をできるだ
け低くする必要があり、Ｃ濃度は０．０１質量％以下、
好ましくは０．００５質量％以下にするのが良い。溶鋼
中のＴｉ濃度は０．００５質量％以上０．０５質量％以
下にすることが好ましい。Ｔｉ濃度が０．００５質量％
未満ではＣを固定できず加工性が低下するため、Ｔｉ濃
度が０．０５質量％超ではメッキ性が低下するためであ
る。
【００１６】Ｔｉ−Ｍｇ合金中のＴｉ濃度は３０質量％
以上９８質量％以下、Ｍｇ濃度は２質量％以上３０質量
％以下にする必要がある。Ｔｉ濃度が３０質量％未満で
はＭｇの活量を十分に低減できないため、Ｔｉ濃度が９
８質量％超では相対的にＭｇ濃度が低下するため、何れ
もｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率が低下す
る。また、Ｍｇ濃度が２質量％未満ではＭｇＯ系介在物
量が不足するため、Ｍｇ濃度が３０質量％超ではＴｉと
合金化させてもＭｇの蒸気圧が高くなりすぎるため、何
れもｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率が低下
し、介在物微細化効果が得られない。また、Ｔｉ−Ｍｇ
合金中には、ＴｉとＭｇ以外の金属、例えば、Ｓｉ，Ｎ
ｉやＦｅ等の金属を総量で２０質量％以下の条件で含有
しても良い。この程度の金属含有率であれば、脱酸時に
生成するｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率に悪
影響を及ぼさないためである。
以上９８質量％以下、Ｍｇ濃度は２質量％以上３０質量
％以下にする必要がある。Ｔｉ濃度が３０質量％未満で
はＭｇの活量を十分に低減できないため、Ｔｉ濃度が９
８質量％超では相対的にＭｇ濃度が低下するため、何れ
もｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率が低下す
る。また、Ｍｇ濃度が２質量％未満ではＭｇＯ系介在物
量が不足するため、Ｍｇ濃度が３０質量％超ではＴｉと
合金化させてもＭｇの蒸気圧が高くなりすぎるため、何
れもｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率が低下
し、介在物微細化効果が得られない。また、Ｔｉ−Ｍｇ
合金中には、ＴｉとＭｇ以外の金属、例えば、Ｓｉ，Ｎ
ｉやＦｅ等の金属を総量で２０質量％以下の条件で含有
しても良い。この程度の金属含有率であれば、脱酸時に
生成するｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物の生成効率に悪
影響を及ぼさないためである。
【００１７】添加する合金としては、上述したようにＴ
ｉ−Ｍｇ合金が好ましいが、Ａｌ−Ｍｇ合金でも、介在
物微細化効果は得られる。この場合、生成する介在物は
Ａｌ 2Ｏ3・ＭｇＯ系介在物であり、その凝集・合体抑制
効果はｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物に比べて若干低下
するが、それでも表面疵防止に必要な介在物微細化効果
は得られる。Ａｌ−Ｍｇ合金中のＡｌ濃度は３０質量％
以上９８質量％以下、Ｍｇ濃度は２質量％以上３０質量
％以下にする必要がある。この理由は、Ｔｉ−Ｍｇ合金
の場合と同様である。
ｉ−Ｍｇ合金が好ましいが、Ａｌ−Ｍｇ合金でも、介在
物微細化効果は得られる。この場合、生成する介在物は
Ａｌ 2Ｏ3・ＭｇＯ系介在物であり、その凝集・合体抑制
効果はｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭｇＯ系介在物に比べて若干低下
するが、それでも表面疵防止に必要な介在物微細化効果
は得られる。Ａｌ−Ｍｇ合金中のＡｌ濃度は３０質量％
以上９８質量％以下、Ｍｇ濃度は２質量％以上３０質量
％以下にする必要がある。この理由は、Ｔｉ−Ｍｇ合金
の場合と同様である。
【００１８】また、溶鋼中にＡｌやＴｉを単独で添加し
ないのが好ましいが、必要な場合にはＡｌは０．０１質
量％以下で、Ｔｉは０．０５％以下で添加しても、本発
明の効果は損なわれない。このＡｌ濃度とＴｉ濃度であ
れば、Ａｌ−Ｍｇ合金やＴｉ−Ｍｇ合金の添加によりＡ
ｌ2Ｏ3系介在物やＴｉ3Ｏ5系介在物はｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭ
ｇＯ系介在物とＡｌ2Ｏ3・ＭｇＯ系介在物に改質される
ためである。
ないのが好ましいが、必要な場合にはＡｌは０．０１質
量％以下で、Ｔｉは０．０５％以下で添加しても、本発
明の効果は損なわれない。このＡｌ濃度とＴｉ濃度であ
れば、Ａｌ−Ｍｇ合金やＴｉ−Ｍｇ合金の添加によりＡ
ｌ2Ｏ3系介在物やＴｉ3Ｏ5系介在物はｎＴｉ3Ｏ5・ｍＭ
ｇＯ系介在物とＡｌ2Ｏ3・ＭｇＯ系介在物に改質される
ためである。
【００１９】Ｔｉ−Ｍｇ合金やＡｌ−Ｍｇ合金の添加
は、必ずしも取鍋内で添加する必要はなく、例えばタン
ディッシュ内で添加することも可能である。また、Ｍｇ
