JP4998365B2

JP4998365B2 - 極低炭素鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4998365B2
Application number: JP2008122114A
Authority: JP
Inventors: 隆之西; 純芳賀; 誠治古橋
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-05-08
Filing date: 2008-05-08
Publication date: 2012-08-15
Anticipated expiration: 2028-05-08
Also published as: JP2009270165A

Description

本発明は、極低炭素鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、鋼中全酸素濃度および介在物に因る酸素濃度（以下介在物酸素濃度と称す）を所定量含有し、特定組成のＴｉＯ_ｘ系介在物を含むことによって、強度や伸び、さらには深絞り性等の鋼板特性を維持しつつ、表面性状に優れ、かつ連続鋳造時の浸漬ノズルの閉塞およびそれによって引き起こされる鋼材表面性状の劣化等も解決できる、極低炭素濃度かつ極低Ａｌ濃度を有するＴｉ脱酸鋼からなる極低炭素鋼板および、これを工業的規模で量産する方法に関する。

溶鋼は、その製鋼工程において酸素を多量に含む状態になるので、一般的に、連続鋳造より前の工程において過剰な酸素を除くための脱酸が行われる。最も普及した脱酸方法は、溶鋼に、酸素と強い親和力を有するとともに工業上の大量使用が可能なＡｌを添加し、鋼中酸素濃度を低減するものであり、この脱酸方法により製造されたＡｌ脱酸鋼が広く実用化されている。自動車車体等に広く用いられる鋼材、特に薄板として炭素濃度を特に低くした極低炭素鋼板においても、このＡｌ脱酸鋼が一般的に使用される。

自動車用途を中心とした薄鋼板は、強度や伸びさらには溶接性といった様々な特性を高度にバランスさせるとともに、熱間および冷間で圧延された後においてもその表面に疵がない美麗な状態であることが要求される。このような美麗さは、官能的な判断に委ねられるので、厳格かつ対処が難しい課題でもある。その一方で、自動車用途を中心とした薄鋼板は、このように多様な性質が要求される高級鋼としてだけではなく量産される鋼材としても位置付けられるので、上述した様々な特性を高度にバランスさせるとともに表面が美麗な薄鋼板を、大規模製鉄所において量産することは、想像以上に困難であり、それだけにこれを実現できれば、工業的意義は極めて大きい。

圧延された薄鋼板の表面性状を損なう原因の一つに、Ａｌ脱酸によって生成したＡｌ_２Ｏ_３系介在物が表面に存在することが挙げられる。このＡｌ_２Ｏ_３系介在物は、クラスターと呼ばれる群落状の形状を呈するので、圧延された鋼材の表面に線状に伸展する、いわゆるスリバー疵の原因になる。また、このクラスター介在物は、連続鋳造に用いる浸漬ノズルを閉塞させる要因にもなる。この閉塞を軽減するために浸漬ノズルの上部から吹き込まれるＡｒガスが連続鋳造鋳型中の溶鋼の流動を乱すため、連続鋳造スラブの表面性状が劣化し、ひいてはその後に圧延されて製造される薄鋼板の表面性状をも損なう要因となる。さらに、薄鋼板用の極低炭素鋼では、脱炭処理のために酸素を含む状態も必要であるので、その後に行う脱酸工程で生成するＡｌ_２Ｏ_３系介在物を充分に除去する処理を適用することは、時間やコストを要してしまうので、量産には適さない。

Ａｌ脱酸鋼を採用することに起因するこれらの弊害を抑制する方法として、薄鋼板用として非Ａｌ脱酸鋼を用いる発明が開示されている。
例えば特許文献１には、溶鋼中自由酸素を５０〜１５０ｐｐｍに調整した後、Ｔｉを溶鋼成分として０．００３〜０．０２０％含有するように添加した後、連続鋳造することにより、Ａｌ：０．００３％以下（本明細書においては特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味する）の低炭素鋼材を製造する方法に係る発明が開示されている。しかし、この発明は、非Ａｌ脱酸鋼として用いるＴｉ脱酸化によって懸念される、連続鋳造時に発生するＣＯガスによるブローホールを抑制することを目的にするに過ぎない。

特許文献２には、Ｃ：０．００５％以下、Ｍｎ：１．０％以下を含有する脱炭処理後の溶鋼に、ＡｌおよびＳｉを添加して半脱酸溶鋼とし、この半脱酸溶鋼中に、含Ｔｉ物質を添加してさらに脱酸し、Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％を含有する溶鋼とするとともに、この溶鋼中の介在物の主成分をＴｉ、ＡｌおよびＳｉの複合酸化物として溶製し、次いでこの溶鋼を連続鋳造し、その後、熱間圧延および冷間圧延を経た後、得られた冷延鋼板を７００℃〜Ａｃ_３点の温度域で連続焼鈍することによって、極低炭素冷延鋼板を製造する方法に係る発明が開示されている。この方法は、Ａｌ濃度を抑制して、Ｓｉ添加し、さらにＴｉ添加量を制御して、介在物の主成分をＴｉ、ＡｌおよびＳｉの複合酸化物とした溶鋼を溶製することにより、アルミナクラスタの生成と浸漬ノズルの閉塞の抑制を図ったものである。しかし、この発明では、Ｓｉの複合酸化物を必要とする一方で、不可避的に生成されるＭｎの複合酸化物は許容しない介在物への制御は困難であると考えられる。

特許文献３には、Ｃ：０．０００１〜０．００７０％、酸可溶性Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０４０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼中に、チタン酸化物、マンガン酸化物、シリコン酸化物、アルミナが複合され、かつアルミナが３０％以下である酸化物系複合介在物を含有させた、欠陥が少なくプレス成形性に優れた薄鋼板およびその製造方法に係る発明が開示されている。

