JP2009242912A - 含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法および含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】連続鋳造時のノズル詰まりを防止でき、且つ表面性状および内質に優れた冷延鋼板を得ることができる含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製する。
【解決手段】真空脱ガス設備において、溶鋼を脱炭処理した後、Ｔｉ含有合金を添加して脱酸処理することで［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足する組成の脱酸溶鋼とし、次いで、溶鋼にＣａを含有する介在物組成調整用合金を添加して溶鋼中の介在物組成をＴｉ酸化物：９０％以下、ＣａＯ：５〜５０％、Ａｌ_２Ｏ_３：７０％以下に調整し、前記脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＴ.Ｆｅ濃度＋ＭｎＯ濃度を１０mass％以下、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を１以上、ＴｉＯ_２濃度を１mass％以上、Ａｌ_２Ｏ_３濃度を１０〜５０mass％とする。溶鋼中の介在物組成が最適化され且つ介在物量が低減されることで、介在物によるノズル詰まりを防止でき、且つ表面性状及び内質に優れた冷延鋼板を得ることができる含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製できる。
【選択図】図１

Description

本発明は、Ｔｉで脱酸処理された含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法および含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法に関するもので、特に、表面性状および内質に優れた冷延鋼板に好適な含Ｔｉ極低炭素鋼およびその鋳片を得るための方法に関するものである。

近年、自動車用鋼板などの冷延鋼板用の極低炭素鋼を溶製する場合、溶鋼中に０．００５mass％以上のＡｌが残留するように、溶鋼をＡｌで強脱酸することにより、低コストで鋼を清浄化することが主流となっている。このようなＡｌによる脱酸では、ガス撹拌装置やＲＨ真空脱ガス装置などを用いて溶鋼を処理し、生成する酸化物（脱酸生成物）を凝集・合体させて浮上分離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（Ａｌ_２Ｏ_３）が残留してしまう。特に、この残留Ａｌ_２Ｏ_３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、浮上分離しにくい。このため、鋼中には数百μｍ以上のサイズのクラスター状介在物が残留しやすくなる。このようなクラスター状介在物が連続鋳造時に鋳片表層部に捕捉されると、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Ａｌ_２Ｏ_３は、連続鋳造において、溶鋼をタンディッシュから鋳型に注入する浸漬ノズルの内面に付着・堆積し、ノズルの閉塞（ノズル詰まり）を起こすという問題もある。そのため、タンディッシュの上ノズルや浸漬ノズルからＡｒガスなどを吹き込むことにより、ノズルの閉塞を抑える方法が採られているが、吹き込んだガスが凝固シェルにＡｌ_２Ｏ_３とともに捕捉され、スケール、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。

このようにＡｌ脱酸鋼には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。この理由は、Ｔｉ脱酸鋼の場合には、Ａｌ脱酸鋼に比べると到達酸素濃度が高く、介在物量は多いが、Ａｌ脱酸鋼に比べるとクラスター状の酸化物は生成しにくく、５〜２０μｍ程度のサイズ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。したがって、このＴｉ脱酸鋼では、クラスター状の酸化物系介在物に起因する表面欠陥は減少する。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０１０mass％以上で且つＴｉ含有量／Ａｌ含有量≧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ため、連続鋳造時においてＴｉ酸化物が地金を取り込んだ形で浸漬ノズルの内面に付着・成長し、ノズル閉塞の原因となる。

このような問題点を解決する方法として、特許文献１では、ＡｌレスＴｉ脱酸鋼の鋳造において、浸漬ノズルを通過する溶鋼の酸素量を制限することにより、浸漬ノズル内面でのＴｉ_２Ｏ_３の付着・成長を抑制する方法が提案されている。しかし、Ｔｉ脱酸鋼の場合、到達酸素濃度は３０massｐｐｍ程度であるため、８００ｔｏｎ程度までしか鋳造できず、また、ノズル閉塞の進行とともに鋳型内の湯面のレベル制御が不安定になるため、Ｔｉ脱酸鋼の問題点の根本的な解決法にはならない。

また、極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞を招くことなく鋳造し、且つ発錆の著しい増加がなく表面性状に優れた含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板を得る方法として、特許文献２〜４では、Ｔｉ脱酸後の溶鋼にＣａやＣａ含有合金を添加することで、介在物をＴｉ酸化物−Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯおよび／またはＲＥＭ酸化物という低融点組成とし、連続鋳造にて浸漬ノズル内にＡｒガスを吹き込むことなく鋳造を行う方法が提案されている。しかしながら、これらの方法では、Ｃａ添加時に溶鋼がスラグや大気などにより再酸化され、溶鋼中の酸素濃度および酸化物系介在物量が増加し、鋳造後に鋼中に大型の酸化物系介在物が残存することにより、冷延鋼板のプレス成型時に酸化物系介在物を起点とした割れが発生するという問題がある。

また、Ｃａ添加の含Ｔｉ極低炭素鋼において、大型の酸化物系介在物を減少させるために、特許文献５では、Ａｌ添加前の溶鋼中の酸素含有量と、Ａｌを添加してからＴｉを添加するまでの時間との間に、ａ_０／ｔ≦１００（但し、ａ_０：Ａｌ添加前の酸素含有量（massｐｐｍ）、ｔ：Ａｌを添加してからＴｉを添加するまでの時間（ｍｉｎ））の関係が成り立つようにＴｉを添加することにより、冷延鋼板中の介在物組成をＡｌ_２Ｏ_３：１０〜３０mass％、Ｃａおよび／または金属ＲＥＭの酸化物：５〜３０mass％、Ｔｉ酸化物：５０〜９０mass％にする方法が提案されている。しかしながら、Ｔｉ添加前の処理時間を延ばしても、Ｃａ添加時に溶鋼がスラグや大気などにより再酸化され、溶鋼中の酸素濃度および酸化物系介在物量が増加し、鋳造後に鋼中に大型の酸化物系介在物が残存することにより、冷延鋼板のプレス成型時に酸化物系介在物を起点とした割れが発生するという問題がある。