Ｏ−Ｔｉ混合物の添加方法は、インジェクション法、ワ
イヤーフィーダー法等で良く、その添加方法により本発
明の効果が損なわれることはない。
は、必ずしも取鍋内で添加する必要はなく、例えばタン
ディッシュ内で添加することも可能である。また、Ｍｇ
Ｏ−Ｔｉ混合物の添加方法は、インジェクション法、ワ
イヤーフィーダー法等で良く、その添加方法により本発
明の効果が損なわれることはない。
【００２０】本発明は、通常の２５０mm厚み程度のスラ
ブ鋳造に適用されるだけでなく、連続鋳造機の鋳型厚み
がそれより薄い、例えば１５０mm以下の薄スラブ鋳造に
対しても十分な効果を発現し、極めて表面疵の少ない鋳
片を得ることができる。
ブ鋳造に適用されるだけでなく、連続鋳造機の鋳型厚み
がそれより薄い、例えば１５０mm以下の薄スラブ鋳造に
対しても十分な効果を発現し、極めて表面疵の少ない鋳
片を得ることができる。
【００２１】
【実施例】以下に、実施例及び比較例を挙げて、本発明
について説明する。 ＜実施例１＞転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での
処理により炭素濃度を０．００３質量％とした３００ｔ
の取鍋内溶鋼を、６０質量％Ｔｉ−２０質量％Ｍｇ−２
０質量％Ｆｅ合金１２０kgで脱酸し、Ｔｉ濃度０．０１
質量％、Ｍｇ濃度０．０００８質量％の溶鋼を溶製し
た。この溶鋼を連続鋳造法で厚み２５０mm、幅１８００
mm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。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。その結果、表面欠陥は発生しなかっ
た。 ＜比較例＞転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での処
理により炭素濃度を０．００３質量％とした取鍋内溶鋼
をＡｌで脱酸し、Ａｌ濃度０．０３質量％とした。さら
に、Ｔｉを添加し、Ｔｉ濃度０．０１質量％の溶鋼を溶
製した。この溶鋼を連続鋳造法で厚み２５０mm、幅１８
００mm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。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。その結果、スラブ平均で５個／
コイルの表面欠陥が発生した。
について説明する。 ＜実施例１＞転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での
処理により炭素濃度を０．００３質量％とした３００ｔ
の取鍋内溶鋼を、６０質量％Ｔｉ−２０質量％Ｍｇ−２
０質量％Ｆｅ合金１２０kgで脱酸し、Ｔｉ濃度０．０１
質量％、Ｍｇ濃度０．０００８質量％の溶鋼を溶製し
た。この溶鋼を連続鋳造法で厚み２５０mm、幅１８００
mm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。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。その結果、表面欠陥は発生しなかっ
た。 ＜比較例＞転炉での精錬と還流式真空脱ガス装置での処
理により炭素濃度を０．００３質量％とした取鍋内溶鋼
をＡｌで脱酸し、Ａｌ濃度０．０３質量％とした。さら
に、Ｔｉを添加し、Ｔｉ濃度０．０１質量％の溶鋼を溶
製した。この溶鋼を連続鋳造法で厚み２５０mm、幅１８
００mm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。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。その結果、スラブ平均で５個／
コイルの表面欠陥が発生した。
【００２２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明によれ
ば、アルミナ系介在物を生成することなく、溶鋼中の介
在物を微細化することができるため、確実に表面疵を防
止できる加工性、成形性に優れた薄鋼板用の低炭素溶鋼
を溶製することが可能となる。
ば、アルミナ系介在物を生成することなく、溶鋼中の介
在物を微細化することができるため、確実に表面疵を防
止できる加工性、成形性に優れた薄鋼板用の低炭素溶鋼
を溶製することが可能となる。
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２１Ｃ 7/10 Ｃ２１Ｃ 7/10 Ｚ // Ｃ２２Ｃ 14/00 Ｃ２２Ｃ 14/00 Ｚ 21/06 21/06 Ｆターム(参考） 4K013 AA09 BA02 BA08 BA14 CB01 CB04 CB07 CE01 CF12 CF13 DA03 DA08 DA12 EA18 EA19 EA24 EA28 FA02
Claims (8)
- 【請求項１】 炭素濃度を０．０１質量％以下まで脱炭