この発明は、酸可溶性Ａｌを制限することにより鋼中アルミナを生成させず、Ｔｉ脱酸前の酸素濃度制御やＴｉ含有金属による複合脱酸を図ることにより、粒径が粗大になりがちなチタン酸化物単独の生成を抑制するものである。ここで目指す介在物組成は、チタン酸化物、マンガン酸化物、シリコン酸化物、アルミナが複合され、かつアルミナが３０％以下である酸化物系であり、特許文献３の段落０００８に記載されるように、融点が比較的低く冷却時に高融点で硬い晶出相の生成を抑制できる複合介在物を得るためである。アルミナ以外の組成については、明記こそされてはいないものの、段落００１９の表４の記載から、Ｓｉ酸化物を必須とするとともにＴｉ酸化物の含有量が低いことにより、圧延で破砕されやすい組成を希求するものと考えられる。

しかし、本発明者らの知見によれば、軟質な介在物は圧延により伸展した形状を呈し、薄鋼板の主要特性である伸びや深絞り性の指標であるランクフォード値を悪化させるので、Ｓｉ酸化物を含有する特許文献３により開示される発明は、そのまま実施できる発明ではないと解される。

さらに、特許文献４には、Ｃ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．０１％、酸化物系非金属介在物として含有されるＴｉを除いたＴｉ（１）：０．００３〜０．１％を含有し、さらにＴｉ（ｌ）、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎ、ＣおよびＮの含有量を関係式で規定し、幅１μm以上の酸化物系非金属介在物の７０％以上がＴｉＯｘ、ＭｎＯおよびＡｌ_２Ｏ_３を主成分として、かつ介在物中ＴｉＯｘ、ＭｎＯおよびＡｌ_２Ｏ_３を３％以上であって、その介在物組成比が所定の関係を満足することによって、特許文献３に記載されたＳｉ酸化物を含有する弊害を抑制する薄鋼板およびその脱酸方法が開示されている。

この発明は、段落００１５〜００２１等に記載されるように、溶鋼中酸化物系介在物の低融点組成化、すなわち酸化物系介在物組成を、低融点のＴｉＯｘ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｎＯ系またはＴｉＯｘ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｎＯ―ＳｉＯ_２系（ただしＳｉＯ_２含有率≦５％）の組成とすることによって、表面疵が発生しない良好な表面品質を有するとともに、伸びの低下等を防止した加工性に優れた薄鋼板と、連続鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を防止することが可能な溶製方法に係るものである。

しかし、この発明では、段落００５８および００５９に記載されるように、介在物中ＳｉＯ_２濃度は、基本的には低融点化を実現するために制限される。また、溶鋼段階の介在物の組成形態と、圧延鋼材の段階での介在物の組成形態は概ね一致すると解されていたが、本発明者らがさらに研究を重ねたところ、その溶製条件によってはむしろ両者の間には相違があることが判明してきた。すなわち、低融点組成を有する酸化物系介在物がそのまま圧延鋼材まで維持された場合には、上述したように圧延工程で伸展した形状となる。このため、この発明に基づいても、薄鋼板の種々の特性、特に表面性状や圧延と垂直方向の延びといった特性がばらつくがあり、さらなる改善を図る必要がある。
特公平２−９６４６号公報特許第３４２２６１２号公報特許第３４３６８５７号公報特許第３８５２３９６号公報

このような状況下にあって、本発明者らは、先に特願２００７−０５４５１１号により、極低炭素を含み、Ａｌ濃度を極低水準、具体的には０．００５％以下とし、かつＴｉ等の酸素との親和力を有する合金を一定量含有する冷間圧延鋼材は、同じ強度水準に合金成分を調整しても、深絞り性の指標であるランクフォード値（以下「ｒ値」という。）が高くなるとの知見に基づく発明を、提案した。

本発明者らは、この検討の中で、極低炭素でかつＡｌ濃度を極低水準に維持し、かつＴｉ等の酸素との親和力を有する合金を一定量含有する鋼を製造する際に、Ｔｉ脱酸鋼における種々の鋼材特性と、薄鋼板の表面性状の美麗さとを両立するには、むしろ酸化物系介在物はＴｉＯｘ濃度が高い組成を有し、その形態は孤立点在する塊状形態であることが望ましいとの知見を得た。

しかしながら、このような形態を有する酸化物系介在物は、従来から指摘されているように、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞や、これに起因した薄鋼板の表面性状の劣化を生じるので、これらを防止する必要がある。

本発明は、Ｔｉ脱酸鋼におけるＯ含有量、および熱間圧延以後の鋼材中の酸化物系介在物を特定することによって上記課題を解決することができるという知見に基づくものである。

本発明は、Ｃ：０．０００５％以上０．０２５％以下、Ｓｉ:０．００３％以上０．１２％以下、Ｍｎ:０．０５％以上２．５％以下、Ｐ:０．１５％以下、Ｓ:０．０２％以下、Ｎ:０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ:０．０００２％以上０．００３％以下、Ｔｉ:０．００５％以上０．０５％以下、Ｎｂ:０．００５％以上０．２０％以下を含有し、全酸素濃度Ｔ．Ｏ：０．００３％以上０．００８％以下を含み、介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃ：０．００２５％以上０．００７％以下を含み、任意添加元素として、Ｆｅの一部に代えて（Ｉ）Ｂ:０．００２０％以下、および／または（ＩＩ）Ｃｕ: １．０％以下、Ｎｉ: １．０％以下、およびＣｒ:１．０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、鋼材中の酸化物系介在物のＳｉＯ_２が１．０％未満であり、９０．０％以上がＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＭｎＯの３元系から構成され、この３元系での組成範囲がＴｉＯｘ：５０．０％以上９５．０％以下、Ａｌ_２Ｏ_３：３．０％以上３５．０％以下、ＭｎＯ：２．０％以上２５．０％以下にあることを特徴とする極低炭素鋼板である。