特開平８−２８１３９１号公報 特開平１０−２９１０５３号公報 特開平１１−３４３５１６号公報 特開２００６−１５２４４４号公報 特開２００１−２６８４２号公報

したがって本発明の目的は、Ｔｉで脱酸処理された含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法であって、連続鋳造する際に酸化物系介在物による浸漬ノズルの閉塞（ノズル詰まり）を防止できるとともに、表面性状および内質に優れた冷延鋼板、特に酸化物系介在物や気泡などによる表面欠陥が少なく、且つ酸化物系介在物起因のプレス割れに対する高い抵抗性を有する冷延鋼板を得ることができる、含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような溶製方法で溶製された含Ｔｉ極低炭素鋼から鋳片を製造する方法であって、冷延鋼板の表面性状および内質をより高めることができる鋳片の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記従来技術の課題を解決するために実験および研究を重ねた結果、以下のような要旨の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法および含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法を開発するに至った。
［1］Ｃ：０．０２０mass％以下、Ｔｉ：０．０１０mass％以上、Ｃａ：０．０００５mass％以上を含有する極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製するに当たり、
転炉または電気炉から出鋼した溶鋼を、真空脱ガス設備において、脱炭処理し、次いで、該脱炭処理後の溶鋼にＴｉ含有合金を添加して脱酸処理することにより、Ａｌ含有量（mass％）とＴｉ含有量（mass％）が［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足する組成の脱酸溶鋼とし、その後、該脱酸溶鋼にＣａ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、溶鋼中の介在物組成をＴｉ酸化物：９０mass％以下、ＣａＯ：５〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：７０mass％以下に調整し、
前記Ｔｉ含有合金を添加して溶鋼を脱酸処理した後の取鍋スラグ中の、トータルＦｅ濃度とＭｎＯ濃度の合計を１０mass％以下、ＣａＯ濃度とＳｉＯ_２濃度の質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を１以上、ＴｉＯ_２濃度を１mass％以上、Ａｌ_２Ｏ_３濃度を１０〜５０mass％とすることを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。

［2］上記［1］の溶製方法において、Ｃ：０．０２０mass％以下、Ｔｉ：０．０１０mass％以上、Ｃａ：０．０００５mass％以上、Ｓｉ：０．２mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｓ：０．０５０mass％以下、Ｐ：０．００５〜０．１２mass％、Ｎ：０．０００５〜０．００４０mass％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
［3］上記［1］または［2］の溶製方法において、さらに、Ｎｂ：０．１００mass％以下、Ｂ：０．０５０mass％以下、Ｍｏ：１．０mass％以下の１種以上を含有する極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの溶製方法において、溶鋼を脱炭処理した後、Ｔｉ含有合金を添加して脱酸処理するのに先立ち、Ａｌ、ＳｉおよびＭｎの中から選ばれる１種または２種以上を添加して予備脱酸することにより、溶鋼の溶存酸素濃度を予め２００massｐｐｍ以下とすることを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。

［5］上記［1］〜［4］のいずれかの溶製方法において、Ｔｉ含有合金を添加して行う溶鋼の脱酸処理時間を５分以上とすることを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
［6］上記［1］〜［5］のいずれかの溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを通じてタンディッシュから鋳型内に溶鋼を注入する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼にガスを吹き込むことなく、溶鋼を鋳造することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
［7］上記［1］〜［5］のいずれかの溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、鋳型内の溶鋼を移動磁場による電磁力により撹拌することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
［8］上記［1］〜［5］のいずれかの溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、鋳型内の溶鋼に静磁場を印加し、溶鋼流動を制動することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。

［9］上記［1］〜［5］のいずれかの溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、鋳型内の溶鋼を移動磁場による電磁力により撹拌するとともに、溶鋼に静磁場を印加し、溶鋼流動を制動することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
［10］上記［7］〜［9］のいずれかの製造方法において、タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを通じてタンディッシュから鋳型内に溶鋼を注入する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼にガスを吹き込むことなく、溶鋼を鋳造することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
［11］上記［6］〜［10］のいずれかの製造方法において、溶鋼をスループット４ｔｏｎ／ｍｉｎ以下で連続鋳造することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。

本発明の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法によれば、溶鋼中の酸化物系介在物の組成が最適化されるとともに、介在物量が低減されることにより、連続鋳造する際の酸化物系介在物による浸漬ノズルの閉塞（ノズル詰まり）を防止できるとともに、表面性状及び内質に優れた冷延鋼板、特に酸化物系介在物や気泡などによる表面欠陥が少なく、且つ酸化物系介在物起因のプレス割れに対する高い抵抗性を有する冷延鋼板を得ることができる、含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製することができる。
また、本発明の含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法によれば、連続鋳造条件を最適化することにより、上記溶製方法で溶製された含Ｔｉ極低炭素鋼から、冷延鋼板の表面性状及び内質をより高めることができる鋳片を製造することができる。

本発明は、Ｃ：０．０２０mass％以下、Ｔｉ：０．０１０mass％以上、Ｃａ：０．０００５mass％以上を含有する極低炭素Ｔｉ脱酸鋼の溶製方法であり、転炉または電気炉から出鋼した溶鋼に対して、真空脱ガス設備において、脱炭処理とＴｉによる脱酸処理を順次行い、さらに、脱酸溶鋼にＣａ系の介在物組成調整用合金を添加することで、溶鋼中の介在物（＝酸化物系介在物。以下同様）を所定の組成に調整するものである。このような一連の処理を行う真空脱ガス設備としては、特に、ＲＨ真空脱ガス設備が望ましい。
本発明で溶製する極低炭素鋼は、Ｃが０．０２０mass％を超えると、製品の深絞り性が確保できなくなるため、Ｃは０．０２０mass％以下とする。

また、Ｔｉが０．０１０mass％未満ではＴｉによる脱酸素能力が弱く、全酸素濃度が高くなるので、Ｔｉは０．０１０mass％以上とする。一方、Ｔｉが多すぎると、ＴｉＮが大量に生成して浸漬ノズルを閉塞させるおそれがあるので、Ｔｉは０．１５mass％以下が好ましい。
また、Ｃａが０．０００５mass％未満では、介在物中のＣａＯ濃度が５〜５０mass％にならず、介在物の融点が高くなり、ノズル詰まりが発生しやすくなるので、Ｃａは０．０００５mass％以上とする。一方、Ｃａが０．００５０mass％を超えると介在物のＣａＯ濃度が５０mass％を超え、介在物が液相状態で硫黄を含有し易くなり、その結果、液相介在物が固まる際に介在物の周囲にＣａＳを生成し、これが鋼板において発錆の起点となり、鋼板の発錆量が著しく増加する。このためＣａは０．００５０mass％以下が好ましい。

本発明では、ＲＨ真空脱ガス設備などの真空脱ガス設備において、まず溶鋼の脱炭処理が行われ、次いで、この脱炭処理後の溶鋼にＦｅ−Ｔｉ合金などのようなＴｉ含有合金を添加して脱酸処理（Ｔｉ脱酸処理）が行われ、Ａｌ含有量（mass％）とＴｉ含有量（mass％）が［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足する組成の脱酸溶鋼とする。脱酸溶鋼がこの組成範囲を外れると、Ｔｉ脱酸ではなくＡｌ脱酸となり、Ａｌ_２Ｏ_３クラスターが大量に生成し、仮に、その後に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してしまう。その後、Ｃａを含有する介在物組成調整用合金を添加して介在物の組成制御を行うが、生成する介在物はＣａＯ・Ａｌ_２Ｏ_３となって発錆の起点になりやすくなるとともに、Ａｌ_２Ｏ_３クラスターが反応した介在物は巨大なＣａＯ・Ａｌ_２Ｏ_３介在物となる。

次いで、上記Ｔｉ脱酸溶鋼に、Ｃａを含有する介在物組成調整用合金（以下、「Ｃａ含有フラックス」という）を添加し、溶鋼中の介在物組成をＴｉ酸化物：９０mass％以下、ＣａＯ：５〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：７０mass％以下の低融点の組成とする。これにより、連続鋳造時における浸漬ノズル内面への酸化物系介在物の付着を効果的に抑え、浸漬ノズルの閉塞（ノズル詰まり）を防止することができる。