した後、該溶鋼にＴｉ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造
することを特徴とする低炭素薄鋼板の溶製方法。 - 【請求項２】 炭素濃度を０．０１質量％以下まで脱炭
した後、該溶鋼にＡｌ−Ｍｇ合金を添加した溶鋼を鋳造
することを特徴とする低炭素薄鋼板の溶製方法。 - 【請求項３】 真空脱ガス処理により炭素濃度を０．０
１質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＴｉ−Ｍｇ合金
を添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素薄鋼
板の溶製方法。 - 【請求項４】 真空脱ガス処理により炭素濃度を０．０
１質量％以下まで脱炭した後、該溶鋼にＡｌ−Ｍｇ合金
を添加した溶鋼を鋳造することを特徴とする低炭素薄鋼
板の溶製方法。 - 【請求項５】 Ｔｉ−Ｍｇ合金中のＴｉ含有率を３０質
量％以上９８質量％以下、Ｍｇ含有率を２質量％以上３
０質量％以下としたことを特徴とする請求項１または３
記載の低炭素薄鋼板の溶製方法。 - 【請求項６】 Ａｌ−Ｍｇ合金中のＡｌ含有率を３０質
量％以上９８質量％以下、Ｍｇ含有率を２質量％以上３
０質量％以下としたことを特徴とする請求項２または４
記載の低炭素薄鋼板の溶製方法。 - 【請求項７】 請求項１〜６のいずれかの項に記載の方
法で溶製した溶鋼を、薄スラブに鋳造することを特徴と
する低炭素薄鋼板の溶製方法。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかの項に記載の方
法で溶製し、連続鋳造して得られた鋳片において、直径
０．５μｍから３０μｍの微細酸化物が鋳片内に１００
０個／ｍｍ3 以上、１０００００個／ｍｍ3 未満分散し
ていることを特徴とする連続鋳造鋳片。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001312989A JP2002266019A (ja) | 2001-01-05 | 2001-10-10 | 低炭素薄鋼板の溶製方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001-684 | 2001-01-05 | ||
| JP2001000684 | 2001-01-05 | ||
| JP2001312989A JP2002266019A (ja) | 2001-01-05 | 2001-10-10 | 低炭素薄鋼板の溶製方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002266019A true JP2002266019A (ja) | 2002-09-18 |
Family
ID=26607368
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001312989A Pending JP2002266019A (ja) | 2001-01-05 | 2001-10-10 | 低炭素薄鋼板の溶製方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002266019A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103911542A (zh) * | 2014-04-08 | 2014-07-09 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 钛镁复合包芯线及其应用和钛合金化钢水及其制备方法和一种含钛合金钢 |
| CN103924034A (zh) * | 2014-04-08 | 2014-07-16 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 钛镁包芯线及其应用和钛合金化钢水及其制备方法和一种含钛合金钢 |
-
2001
- 2001-10-10 JP JP2001312989A patent/JP2002266019A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103911542A (zh) * | 2014-04-08 | 2014-07-09 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 钛镁复合包芯线及其应用和钛合金化钢水及其制备方法和一种含钛合金钢 |
| CN103924034A (zh) * | 2014-04-08 | 2014-07-16 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 钛镁包芯线及其应用和钛合金化钢水及其制备方法和一种含钛合金钢 |
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