別の観点からは、転炉精錬および真空精錬を含む精錬を経て行う、上述した本発明に係る極低炭素鋼板の製造方法であって、この精錬におけるＴｉ添加によるＴｉ調整前の溶鋼の酸素濃度が０．００４％以上０．０１５％以下の段階で溶鋼にＴｉを添加し、溶鋼中のＴｉ濃度を０．００５％以上０．０５％以下とするとともに溶鋼中のＯ濃度を０．００３％以上０．００８％以下としてから、連続鋳造することを特徴する極低炭素鋼板の製造方法である。

本発明により、介在物酸素濃度を所定量含有し、特定組成のＴｉＯ_ｘ系介在物を含むことによって、強度や伸び、さらには深絞り性等の鋼板特性を維持しつつ、表面性状に優れ、かつ連続鋳造時の浸漬ノズルの閉塞およびそれによって引き起こされる鋼材表面性状の劣化等も解決できる、極低炭素濃度かつ極低Ａｌ濃度を有するＴｉ脱酸鋼からなる極低炭素鋼板および、これを工業的規模で量産する方法を提供することができる。

以下、本発明を実施するための最良の形態を説明する。はじめに、本発明の技術思想を説明する。
極低炭素鋼の組成を有する薄鋼板の基本特性を損なうことがない酸化物系介在物の形態を検討するため、薄鋼板の基本特性である強度および伸びと、介在物の形態との関係を、Ａｌを極少量しか含有しない非Ａｌ脱酸のＴｉ脱酸鋼と、ほぼ同様の組成を有するＡｌ脱酸鋼とを比較しながら、調査した。

その結果、Ａｌ脱酸鋼では、酸化物系介在物としてアルミナクラスタを生成し、このアルミナクラスタが薄鋼板の表面に残存することが、いわいるスリバー疵の生成要因となり、表面性状を著しく損ねる。一方、このアルミナクラスタは、熱間圧延および冷間圧延により介在物が破砕されて疎な点列状で内在される状態として存在すれば、鋼の清浄度が著しく悪くない限り、鋼材の基本特性に影響を及ぼさないことが判明した。

これに対し、Ｔｉ脱酸鋼では、群落状介在物は生成されないので、介在物が薄鋼板の表面に残存しても、表面性状の劣化要因にはならない。しかし、Ｔｉ脱酸鋼では酸化物系介在物の形態が、薄鋼板の特性のうちｒ値に影響すること、すなわち、酸化物系介在物の形態が熱間圧延工程で伸展した形態であるとｒ値も低下する傾向にあることが判明した。一方、酸化物系介在物が熱間圧延工程でも伸展し難い孤立した塊状の形態を呈すると、ｒ値はむしろ向上することが判明した。この理由は、Ｔｉ脱酸鋼は、Ａｌ脱酸鋼よりも弱脱酸であるため、酸化物系介在物の量そのものが多いこと、および酸化物系介在物が析出物の不均質核生成の起点となること等があるものと推定される。

Ｔｉ脱酸鋼における、このように伸展し難い孤立した塊状の形態の酸化物は、ＴｉＯ_ｘ主体の組成を有する。ここで、「ＴｉＯ_ｘ」とは鋼中のＴｉ酸化物の総称である。Ｔｉは価数として４価、あるいは３価を取り得るため、ＴｉＯ_２、Ｔｉ_３Ｏ_５、Ｔｉ_２Ｏ_３等の存在形態が考えられ、さらに非化学量論組成も存在するので、ＴｉＯ_ｘと表記した。この酸化物は、ＴｉＯ_２およびＴｉ_２Ｏ_３といったＴｉ酸化物を主体とし、かつＡｌ_２Ｏ_３やＭｎＯを含む成分からなるものである。一方、Ｔｉ脱酸鋼において伸展した酸化物は、ＴｉＯ_２、Ｔｉ_２Ｏ_３、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２等の成分が複合した、液相線温度が低く熱間圧延の温度でも軟質な介在物であった。

ところで、Ｔｉ脱酸鋼は、連続鋳造を採用した量産工程では、条件によっては、酸化物系介在物による浸漬ノズルの閉塞が容易に生じることが知られている。特に極低炭素鋼では、精錬段階の途中まで脱炭処理のために溶鋼中酸素濃度が高いことからその後の脱酸で生成する酸化物系介在物を除去する時間が制約されるために、浸漬ノズルの閉塞が発生する可能性は非常に高まる。これを防ぐためには、溶鋼中の酸化物系介在物は液相を呈した介在物に制御する方法があるが、薄鋼板の特性に対しての介在物形態とは望ましい形態が不一致である。

そこで、極低炭素鋼の組成を基本としたＴｉ脱酸鋼の酸化物系介在物について調査したところ、精錬時の溶鋼の段階における介在物の組成形態と、連続鋳造以降の鋳片もしくは圧延の段階における介在物の組成形態とが異なる場合があることを判明した。すなわち、溶鋼の段階では、液相を含むＴｉＯ_２およびＴｉ_２Ｏ_３を主体とする組成形態であるのに対し、鋳片以降の段階では、さらにＴｉＯ_２およびＴｉ_２Ｏ_３濃度が増加して塊状を呈する組成形態になる状態がある。このような状態は、Ｔｉを脱酸剤に使用した場合は、Ｔｉ脱酸の温度依存性が影響し、温度が低下する過程でさらに脱酸する方向に進むため、すなわち介在物中のＴｉ酸化物が濃化して液相を含む状態から塊状を呈する状態に変化するためと解される。さらには、このような状態は、連続鋳造以降の圧延鋼材の状態で、以下の４つの条件を満たすことにより実現できる。