ここで、以上のようなＴｉ脱酸処理とそれに続くＣａ含有フラックス添加の目的と作用効果について説明する。まず、溶鋼をＦｅ−Ｔｉ合金などのようなＴｉ含有合金により脱酸することにより、Ｔｉ酸化物を主体とした介在物を生成させる。こうして得られた介在物は、Ａｌで脱酸したときのようなクラスター状にはならず、５〜２０μｍ程度の大きさの粒状となって鋼中に分散した状態で存在する。もし、鋼中のＡｌ濃度がある程度のレベルにあることでＡｌ脱酸する結果と同じになると、巨大なＡｌ_２Ｏ_３クラスターが生成する。この場合、その後になってＴｉ含有合金を添加してＴｉ濃度を増加させたとしても、既に生成したＡｌ_２Ｏ_３クラスターは消えることなく、そのままクラスター状介在物として残存することになる。このような理由で、本発明においては、溶鋼をまずＴｉで脱酸し、Ｔｉ酸化物を生成させることが必要となる。

上記のようなＴｉ脱酸によりＴｉ_２Ｏ_３≧８０mass％のＴｉ酸化物系介在物が生成するが、この介在物は５〜２０μｍ程度の大きさで鋼中に分散し、粒状を呈することから、冷延鋼板にした場合でも表面欠陥を減少させる。しかしながら、極低炭素鋼の場合、鋼の凝固温度が高いためにＴｉ酸化物は溶鋼中では固相状態であり、この酸化物が地金を取り込んだ形で連続鋳造されることから、浸漬ノズル内面に付着成長し、これがノズル詰まりの原因になる。そこで、本発明では、Ｔｉ含有合金により脱酸した後、その脱酸溶鋼に対してさらに、Ｃａ含有フラックスを添加する。このＣａ含有フラックスを添加すると、溶鋼中の酸化物系介在物の組成を、Ｔｉ酸化物：９０mass％以下、ＣａＯ：１０〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：７０mass％以下の低融点Ｔｉ酸化物を含む低融点介在物に変えることができる。すなわち、このような低融点の介在物に変えることにより、浸漬ノズル内面での地金を取り込んだＴｉ酸化物の付着成長を、効果的に防止することができる。

Ｔｉ脱酸溶鋼へのＣａ含有フラックスの添加は、Ｔｉ脱酸処理後の取鍋で行ってもよいし、真空脱ガス処理中（脱酸処理後）の真空槽に上部添加してもよいが、一般には前者の方法で添加がなされる。
Ｃａ含有フラックスとしては、例えば、ＣａＳｉ、ＣａＮｉ、ＣａＡｌ、ＣａＦｅなどの１種以上を用いることができ、これらの添加量を適宜調整することにより、上述したような組成の介在物が得られる。
Ｃａ含有フラックスを添加して調整される介在物組成の限定理由は、以下のとおりである。
介在物のＴｉ酸化物濃度が９０mass％超では、介在物の融点が十分に低下せず、クラスター状にこそならないものの、介在物が浸漬ノズルの内面に付着・堆積してノズル詰まりの原因になる。このためＴｉ酸化物濃度は９０mass％以下、好ましくは８０mass％以下とする。一方、Ｔｉ酸化物濃度が低いとＡｌ_２Ｏ_３濃度が増加することになるので、介在物のＴｉ酸化物濃度は３０mass％以上であることが好ましい。

介在物のＣａＯ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を生成し、これが鋼板において発錆の起点となり、鋼板の発錆量が著しく増加する。一方、ＣａＯ濃度が５mass％未満では、介在物の融点が十分に低下せず、介在物が浸漬ノズルの内面に付着・堆積してノズル詰まりの原因になる。このためＣａＯ濃度は５〜５０mass％、好ましくは７〜５０mass％、さらに好ましくは１５〜５０mass％とする。
介在物のＡｌ_２Ｏ_３濃度が７０mass％を超えると、介在物が高融点組成となるため、浸漬ノズルのノズル詰まりが起きやくなるとともに、介在物がクラスター状になるため、鋼板での非金属介在物性の欠陥が増加する。
介在物は、上述したＴｉ酸化物、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３以外に、不可避的に混入する酸化物を含んでいてもよく、例えば、ＭｇＯを５mass％以下程度、ＳｉＯ_２を２０mass％以下程度、それぞれ含んでいてもよい。

Ｃａ含有フラックスは、通常、鉄被覆ワイヤーやインジェクッションランスを用いて取鍋内の溶鋼に添加する。鉄被覆ワイヤーは合金粉を薄鋼板で被覆したワイヤーであり、このワイヤーを溶鋼中に供給する。また、インジェクッションランスを用いる方法では、合金粉をインジェクッションランスを通じて溶鋼内に吹き込む。Ｃａ含有フラックスを溶鋼に添加した際に、溶鋼は激しく撹拌され、溶鋼上にあるスラグの巻き込みや、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２などの酸化物との反応により溶鋼は再酸化され、溶鋼中の酸化物系介在物量が著しく増加する。このため本発明では、溶鋼をＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のトータルＦｅ（Ｔ．Ｆｅ）濃度とＭｎＯ濃度の合計を１０mass％以下とする。これにより、Ｃａ含有フラックスの添加から連続鋳造にかけての溶鋼の再酸化が抑えられ、鋳片の酸化物系介在物量が減少するため、最終的に冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率を十分に高めることが可能となる。
図１は、溶鋼を本発明が規定する組成になるようにＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のトータルＦｅ濃度（mass％）とＭｎＯ濃度（mass％）の合計（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すものである。

この試験では、以下のようにして含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製し、これを連続鋳造して得られた鋳片から熱間圧延および冷間圧延を経て冷延鋼板を得た。転炉から出鋼して取鍋に入られた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するため、必要に応じてＡｌ滓を添加した。また、ＲＨ真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するために、必要に応じてＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２を添加した。次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理して溶鋼の成分組成をＣ：０．０００７〜０．０１５０mass％、酸素濃度：１２０〜７００massｐｐｍとした。次いで、溶鋼にＡｌを０．１〜１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を３０〜４００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００１〜０．００５mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を０．８〜２．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後２〜１５分でＲＨ真空脱ガス処理を終了し、終了後の溶鋼の組成は、Ｔｉ濃度０．０２０〜０．０８０mass％、Ａｌ濃度０．００１〜０．００６mass％、全酸素濃度２０〜１００massｐｐｍであり、［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足していた。ＲＨ真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２０〜６０mass％、ＳｉＯ_２濃度：５〜２０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：１０〜５０mass％、ＴｉＯ_３濃度：１〜１０mass％、ＭｇＯ濃度：２〜１５mass％、トータルＦｅ濃度：１〜１０mass％、ＭｎＯ濃度：０．５〜５mass％であったが、いずれも質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）≧１であった。

ＲＨ真空脱ガス処理後、取鍋内の溶鋼に２０〜３５mass％Ｃａ−６０〜７５mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより供給して０．１〜０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成をＴｉ酸化物：３０〜７０mass％、ＣａＯ：６〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜７０mass％に調整した。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％以上であった。
以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは２〜６ｔｏｎ／ｍｉｎとした。鋳造されたスラブを板厚２〜４ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．６〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
図１に示されるように、取鍋スラグ中の（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）を１０mass％以下とすることにより、バルジ試験における割れ部の板厚歪み率を５０％以上とすることが可能になる。また、より好ましい（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）は５mass％以下である。

なお、本発明において、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率とは、次のようにして求められるものである。すなわち、冷延鋼板から２００ｍｍ四方のサンプルを１０枚抽出し、これらのサンプルを油圧で膨らませ、破断（割れ）部分の板厚測定から板厚方向の歪み率を算出し、１０点のうちの最小の歪み率をもって「板厚歪み率」とする。
取鍋スラグ中の（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）を１０mass％以下にするのには、例えば、転炉流出スラグ量に応じて処理前にＡｌ滓を添加すればよい。

また、上記と同様の観点から、溶鋼をＴｉ脱酸した後の取鍋スラグ中のＣａＯ濃度とＳｉＯ_２濃度の質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を１以上とする。
図２は、溶鋼を本発明が規定する組成になるようにＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中の質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すものである。この試験では、以下のようにして含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製し、これを連続鋳造して得られた鋳片から熱間圧延および冷間圧延を経て冷延鋼板を得た。転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、石灰を添加して質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を調整した。また、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するため、必要に応じてＡｌ滓を添加した。また、ＲＨ真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するために、必要に応じてＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２を添加した。次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理して溶鋼の成分組成をＣ：０．０００７〜０．０１５０mass％、酸素濃度：１２０〜７００massｐｐｍとした。次いで、溶鋼にＡｌを０．１〜１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を３０〜４００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００１〜０．００５mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を０．８〜２．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後２〜１５分でＲＨ真空脱ガス処理を終了し、終了後の溶鋼の組成は、Ｔｉ濃度０．０２０〜０．０８０mass％、Ａｌ濃度０．００１〜０．００６mass％、全酸素濃度２０〜１００massｐｐｍであり、［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足していた。ＲＨ真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２０〜６０mass％、ＳｉＯ_２濃度：５〜２０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：１０〜５０mass％、ＴｉＯ_２濃度：１〜１０mass％、ＭｇＯ濃度：２〜１５mass％、トータルＦｅ濃度：１〜８mass％、ＭｎＯ濃度：０．５〜４mass％であったが、いずれも（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）≦１０mass％であった。ＲＨ真空脱ガス処理後、取鍋内の溶鋼に２０〜３５mass％Ｃａ−６０〜７５mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより供給して０．１〜０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成をＴｉ酸化物：３０〜７０mass％、ＣａＯ：６〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜７０mass％に調整した。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％以上であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは２〜６ｔｏｎ／ｍｉｎとした。鋳造されたスラブを板厚２〜４ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．６〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
図２に示されるように、取鍋スラグ中の（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を１以上とすることにより、バルジ試験における割れ部の板厚歪み率を５０％以上とすることが可能になる。また、より好ましい（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）は２以上である。
取鍋スラグ中の（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を１以上とするには、例えば、転炉出鋼流中に石灰を添加すればよい。

さらに、本発明では、溶鋼をＴｉ脱酸した後の取鍋スラグ中のＴｉＯ_２濃度を１mass％以上にする。これにより、Ｔｉの再酸化速度が低減して、酸化物系介在物量の増加を抑えることができ、冷延鋼板のバルジ試験における板厚歪み率を５０％以上にすることが可能となる。
図３は、溶鋼を本発明が規定する組成になるようにＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＴｉＯ_２濃度と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すものである。

この試験では、以下のようにして含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製し、これを連続鋳造して得られた鋳片から熱間圧延および冷間圧延を経て冷延鋼板を得た。転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、酸素濃度に応じてＴｉ−Ｆｅ合金を添加してＴｉＯ_２濃度を調整した。また、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するため、必要に応じてＡｌ滓を添加した。また、ＲＨ真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するために、必要に応じてＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２を添加した。次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理して溶鋼の成分組成をＣ：０．０００７〜０．０１５０mass％、酸素濃度：１２０〜７００massｐｐｍとした。次いで、溶鋼にＡｌを０．１〜１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を３０〜４００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００１〜０．００５mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を０．８〜２．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後２〜１５分でＲＨ真空脱ガス処理を終了し、終了後の溶鋼の組成は、Ｔｉ濃度０．０２０〜０．０８０mass％、Ａｌ濃度０．００１〜０．００６mass％、全酸素濃度２０〜１００massｐｐｍであり、［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足していた。ＲＨ真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２０〜６０mass％、ＳｉＯ_２濃度：５〜２０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：１０〜５０mass％、ＴｉＯ_２濃度：１〜１０mass％、ＭｇＯ濃度：２〜１５mass％、トータルＦｅ濃度：１〜８mass％、ＭｎＯ濃度：０．５〜４mass％であったが、いずれも質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）≧１、（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）≦１０mass％であった。ＲＨ真空脱ガス処理後、取鍋内の溶鋼に２０〜３５mass％Ｃａ−６０〜７５mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより供給して０．１〜０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成をＴｉ酸化物：３０〜７０mass％、ＣａＯ：６〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜７０mass％に調整した。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％以上であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは２〜６ｔｏｎ／ｍｉｎとした。鋳造されたスラブを板厚２〜４ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．６〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
図３に示されるように、取鍋スラグ中のＴｉＯ_２濃度を１mass％以上とすることにより、バルジ試験における割れ部の板厚歪み率を５０％以上にすることが可能となる。また、より好ましいＴｉＯ_２濃度は２mass％以上である。
取鍋スラグ中のＴｉＯ_２濃度を１mass％以上とするには、例えば、酸素濃度に応じてＴｉを添加すればよい。