すなわち、本発明の技術思想を以下に列記する。
（ａ）アルミナクラスタが薄鋼板の表面性状を悪化し、連続鋳造時の浸漬ノズルの閉塞の要因となり、さらにはそのために薄鋼板の表面性状を悪化させることを防ぐために、Ｔｉ脱酸鋼を用いる。

（ｂ）Ｔｉ脱酸鋼においては、介在物の組成形態が薄鋼板の深絞り性に悪影響を及ぼし得るので、介在物の組成形態を、薄鋼板の基本特性を劣化させない塊状形態に制御する。

（ｃ）溶鋼段階で介在物の組成形態をこのような塊状形態に制御すると、浸漬ノズルの閉塞を生じ、スラブの量産性や表面性状の悪化を誘発するので、溶鋼段階では、液相を含む、浸漬ノズルの閉塞を生じ難い組成形態に制御し、かつＴｉ脱酸が有する脱酸平衡の温度依存性を利用して、鋳造工程および圧延工程において塊状形態に介在物を制御する。

（ｄ）溶鋼段階では液相を含有する介在物に組成形態を制御し、かつ連続鋳造以降の圧延鋼材の状態で塊状の介在物に組成形態を制御可能な薄鋼板の条件、およびそのような鋼材を得るのに必要な製鋼条件を特定する。

次に、本実施の形態の極低炭素鋼板の特徴を説明する。
（全酸素濃度Ｔ．Ｏ：０．００３％以上０．００８％以下）
全酸素濃度Ｔ．Ｏは、０．００３％以上０．００８％以下である。弱脱酸鋼では、予備脱酸を経ても、なお鋼材中に酸素が含有された状態である。ここで、Ｔ．Ｏが０．００８％を超えると、Ｔｉを過剰に添加しても酸化物系介在物にＭｎＯが２５．０％以上および／またはＳｉＯ_２が１．０％以上の状態となり、介在物組成を制御し難く、介在物が低融点の組成のまま持ちきたされてしまう。一方、全酸素濃度Ｔ．Ｏが０．００３％未満であると、溶鋼の段階で介在物の形態が液相状態を実現できないばかりか、Ａｌ_２Ｏ_３濃度が高い介在物となる場合もあり、Ｔｉ脱酸鋼の特徴である表面性状の優位性を維持できなくなる。

（介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃ：０．００２５％以上０．００７％以下）
介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃは、０．００２５％以上０．００７％以下である。Ｔｉ弱脱酸鋼では、鋼中に含有される全酸素濃度の全てが酸化物系介在物になるわけではない。弱脱酸鋼であっても、脱酸が充分になされ全酸素濃度の多くが酸化物系介在物として存在することが望ましく、その介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃは０．００２５％以上である。しかしながら、介在物量が多すぎると鋼の清浄度が悪化するので、介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃは０．００７％以下であることが望ましい。

なお、介在物による酸素濃度の測定方法は特に限定されないが、例えば酸化物系介在物の平均組成をエネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザーで求めるとともに、光学顕微鏡で粒度分布を測定して、その単位面積あたりの介在物量から単位体積あたり介在物量を求め、両者から介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃを換算する方法がある。

（酸化物系介在物）
熱間圧延以後の鋼材中の酸化物系介在物は、ＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２、ＭｇＯ、ＣａＯおよび不純物からなる。ここで、ＴｉＯｘは、ｘ＝１．５〜２．０の範囲であり、換言するとＴｉＯ_２およびＴｉ_２Ｏ_３から構成される酸化物を意味する。本発明のＴｉ脱酸鋼の組成範囲では、ＴｉＯ_２の割合が優勢であるので、ＴｉＯ_２濃度に換算した値を用いる。

酸化物系介在物は、ＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＯの合計が９０％以上であって、かつＳｉＯ_２が１．０％未満である。ＴｉＯｘを含む塊状の形態を呈するには、９０．０％以上である。一方、ＳｉＯ_２濃度が１．０％を上回ると、介在物が液相を含む割合が増加して、圧延鋼材中で伸展した形状の介在物となるので、ＳｉＯ_２濃度は１．０％未満である。ＣａＯおよびＭｇＯ濃度は、少量が含まれても塊状形態を得ることができるので、それぞれ５％以下であれば許容できる。

ＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＭｎＯの割合は、この３元系に換算した時の組成範囲が、ＴｉＯｘ：５０．０％以上９５．０％以下、Ａｌ_２Ｏ_３：３．０％以上３５．０％以下、ＭｎＯ：２．０％以上２５．０％以下である。ＴｉＯｘが５０．０％未満であると熱間圧延域で伸展した介在物になるとともに薄鋼板の深絞り性に悪影響を及ぼすためであり、一方９５．０％を超えると溶鋼段階でも液相を含まない状態になるためである。また、Ａｌ_２Ｏ_３が３．０％未満であるとＴｉＯｘ濃度が９５．０％を超えたり、ＭｎＯ−ＴｉＯｘの液相介在物を呈し溶鋼段階での制御が難しく、一方３５．０％を超えると溶鋼段階で液相を含まない状態となるためである。さらに、ＭｎＯが２．０％未満であると介在物が溶鋼段階で液相を含まない状態となるためであり、２５．０％を超えるとＭｎＯ−ＴｉＯｘの液相介在物が多くなってしまうためである。