さらに、本発明では、溶鋼をＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度を１０〜５０mass％にする。
図４は、溶鋼を本発明が規定する組成になるようにＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すものである。
この試験では、以下のようにして含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製し、これを連続鋳造して得られた鋳片から熱間圧延および冷間圧延を経て冷延鋼板を得た。転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、Ａｌ滓を添加してＡｌ_２Ｏ_３濃度を調整した。また、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するため、必要に応じてＡｌ滓を添加した。また、ＲＨ真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するために、必要に応じてＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２を添加した。次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理して溶鋼の成分組成をＣ：０．０００７〜０．０１５０mass％、酸素濃度：１２０〜７００massｐｐｍとした。次いで、溶鋼にＡｌを０．１〜１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を３０〜４００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００１〜０．００５mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を０．８〜２．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後２〜１５分でＲＨ真空脱ガス処理を終了し、終了後の溶鋼の組成は、Ｔｉ濃度０．０２０〜０．０８０mass％、Ａｌ濃度０．００１〜０．００６mass％、全酸素濃度２０〜１００massｐｐｍであり、［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足していた。ＲＨ真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２０〜６０mass％、ＳｉＯ_２濃度：５〜２０mass％、ＴｉＯ_２濃度：１〜１０mass％、ＭｇＯ濃度：２〜１５mass％、トータルＦｅ濃度：１〜８mass％、ＭｎＯ濃度：０．５〜４mass％であったが、いずれも質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）≧１、（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）≦１０mass％であった。ＲＨ真空脱ガス処理後、取鍋内の溶鋼に２０〜３５mass％Ｃａ−６０〜７５mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより供給して０．１〜０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成をＴｉ酸化物：３０〜７０mass％、ＣａＯ：６〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜７０mass％に調整した。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％以上であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは２〜６ｔｏｎ／ｍｉｎとした。鋳造されたスラブを板厚２〜４ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．６〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
図４に示されるように、取鍋スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度を１０mass％以上とすることにより、スラグが低融点化するため、酸化物系介在物のスラグへの吸収能が増大し、酸化物系介在物量を減少させることができる。また、Ａｌ_２Ｏ_３濃度を５０mass％以下にすることにより、酸化物系介在物中のＡｌ_２Ｏ_３濃度が７０mass％超になることを抑制することができ、酸化物系介在物の粗大化を防止することができる。これらの結果、バルジ試験における割れ部の板厚歪み率を５０％以上にすることが可能となる。
取鍋スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度を１０〜５０mass％以上とするには、例えば、Ａｌ滓の添加量を調整すればよい。

さらに、本発明では、脱炭処理後の溶鋼をＴｉ脱酸処理するのに先立ち、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎの中から選ばれる１種または２種以上を添加して予備脱酸を行い、溶鋼の溶存酸素濃度を予め２００massｐｐｍ以下にすることが好ましく、これにより酸化物系介在物の生成量を減らすことができ、このため冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率がさらに向上する。この予備脱酸も真空脱ガス処理で行う。
図５は、Ｔｉ脱酸処理前の溶鋼の溶存酸素濃度およびＴｉ脱酸処理時間と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すものであり、Ｔｉ脱酸処理前の溶鋼の溶存酸素濃度：５０〜２００massｐｐｍは予備脱酸を行った試験例、Ｔｉ脱酸処理前の溶鋼の溶存酸素濃度：２００超〜５００massｐｐｍは予備脱酸を行わなかった試験例である。

この試験では、以下のようにして含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製し、これを連続鋳造して得られた鋳片から熱間圧延および冷間圧延を経て冷延鋼板を得た。転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、Ａｌ滓を添加してＡｌ_２Ｏ_３濃度を調整した。また、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するため、必要に応じてＡｌ滓を添加した。また、ＲＨ真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するために、必要に応じてＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２を添加した。次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理して溶鋼の成分組成をＣ：０．０００７〜０．０１５０mass％、酸素濃度：１２０〜７００massｐｐｍとした。次いで、予備脱酸を行う場合には、溶鋼にＡｌを０．１〜１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を５０〜２００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００１〜０．００５mass％であった。そして、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を０．８〜２．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後２〜１５分でＲＨ真空脱ガス処理を終了し、終了後の溶鋼の組成は、Ｔｉ濃度０．０２０〜０．０８０mass％、Ａｌ濃度０．００１〜０．００６mass％、全酸素濃度２０〜１００massｐｐｍであり、［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足していた。ＲＨ真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２０〜６０mass％、ＳｉＯ_２濃度：５〜２０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：１０〜５０mass％、ＴｉＯ_２濃度：１〜１０mass％、ＭｇＯ濃度：２〜１５mass％、トータルＦｅ濃度：１〜８mass％、ＭｎＯ濃度：０．５〜４mass％であったが、いずれも質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）≧１、（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）≦１０mass％であった。ＲＨ真空脱ガス処理後、取鍋内の溶鋼に２０〜３５mass％Ｃａ−６０〜７５mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより供給して０．１〜０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成をＴｉ酸化物：３０〜７０mass％、ＣａＯ：６〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜７０mass％に調整した。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％以上であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは２〜６ｔｏｎ／ｍｉｎとした。鋳造されたスラブを板厚２〜４ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．６〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
図５に示されるように、Ｔｉ脱酸処理前の予備脱酸によって溶鋼の溶存酸素濃度を予め２００massｐｐｍ以下にすることにより、酸化物系介在物の生成を抑制し、バルジ試験における割れ部の板厚歪み率をさらに向上させることが可能となる。
また、図５に示すように、Ｔｉ脱酸処理時間（Ｔｉ含有合金添加後のＲＨ処理時間）は５分以上とすることが好ましく、これにより本発明の作用効果が適切に得られ、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率を所望のレベルまで高めることができる。

次に、上述した本発明法で溶製された溶鋼を連続鋳造し、含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片を製造する方法について説明する。
連続鋳造において溶鋼が鋳型に注入されると、溶鋼中に含まれる酸化物系介在物は、下降流により鋳片未凝固層深くまで侵入して凝固シェルに捕捉される。また、酸化物系介在物などの付着防止のために浸漬ノズル内に吹き込まれるＡｒガスなどの不活性ガスの気泡が、鋳型内溶鋼湯面近傍の溶鋼流の乱れなどに起因して、溶鋼中を浮上する過程で凝固シェルに捕捉される。鋳片に捕捉されたこれら酸化物系介在物や気泡は、薄鋼板において表面疵欠陥を発生させる。なお、不活性ガスの気泡には、酸化物系介在物が付着している場合が多く、この酸化物系介在物が不活性ガスの気泡とともに凝固シェルに捕捉される。

このような課題に対しては、以下に示すような幾つかの形態の鋳片製造方法が有効である。
すなわち、第一の含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法では、連続鋳造装置において、タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを通じてタンディッシュから鋳型内に溶鋼を注入する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼にガス（Ａｒなどの不活性ガスやＮ_２などの非酸化性ガス）を吹き込むことなく、溶鋼を鋳造することが好ましい。上述した本発明法によって溶鋼を溶製することにより、浸漬ノズルを流下する溶鋼にガスを吹き込むことなくノズル詰りを防止することが可能であり、また、ガスを吹き込まないことにより、ガス巻き込みによる鋳片の気泡性欠陥の発生を抑え、最終製品である冷延鋼板や鍍金鋼板におけるヘゲ、スリーバ、スケールなどの表面欠陥を大きく低減することができる。