次に、本実施の形態に係る極低炭素鋼板の化学組成の限定理由を説明する。
（Ｃ：０．０００５％以上０．０２５％以下）
Ｃは、Ｔｉ等の炭化物形成元素と結合し、ＴｉＣ、ＮｂＣまたはその複合炭窒化析出物を形成する。このため、Ｃ含有量を適正化することによって、これら析出物の体積分率を限定して鋼の成形性の向上、すなわち、これら析出物による析出強化の効果および、焼鈍時の固溶炭素や固溶窒素の低減による深絞り性の向上を図ることができる。

しかし、Ｃ含有量が０．０００５％未満では充分な引張強度が得られない。また、溶鋼段階にあっては、炭素は溶鋼中に共存する酸素と反応し、反応物が減圧除去されることによって脱炭される。このため、Ｃ含有量を０．０００５％未満とするためには長時間の真空処理を行う必要を生じ、経済的観点からも好ましくない。一方、炭素含有量が０．０２５％を超えると耐力が上昇し伸びが低下して、成形性が劣化する。

したがって、Ｃ含有量は、０．０００５％以上０．０２５％以下とする。さらなる成形性、特にｒ値の確保を図るためには、Ｃ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。さらに好ましい範囲は、０．００１０％以上０．００３０％以下である。

（Ｓｉ:０．００３％以上０．１２％以下）
Ｓｉは、安価な固溶強化元素であり、低コストで薄鋼板の高強度化を図ることができるので、強度の向上を目的として含有する。また、Ｔｉ弱脱酸鋼にあっては予備脱酸および複合脱酸の効果も期待できる。しかし、介在物中にＳｉＯ_２が含まれると、薄鋼板の本来の性能が発揮できなくなる可能性があるので、その点では低い濃度であることが望ましい。Ｓｉ濃度が０．１２％を超えると、介在物中のＳｉＯ_２濃度を１％未満にすることが困難となる。望ましくは０．０８％以下、さらに望ましくは０．０５％以下である。一方、Ｓｉは粗溶鋼の段階で含有されるものであり、Ｓｉ含有量を極端に低下させるには、所定の処理が必要になるので生産性の低下を招くので、Ｓｉ含有量を０．００３％以上とする。以上の理由により、Ｓｉ含有量は、０．００３％以上０．１２％以下とする。

（Ｍｎ:０．０５％以上２．５％以下）
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有し、またＴｉ弱脱酸鋼にあっては、Ｍｎとの複合脱酸の効果により脱酸を強化する働きがある。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。望ましくは０．１０％以上、さらに望ましくは０．１５％越とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると耐力の上昇と伸びの劣化が顕著になり、加工時にしわや割れが生じやすくなる。また、Ｍｎ合金鉄の使用量も増加し、Ｍｎ合金鉄に含有される炭素を除去するために製造コストが嵩む。このため、Ｍｎ含有量の上限を２．５％とする。望ましい上限は０．８０％未満であり、さらに好ましい上限は０．３１％未満である。

（Ｐ:０．１５％以下）
Ｐは、固溶強化によって鋼板を高強度化する有用な元素であり、強度の向上を目的として含有する。しかし、Ｐ含有量が過剰になると、粒界偏析による脆化が懸念される。また、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す鋼種では合金化処理性が低下してめっき密着性が低下したり、めっき表面にＰ偏析に起因する筋模様が現れたりする。したがって、Ｐ含有量は０．１５％以下とする。０．０６％以下とすることが好ましい。下限については、脱Ｐ処理に要する製造コストの上昇を抑制する観点から、０．００５％以上とすることが好ましい。

（Ｓ:０．０２％以下）
Ｓは、不純物として鋼板中に存在するが、Ｓ含有量が過剰であると薄鋼板の表面にスケール疵が生じ易くなり、外観品質を損なう場合がある。そのため、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。０．０１％以下とすることが好ましい。

（Ｎ:０．００６％以下）
Ｎは、過剰に含有すると、耐力が上昇したり、ストレッチャーストレインが発生したりして、加工時に薄鋼板の面歪みが発生し易くなる。このため、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。０．００３％以下とすることが好ましい。

（ｓｏｌ．Ａｌ:０．０００２％以上０．００３％以下）
鋼中Ａｌは、酸化物等の分析時に使用する酸に溶解しない形態と、固溶あるいは窒化物等の酸に溶解する形態とがあり、一般にＡｌ含有量は酸に可溶な量で表し、これをｓｏｌ．Ａｌと表記する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、溶鋼段階での溶存Ａｌ量と関連づけられるので、鋼の脱酸および介在物の組成形態に強く影響する。

本発明では、薄鋼板の段階でＡｌ_２Ｏ_３濃度は３５．０％以下を必要とするが、Ａｌが高い場合はこれを超えてしまうので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００３％以下とする。望ましくは０．００１％以下である。

一方、Ａｌ自体は、溶鋼の製造工程で予備脱酸や温度調整に使用できるとともに、薄鋼板中のアルミナ系介在物の濃度が３．０％以上は必要であるので、その含有量を０．０００２％以上とする。０．０００３％以上とすることが好ましい。

（Ｔｉ:０．００５％以上０．０５％以下）
本実施の形態に係る極低炭素鋼板では、鋼中Ｔｉは溶鋼段階では脱酸するとともに、薄鋼板の諸特性を安定させるために必要なＴｉＯｘの介在物を生成させる機能を有する重要な元素である。また、Ｔｉの一部はＴｉＮとして析出することにより、Ｎによるストッレッチャーストレインや耐力上昇を抑制し、加工時の面歪みを抑制する。そのためＴｉ含有量を０．００５％以上とする。