さらに、この含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法では、スループットを４ｔｏｎ／ｍｉｎ以下で鋳造することが好ましい。
図６は、連続鋳造のスループットと冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すものである。この試験では、以下のようにして含Ｔｉ極低炭素鋼を溶製し、これを連続鋳造して得られた鋳片から熱間圧延および冷間圧延を経て冷延鋼板を得た。転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、Ａｌ滓を添加してＡｌ_２Ｏ_３濃度を調整した。また、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するため、必要に応じてＡｌ滓を添加した。また、ＲＨ真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するために、必要に応じてＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２を添加した。次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理して溶鋼の成分組成をＣ：０．０００７〜０．０１５０mass％、酸素濃度：１２０〜７００massｐｐｍとした。次いで、溶鋼にＡｌを０．１〜１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を３０〜４００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００１〜０．００５mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を０．８〜２．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後２〜１５分でＲＨ真空脱ガス処理を終了し、終了後の溶鋼の組成は、Ｔｉ濃度０．０２０〜０．０８０mass％、Ａｌ濃度０．００１〜０．００６mass％、全酸素濃度２０〜１００massｐｐｍであり、［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足していた。ＲＨ真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２０〜６０mass％、ＳｉＯ_２濃度：５〜２０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：１０〜５０mass％、ＴｉＯ_２濃度：１〜１０mass％、ＭｇＯ濃度：２〜１５mass％、トータルＦｅ濃度：１〜８mass％、ＭｎＯ濃度：０．５〜４mass％であったが、いずれも質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）≧１、（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）≦１０mass％であった。ＲＨ真空脱ガス処理後、取鍋内の溶鋼に２０〜３５mass％Ｃａ−６０〜７５mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより供給して０．１〜０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成をＴｉ酸化物：３０〜７０mass％、ＣａＯ：６〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜７０mass％に調整した。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％以上であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは、２〜６ｔｏｎ／ｍｉｎとした。鋳造されたスラブを板厚２〜４ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．６〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
図６に示されるように、スループットを４ｔｏｎ／ｍｉｎ以下で鋳造することにより酸化物系介在物の巻き込み量が低減し、その結果、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率が向上することになる。

また、第二の含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法としては、（i）鋳型内の溶鋼を移動磁場による電磁力により攪拌すること、（ii）鋳型内の溶鋼に静磁場を印加し、溶鋼流動を制動すること、のいずれか若しくは両方を行うことが好ましく、このような製造方法によれば、鋳型内で浮上分離することなく凝固シェルに捕捉される酸化物系介在物量が低減し、その結果、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率がさらに向上する。また、上記（i）、（ii）の両方を行うことにより、特に優れた効果が得られる。

上記（i）の移動磁場（交流磁場）を印加する方法では、交流移動磁場印加装置を設置し、この磁場印加装置の電磁力によって鋳型内の溶鋼を水平方向に旋回・攪拌させながら鋳片を鋳造する。これにより酸化物系介在物の凝固シェルへの捕捉が抑えられ、酸化物系介在物の少ない清浄な鋳片が得られる。
上記（ii）の静磁場を印加する方法では、浸漬ノズルの吐出孔からの溶鋼の吐出流を包囲する位置に静磁場印加装置を設置し、この静磁場印加装置により静磁場を印加して吐出流の流速を減速させる。これにより酸化物系介在物の浮上が促進されて凝固シェルへの捕捉が抑えられ、酸化物系介在物の少ない清浄な鋳片が得られる。
図６において、「移動磁場印加」が上記（i）の試験例、「静磁場印加」が上記（ii）の試験例である。図６に示すように、鋳型内の溶鋼に対して上記（i）または（ii）の磁場印加による撹拌または溶鋼流の制動を行った場合には、磁場印加を行わない場合に較べて、バルジ試験における割れ部の板厚歪み率がさらに向上している。

次に、本発明により溶製される含Ｔｉ極低炭素鋼の成分組成のなかで、さきに述べたＣ、Ｔｉ、Ｃａ以外の主要成分の含有量について、好ましい条件を説明する。
Ｓｉは０．２mass％以下が好ましい。Ｓｉが０．２mass％を超えると材質が劣化し、めっき性の劣化により表面性状が悪化しやすい。また、ＳｉとＴｉの質量比（％Ｓｉ）／（％Ｔｉ）≧５０になると、介在物中にＳｉＯ_２が生成し、シリコンキルド鋼となり、チタンキルド鋼とは言えなくなるので、（％Ｓｉ）／（％Ｔｉ）＜５０が好ましい。
Ｍｎは２．０mass％以下、より望ましくは１．０mass％以下が好ましい。Ｍｎが２．０ｗｔ％を超えると材質が硬化しやすい。また、ＭｎとＴｉの質量比（％Ｍｎ）／（％Ｔｉ）≧１００になると、介在物中にＭｎＯが生成し、マンガンキルド鋼となり、チタンキルド鋼と言えなくなるので、（％Ｍｎ）／（％Ｔｉ）＜１００が好ましい。

Ｓは０．０５０mass％以下が好ましい。Ｓが０．０５０mass％を超えると、溶鋼中でＣａＳやＲＥＭ硫化物が多くなり、製品である薄鋼板において非常に錆が発生しやすくなる。
Ｐは０．００５〜０．１２mass％が好ましい。Ｐは、多量に含まれると粒界偏析量が増加して粒界脆化を起こし、特に耐二次加工脆性の劣化をもたらすため極力低減することが望ましいが、０．００５mass％より低くしても、それ以上の材質向上は望めず、逆に溶製コストが上昇する。一方、０．１２mass％以下であれば許容できる。

Ｎは０．０００５〜０．００４０mass%が好ましい。Ｎは、Ｃと同様に深絞り性の改善のため極力低減することが望ましいが、その含有量が０．０００５mass％より低くしても、それ以上の材質の向上は望めず、逆に溶製コストが上昇する。一方、０．００４０mass％を超えると材質が大幅に劣化しはじめる。
また、必要に応じて、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏの中から選ばれる１種以上を、Ｎｂ：０．１００mass％以下、Ｂ：０．０５０mass％以下、Ｍｏ：１．０mass％以下の範囲で添加してもよい。これらの元素を添加すると、薄鋼板の深絞り性の向上や、２次加工脆性の改善、引張強度の増加を図ることができる。
さらに、必要に応じて、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの中から選ばれる１種以上を、それぞれ０．０１mass％以下の範囲で添加してもよい。これらの元素を添加すると、鋼板の耐食性を向上させることができる。

［発明例１］
転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するために、Ａｌ滓を４００ｋｇ添加するとともに、真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するためにＣａＯを添加した。
次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理し、溶鋼の成分組成をＣ：０．００１０mass％、Ｓｉ：０．０１mass％、Ｍｎ：０．１５mass％、Ｐ：０．０１５mass％、Ｓ：０．００５mass％、酸素濃度：５００massｐｐｍとし、溶鋼温度を１６００℃に調整した。次いで、溶鋼にＡｌを０．５ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１２０massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００２mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を１．０ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後７分で真空脱ガス処理を終了し、終了時の溶鋼のＴｉ濃度は０．０４０mass％、Ａｌ濃度は０．００２mass％、全酸素濃度は３０massｐｐｍであった。また、真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：３５mass％、ＳｉＯ_２濃度：１５mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：３５mass％、ＴｉＯ_２濃度：３mass％、ＭｇＯ濃度：７mass％、トータルＦｅ濃度：２mass％、ＭｎＯ濃度：２mass％であった。真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼に３０mass％Ｃａ−７０mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより０．３ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成制御を行った。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．００１０mass％であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この鋳造時のタンディッシュ内の介在物の形態および組成を調査した結果、７０mass％Ｔｉ_２Ｏ_３−１５mass％ＣａＯ−１５mass％Ａｌ_２Ｏ_３の球状介在物であった。連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは３．８ｔｏｎ／ｍｉｎとした。なお、鋳造後の浸漬ノズル内面には付着物はほとんどなかった。
鋳造されたスラブを板厚３．５ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、次いで、７８０℃×４５秒の焼鈍条件で連続焼鈍を行った。このようにして得られた焼鈍板には、非金属介在物性および気泡性の欠陥が０．２個／１０００ｍしか認められなかった。さらに、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率は５０％であり、良好であった。

［発明例２］
転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するために、Ａｌ滓を５００ｋｇ添加するとともに、真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するためにＣａＯ、ＴｉＯ_２を添加した。
次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理し、溶鋼の成分組成をＣ：０．００１５mass％、Ｓｉ：０．０１mass％、Ｍｎ：０．１０mass％、Ｐ：０．０１２mass％、Ｓ：０．００６mass％、酸素濃度：４５０massｐｐｍとし、溶鋼温度を１６００℃に調整した。次いで、溶鋼にＡｌを０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１５０massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００２mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後６分で真空脱ガス処理を終了し、終了時の溶鋼のＴｉ濃度は０．０４５mass％、Ａｌ濃度は０．００２mass％、全酸素濃度は３０massｐｐｍであった。また、真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：３０mass％、ＳｉＯ_２濃度：１７mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：４０mass％、ＴｉＯ_２濃度：２mass％、ＭｇＯ濃度：８mass％、トータルＦｅ濃度：１mass％、ＭｎＯ濃度：２mass％であった。真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼に３０mass％Ｃａ−７０mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより０．２５ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成制御を行った。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００５mass％であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この鋳造時のタンディッシュ内の介在物の形態および組成を調査した結果、７５mass％Ｔｉ_２Ｏ_３−１２mass％ＣａＯ−１８mass％Ａｌ_２Ｏ_３の球状介在物であった。連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは４．０ｔｏｎ／ｍｉｎとした。また、鋳型では移動磁界を有する電磁撹拌装置により溶鋼を撹拌した。なお、鋳造後の浸漬ノズル内面には付着物はほとんどなかった。
鋳造されたスラブを板厚３．５ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、次いで、７８０℃×４５秒の焼鈍条件で連続焼鈍を行った。このようにして得られた焼鈍板には、非金属介在物性および気泡性の欠陥が０．２個／１０００ｍしか認められなかった。さらに、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率は５５％であり、良好であった。

［発明例３］
転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するために、Ａｌ滓を３００ｋｇ添加するとともに、真空脱ガス処理後のスラグ組成を制御するためにＣａＯを添加した。
次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理し、溶鋼の成分組成をＣ：０．００１５mass％、Ｓｉ：０．０１mass％、Ｍｎ：０．１２mass％、Ｐ：０．０１５mass％、Ｓ：０．００６mass％、酸素濃度：４００massｐｐｍとし、溶鋼温度を１６００℃に調整した。次いで、溶鋼にＡｌを０．４ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１００massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００２mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を１．１ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後５分で真空脱ガス処理を終了し、終了時の溶鋼のＴｉ濃度は０．０４２mass％、Ａｌ濃度は０．００２mass％、全酸素濃度は３０massｐｐｍであった。また、真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：４２mass％、ＳｉＯ_２濃度：１３mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：３０mass％、ＴｉＯ_２濃度：４mass％、ＭｇＯ濃度：６mass％、トータルＦｅ濃度：１mass％、ＭｎＯ濃度：２mass％であった。真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼に３０mass％Ｃａ−７０mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより０．２７ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成制御を行った。溶製された溶鋼のＣａ濃度は０．０００６mass％であった。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この鋳造時のタンディッシュ内の介在物の形態および組成を調査した結果、７２mass％Ｔｉ_２Ｏ_３−１２mass％ＣａＯ−１６mass％Ａｌ_２Ｏ_３の球状介在物であった。連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは４．０ｔｏｎ／ｍｉｎとした。また、鋳型内の溶鋼に直流磁場による静磁場を印加し、溶鋼流動を制動した。なお、鋳造後の浸漬ノズル内面には付着物はほとんどなかった。
鋳造されたスラブを板厚３．５ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、次いで、７８０℃×４５秒の焼鈍条件で連続焼鈍を行った。このようにして得られた焼鈍板には、非金属介在物性および気泡性の欠陥が０．２個／１０００ｍしか認められなかった。さらに、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率は５５％であり、良好であった。

［発明例４］
発明例１と同一条件で溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した（鋳造時のタンディッシュ内の介在物の形態および組成は発明例１と同様）。連続鋳造装置には、浸漬ノズルの吐出孔の下端よりも５００ｍｍ下方位置に静磁場印加装置を設置した。なお、浸漬ノズルの吐出孔の形状は、縦・横８０ｍｍの正方形とした。
溶鋼の連続鋳造では、浸漬ノズル内でのＡｒガス吹き込み流量を０〜１０ＮＬ／ｍｉｎとし、静磁場印加装置により印加する磁場強度（直流静磁場）を０．１〜０．３テスラの範囲で変化させ、幅１２００〜１５００ｍｍ、厚み２５０ｍｍのスラブを、４．５〜６．０トン／ｍｉｎの注湯速度で鋳造した。
鋳造されたスラブを熱間圧延および冷間圧延して薄鋼板とした後、この薄鋼板に溶融亜鉛めっきを施した。このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板は、介在物性および気泡製の表面欠陥が極めて少なく、鋳造時に静磁場を印加することにより、表面及び内部ともに清浄なスラブを鋳造できることが確認できた。

［発明例５］
発明例１と同一条件で溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した（鋳造時のタンディッシュ内の介在物の形態および組成は発明例１と同様）。連続鋳造装置には、鋳型内溶鋼湯面から２ｍの位置に交流移動磁場印加装置を設置した。なお、浸漬ノズルの吐出孔の形状は、縦・横８０ｍｍの正方形とした。
溶鋼の連続鋳造では、浸漬ノズル内でのＡｒガス吹き込み流量を０〜１０ＮＬ／ｍｉｎとし、交流移動磁場印加装置により印加する磁場強度（交流移動磁場）を０．０５〜０．２ステラの範囲で変化させ、幅１２００〜１５００ｍｍ、厚み２５０ｍｍのスラブを、４．５〜６．０トン／ｍｉｎの注湯速度で鋳造した。
鋳造されたスラブを熱間圧延および冷間圧延して薄鋼板とした後、この薄鋼板に溶融亜鉛めっきを施した。このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板は、介在物性および気泡製の表面欠陥が極めて少なく、鋳造時に交流移動磁場を印加することにより、表面及び内部ともに清浄なスラブを鋳造できることが確認できた。