一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加して伸びを劣化させ、加工時に面歪みや割れが生じるようになる。また、本実施の形態に係る極低炭素鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき皮膜の表面に筋模様を呈するといった問題も生じる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。なお、Ｔｉは比較的高価な元素であり製造コストに影響するから、薄鋼板の特性維持の観点や加工時の面歪みの発生防止の観点から許容される場合には、その含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。

（Ｎｂ:０．００５％以上０．２０％以下）
Ｎｂは、鋼中にあってＣと結合しＮｂＣの析出物を生成し、鋼板の機械特性を向上させる。特にＴｉ脱酸鋼では、Ｃと結びつくＴｉ量が必ずしも充分ではないのでＮｂは必須となる。このような効果を得るためにＮｂは０．００５％以上含有する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、引張強度を安定して得ることが困難になる場合がある。より安定した効果を得るためには０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、Ｃ含有量に対してＮｂ含有量が過剰となり、かえって耐力が上昇し伸びが低下する。したがって、Ｎｂ含有量の上限を０．２０％とする。望ましい上限は０．０５％以下である。

Ｆｅの一部に換えて以下に列記する元素を任意添加元素として、単独であるいは２種以上を複合して含有することにより、本発明の効果を享受しながら、薄鋼板の特性をさらに改善することができる。

（Ｂ：０．００２０％以下）
Ｂは、二次加工脆化を防止する作用を有するので含有することが好ましい。ただし、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、ｒ値が顕著に低下する。このため、Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが望ましい。Ｂ含有量を０．０００３％以上０．００１０％以下とすれば、Ｂ添加の効果を効率的に享受することができ、望ましい。

（Ｃｕ:１．０％以下、Ｎi:１．０％以下、Ｃｒ:１．０％以下）
Ｃｕ、Ｎi、Ｃｒは、いずれも、強度を確保するために含有してもよい。しかし、過剰に添加しても効果は飽和し製造コストが嵩むだけとなる。そこで、Ｃｕ、Ｎi、Ｃｒそれぞれの含有量は、いずれも、１．０％以下とすることが望ましい。

上述した以外の組成は、Ｆｅおよび不純物である。
次に、本実施の形態の極低炭素鋼板の製造方法を、工程順に説明する。

（転炉精錬および真空精錬を含む精錬工程、および連続鋳造工程）
転炉等の製鋼炉で脱炭処理を行い、Ｃ濃度が０．０４％から０．０７％である低炭素溶鋼として、未脱酸のまま取鍋などの容器に出鋼する。Ｃを含む溶鋼は、さらにＲＨ装置等の真空脱ガス装置に搬送されて真空脱炭処理が行われ、Ｃ濃度が０．０２５％以下である極低炭素溶鋼となる。この際の脱炭反応には溶鋼にＣと反応するＯを含有していることが要求され、そのＯ濃度は転炉から出鋼された段階で０．０３％から０．０８％程度である。

この真空脱炭に要する処理時間の溶鋼温度低下を補償するために、溶鋼の加熱処理が真空脱炭処理の前後にしばしば行われる。この加熱処理には、溶鋼をＡｌ等の金属と酸素ガスとの酸化反応により加熱する方法や、黒鉛電極から電弧を発生させて溶鋼に通電してジュール熱の供給により電気加熱する方法があり、本発明ではいずれであってもよい。なお、Ａｌの酸化反応による加熱処理の場合は、Ａｌの燃焼によって生じるＡｌ_２Ｏ_３系介在物の多量の懸濁を生じるので、後述するＴｉ調整前の成分調整の段階で、環流等の溶鋼撹拌操作により酸化物系介在物の組成制御を阻害しない程度に除去することが望ましい。一方、Ａｌ添加は本発明の微量Ａｌ含有を満たす一手段にもなり、また酸素ガス供給は、Ｔｉ調整前の酸素濃度の調整の一手段となる。

真空精錬による脱炭後に、Ｔｉ以外の酸素との親和力の弱い元素の成分調整を行う。ここで、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｂといった元素はフェロシリコン、フェロニオブ、フェロボロンといった合金鉄により成分調整を行うと、これらが含有する少量のＡｌによって溶鋼中に微量のＡｌを含有させることの補助的な役割を果たすことができる。

Ｔｉ以外の元素の成分調整を概ね実施した後に、Ｏ濃度の調整を行う。Ｏ濃度の調整は、成分調整時のＳｉ、Ｍｎ濃度、Ｏ濃度、取鍋スラグの組成制御およびスラグ改質剤の添加、溶鋼環流等の撹拌操作などによって実施することができる。Ｏ濃度の制御は、従来から実施されている半経験的な制御方法や、近年実用化の域にあるＯ濃度の迅速分析装置による分析値を用いたフィードバック制御などが適用できる。

Ｔｉ調整前のＯ濃度は０．００４％以上０．０１５％以下である。その理由は、Ｔｉ調整前のＯ濃度が０．００４％未満であると、Ｔｉ調整後の酸化物系介在物中のＴｉＯｘ濃度および／またはＡｌ_２Ｏ_３濃度および／またはＭｇＯ等のその他酸化物濃度が高くなり、このような状態では溶鋼段階で液相を含む介在物形態を安定して得ることができない。また、酸素濃度が０．０１５％を超えると介在物中のＭｎＯ濃度および／またはＳｉＯ_２濃度が高くなり、凝固以降の圧延段階で塊状介在物を得ることができなくなる。

さらに、Ｔｉ調整によりＴｉ濃度を０．００５％以上０．０５％以下とする際には、全酸素濃度を０．００３％以上０．００８％以下とする。その理由は前述のとおりである。
このように、Ｔｉ調整の前後における全酸素濃度を所定範囲に調整することにより、溶鋼段階での介在物の組成形態は、液相を含むＴｉＯｘ系介在物とすることが可能となり、連続鋳造工程における浸漬ノズルの閉塞を抑制することができ、これにより、本実施の形態の鋼を、安定して量産することができるようになる。さらに、浸漬ノズルの閉塞およびこれを防ぐために実施される浸漬ノズルの内部でのＡｒガスの吹き込みによって誘発されるスラブの表面性状の劣化、ひいてはこのスラブを母材とする圧延鋼材の表面性状の悪化を、いずれも抑制することができる。

このように、本実施の形態の精錬工程および連続鋳造工程では、精錬を終了した溶鋼が、上述した化学組成を有するとともに、精錬工程におけるＴｉ添加によるＴｉ調整前の溶鋼の酸素濃度が０．００４％以上０．０１５％以下の段階で溶鋼にＴｉを添加し、溶鋼中のＴｉ濃度を０．００５％以上０．０５％以下とするとともに溶鋼中のＯ濃度を０．００３％以上０．００８％以下としてから、連続鋳造する。

（連続鋳造での凝固以降）
上記操作を行うことによって、連続鋳造での凝固以降の圧延段階では、酸化物系介在物の組成はＳｉＯ_２が１．０％未満であり、その９０％以上がＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＭｎＯから構成され、ＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＭｎＯからなる３元系での組成範囲がＴｉＯｘ：５０．０％以上９５．０％以下、Ａｌ_２Ｏ_３：３．０％以上３５．０％以下、ＭｎＯ：２．０％以上２５．０％以下を満たすことができる。これにより、Ｔｉ脱酸鋼としての諸特性の劣化がなく、しかも表面品質が美麗な薄鋼板を製造することができる。

連続鋳造の後工程における鋼板の製造方法は特に規定しないが、以下の方法に従うことが好ましい。
連続鋳造によって得られた鋼塊を再加熱するか、もしくは連続鋳造後の高温の鋼塊をそのまま、または補助加熱を行ってから、熱間圧延を行う。鋼塊は、表面性状を良好に保つために、加熱前に冷間もしくは温間で表面手入れすることが好ましい。加熱温度が低いと、圧延荷重が増大して圧延が困難になるため、加熱温度は１１５０℃越とすることが好ましい。

熱間圧延の条件は特に規定しないが、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って熱延鋼板の結晶粒を微細化し、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、Ａｒ_３変態点以上（Ａｒ_３変態点＋１００℃）以下の温度範囲で最終圧下を行うことが望ましく、８９０℃以上９２０℃未満で最終圧下を行えばさらに望ましい。また、スケール性の表面欠陥を抑制するために、仕上げ圧延の開始温度と仕上げ圧延の終了温度との差を１００℃以上確保することが好ましい。

なお、仕上げ圧延をこれらの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延との間で粗圧延材を例えばバーヒーターにより加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することによって仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性を向上することができる。

粗圧延材の加熱は、例えば、粗圧延機と仕上げ圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御する方法が、例示される。

熱間圧延を終了した後に鋼板を冷却してコイル状に巻取る。スケールの生成による歩留まりの低下を招くために、７００℃未満で巻き取ることが望ましい。一方、巻き取り後にＴｉおよびＮｂの炭窒化物を十分に析出させ、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、巻取り温度は６１０℃越とすることが好ましい。

冷間圧延は、酸洗等により脱スケールした後に、常法に従って行われる。冷間圧延後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、圧下率を７０％以上とすることが好ましい。圧下率を過度に高くすると、圧延設備への負荷が高まり、生産性の低下を招く。したがって、圧下率は９０％未満とし、最終板厚を０．４０ｍｍ以上とすることが好ましい。

冷間圧延された鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施され、再結晶焼鈍される。再結晶焼鈍時の加熱速度が速すぎるとフェライトが細粒化し、延性の劣化を招く。このため、均熱温度までの加熱速度は６０℃／ｓ未満とすることが好ましい。また、焼鈍温度がＡｃ_３変態点以上となると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので、焼鈍温度の上限をＡｃ_３変態点未満とすることが好ましい。なお、再結晶焼鈍は、連続焼鈍または箱焼鈍のいずれによっても差し支えないが、生産性の観点からは連続焼鈍することが好ましい。焼鈍後に調質圧延を行ってもよい。

焼鈍後は、常法に従って、溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。生産性および耐食性の観点からは、連続溶融亜鉛めっき装置で再結晶焼鈍およびめっきを行い、さらに、合金化処理を施すことが好ましい。また、めっき前もしくはめっき後に調質圧延を行っても構わない。

このように、本実施の形態では、連続鋳造での凝固以降における鋼材中の酸化物系介在物のＳｉＯ_２が１．０％未満であり、９０．０％以上がＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＭｎＯの３元系から構成され、この３元系での組成範囲がＴｉＯｘ：５０．０％以上９５．０％以下、Ａｌ_２Ｏ_３：３．０％以上３５．０％以下、ＭｎＯ：２．０％以上２５．０％以下にあるようにする。