［比較例１］
転炉から出鋼して取鍋に入れられた溶鋼（３００ｔｏｎ）に対して、スラグ中のＦｅＯ、ＭｎＯを還元するために、Ａｌ滓を１００ｋｇ添加した。
次いで、ＲＨ真空脱ガス設備において、次のような一連の処理を行った。まず、溶鋼を脱炭処理し、溶鋼の成分組成をＣ：０．００１０mass％、Ｓｉ：０．０１mass％、Ｍｎ：０．１５mass％、Ｐ：０．０１５mass％、Ｓ：０．００５mass％、酸素濃度：５００massｐｐｍとし、溶鋼温度を１６００℃に調整した。次いで、溶鋼にＡｌを０．３ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を２２０massｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼のＡｌ濃度は０．００２mass％であった。さらに、溶鋼にＦｅ−７０mass％Ｔｉ合金を１．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、Ｔｉ脱酸処理を行った。このＴｉ脱酸処理では、Ｆｅ−Ｔｉ合金添加後７分で真空脱ガス処理を終了し、終了時の溶鋼のＴｉ濃度は０．０３５mass％、Ａｌ濃度は０．００１mass％、全酸素濃度は４０massｐｐｍであった。また、真空脱ガス処理（脱酸処理）後の取鍋中のスラグ組成は、ＣａＯ濃度：２３mass％、ＳｉＯ_２濃度：２７mass％、Ａｌ_２Ｏ_３濃度：２０mass％、ＴｉＯ_２濃度：０．８mass％、ＭｇＯ濃度：９mass％、トータルＦｅ濃度：８mass％、ＭｎＯ濃度：６mass％であった。真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼に３０mass％Ｃａ−７０mass％Ｓｉ合金を鉄被覆ワイヤーにより０．２ｋｇ／溶鋼ｔｏｎ添加し、溶鋼中の介在物の組成制御を行った。

以上のようにして溶製した溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて連続鋳造し、鋳片を製造した。この鋳造時のタンディッシュ内の介在物の形態および組成を調査した結果、７０mass％Ｔｉ_２Ｏ_３−１５mass％ＣａＯ−１５mass％Ａｌ_２Ｏ_３の球状介在物であった。連続鋳造は、浸漬ノズルを流下する溶鋼にＡｒやＮ_２などのガスを吹き込むことなく行い、鋳造時の溶鋼スループットは４．８ｔｏｎ／ｍｉｎとした。なお、鋳造後の浸漬ノズル内面には付着物はほとんどなかった。
鋳造されたスラブを板厚３．５ｍｍまで熱間圧延し、さらに板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、次いで、７８０℃×４５秒の焼鈍条件で連続焼鈍を行った。このようにして得られた焼鈍板には、非金属介在物性および気泡性の欠陥が０．５個／１０００ｍ認められた。さらに、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率は２５％であり、不良であった。

溶鋼をＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のトータルＦｅ濃度とＭｎＯ濃度の合計（％Ｔ．Ｆｅ）＋（％ＭｎＯ）と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すグラフ 溶鋼をＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＣａＯ濃度とＳｉＯ_２濃度の質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すグラフ 溶鋼をＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＴｉＯ_２濃度と、冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すグラフ 溶鋼をＴｉ脱酸処理した後の取鍋スラグ中のＡｌ_２Ｏ_３濃度と冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すグラフ Ｔｉ脱酸処理前の溶鋼中の溶存酸素濃度およびＴｉ脱酸処理時間と冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すグラフ 鋳型内の溶鋼に磁場印加を行った試験例と、磁場印加を行わなかった試験例について、連続鋳造のスループットと冷延鋼板のバルジ試験における割れ部の板厚歪み率との関係を示すグラフ

Claims (11)

1. Ｃ：０．０２０mass％以下、Ｔｉ：０．０１０mass％以上、Ｃａ：０．０００５mass％以上を含有する極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製するに当たり、
   転炉または電気炉から出鋼した溶鋼を、真空脱ガス設備において、脱炭処理し、次いで、該脱炭処理後の溶鋼にＴｉ含有合金を添加して脱酸処理することにより、Ａｌ含有量（mass％）とＴｉ含有量（mass％）が［％Ａｌ］≦［％Ｔｉ］／１０を満足する組成の脱酸溶鋼とし、その後、該脱酸溶鋼にＣａ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、溶鋼中の介在物組成をＴｉ酸化物：９０mass％以下、ＣａＯ：５〜５０mass％、Ａｌ_２Ｏ_３：７０mass％以下に調整し、
   前記Ｔｉ含有合金を添加して溶鋼を脱酸処理した後の取鍋スラグ中の、トータルＦｅ濃度とＭｎＯ濃度の合計を１０mass％以下、ＣａＯ濃度とＳｉＯ_２濃度の質量比（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ_２）を１以上、ＴｉＯ_２濃度を１mass％以上、Ａｌ_２Ｏ_３濃度を１０〜５０mass％とすることを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
2. Ｃ：０．０２０mass％以下、Ｔｉ：０．０１０mass％以上、Ｃａ：０．０００５mass％以上、Ｓｉ：０．２mass％以下、Ｍｎ：２．０mass％以下、Ｓ：０．０５０mass％以下、Ｐ：０．００５〜０．１２mass％、Ｎ：０．０００５〜０．００４０mass％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製することを特徴とする請求項１に記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
3. さらに、Ｎｂ：０．１００mass％以下、Ｂ：０．０５０mass％以下、Ｍｏ：１．０mass％以下の１種以上を含有する極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製することを特徴とする請求項２に記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
4. 溶鋼を脱炭処理した後、Ｔｉ含有合金を添加して脱酸処理するのに先立ち、Ａｌ、ＳｉおよびＭｎの中から選ばれる１種または２種以上を添加して予備脱酸することにより、溶鋼の溶存酸素濃度を予め２００massｐｐｍ以下とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
5. Ｔｉ含有合金を添加して行う溶鋼の脱酸処理時間を５分以上とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、
   タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを通じてタンディッシュから鋳型内に溶鋼を注入する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼にガスを吹き込むことなく、溶鋼を鋳造することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
7. 請求項１〜５のいずれかに記載の溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、
   鋳型内の溶鋼を移動磁場による電磁力により撹拌することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
8. 請求項１〜５のいずれかに記載の溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、
   鋳型内の溶鋼に静磁場を印加し、溶鋼流動を制動することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
9. 請求項１〜５のいずれかに記載の溶製方法で溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する方法であって、
   鋳型内の溶鋼を移動磁場による電磁力により撹拌するとともに、溶鋼に静磁場を印加し、溶鋼流動を制動することを特徴とする含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
10. タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを通じてタンディッシュから鋳型内に溶鋼を注入する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼にガスを吹き込むことなく、溶鋼を鋳造することを特徴とする請求項７〜９のいずれかに記載の含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。
11. 溶鋼をスループット４ｔｏｎ／ｍｉｎ以下で連続鋳造することを特徴とする請求項６〜１０のいずれかに記載の含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法。

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