このようにして、本実施の形態の極低炭素鋼板が製造される。本実施の形態の極低炭素鋼板は、極低炭素濃度かつ極低Ａｌ濃度を有するＴｉ脱酸鋼からなり、介在物酸素濃度を所定量含有し、特定組成のＴｉＯｘ系介在物を含むことによって、強度や伸び、さらには深絞り性等の特性を維持しつつ、表面性状に優れるものであって、その素材であるスラブの連続鋳造時における浸漬ノズルの閉塞およびそれによって引き起こされる表面性状の劣化等も解決できる。

さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
本発明における鋼組成と、介在物組成形態および鋼板特性との関係を明らかにするため、以下のような鋼板を試作した。

不活性ガス雰囲気で溶解が可能な１７ｋｇ誘導加熱炉により、表１に示す組成を有する鋼塊を製造した。鋳造の直前に溶鋼から直径１７ｍｍのボンブサンプルを採取し、溶鋼中の介在物形態を調査した。断面に観察される５μｍの介在物を光学顕微鏡で観察して個数計測を行うとともに、全介在物個数に対して溶鋼段階で液相を呈したと考えられる球状介在物の割合が２０％以上の場合、介在物が液相を有すると判定した。

介在物に依る酸素濃度Ｏｉｎｃは、酸化物系介在物の平均組成をエネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザーで求めるとともに、光学顕微鏡で粒度分布測定して、その単位面積あたりの介在物量から単位体積あたり介在物量を求め、両者から算出した。

鋳造された鋼塊を鍛造して、幅２１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍ、厚み２０ｍｍの素材を作製した後、さらに加熱温度１２５０℃に保持した後、仕上げ温度９１０℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。熱間圧延後、直ちに水スプレー冷却により６５０℃まで冷却してこれを巻取り温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却して巻取り後の徐冷処理とした。

得られた熱延鋼板の断面、幅約１００ｍｍの位置で長手方向２０ｍｍでミクロ試料を採取し、その断面に観察される介在物を評価した。評価方法は、走査型電子顕微鏡およびエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用いて、長さ４μｍ以上、幅２μｍ以上の酸化物系介在物を無作為に１０個ないし２０個を選んで組成分析を行い、化学量論組成を仮定して酸化物に換算し、その平均値を求めた。

さらに熱延鋼板を酸洗した後、圧下率８２．５％で厚さ０．７ｍｍまで冷間圧延し、均熱温度８５０℃で焼鈍し、冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に伸び率１．０％の調質圧延を施した後、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、圧延方向の降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。ｒ値は、圧延方向（０°方向）、圧延方向と４５°をなす方向（４５°方向）および圧延方向と直行する方向（９０°方向）から採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、０°方向のｒ値（ｒ_０°値）、４５°方向のｒ値（ｒ_４５°値）および９０°方向のｒ値（ｒ_９０°値）を用いて、平均ｒ値＝（ｒ_０°値＋２×ｒ_４５°値＋ｒ_９０°値）／４から平均ｒ値を求めた。

冷間圧延材の疵の評価は、以下のような内容を実施した。冷間圧延材の表面幅約２００ｍｍ、長さ９００ｍｍでスリバー状疵が観察され、そのスリバー状疵に酸化物系介在物と同様の組成の酸化物痕を認めた場合には、疵部の介在物を有りと判定した。

結果を表１、２にまとめて示す。

表１、２における試料Ｎｏ．１−１〜１−７は、本発明で規定する条件を全て満足する実施例であり、試料Ｎｏ．１−８〜１−１５はこれらのうちの少なくとも一つを満足しない比較例である。

試料Ｎｏ．１−１〜１−７は、強度や伸び、さらには深絞り性を維持し、特に平均ｒ値が１．９０以上であり深絞り性が良好であるとともに、溶鋼段階での介在物は液相を含む状態になっているとともに、疵部に介在物が観察される例もなかった。

これに対し、試料Ｎｏ．１−８、１−９、１−１１、１−１３および１−１５では、介在物中のＳｉＯ_２が１％を超えて含まれるか、３元系介在物に換算してＭｎＯ濃度が２５％を超えることにより、平均ｒ値が不芳であった。

また、試料Ｎｏ．１−１０はＴｉＯ_２濃度が９５．０％超であり、試料Ｎｏ．１−１２ではＡｌ_２Ｏ_３濃度が３５．０％超であり、さらに試料Ｎｏ．１−１４ではＭｎＯ濃度が２．０％未満であるので、いずれも、溶鋼介在物に液相が認められない結果となり、また冷延鋼板の疵部に介在物痕が認められた。

溶鋼２９０トンを転炉で脱炭精錬し、その未脱酸溶鋼を収容した取鍋をＲＨ装置へ移送し、ＲＨ装置で真空脱炭処理を行った。ＲＨ装置にて真空脱炭が終了した後、未脱酸溶鋼の予備脱酸と溶鋼の昇温操作を兼ねて金属Ａｌを添加した。Ａｌ添加後に真空槽内の溶鋼に酸素を３８Ｎｍ^３／ｍｉnで供給して適宜酸化反応による溶鋼への熱付与を実施した。その後溶鋼に酸素濃度が含有される状態で既に含有されている濃度を勘案してＴｉ以外の各種合金を添加調整し、最後にＴｉを添加調整し表３に示される化学組成になるように調整した。

これらの精錬を行った後、溶鋼を収容した取鍋を連続鋳造機に搬送し、幅９６０ｍｍ〜１２００ｍｍ、厚さ２５０ｍｍのスラブ形状の鋳片を得た。
得られた鋳片を表面手入れしてから、表４に示される条件で加熱して熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延した。続いて、連続溶融亜鉛めっき設備により冷延板を焼鈍し、溶融亜鉛めっきし、合金化処理した。その後、伸び率１．０％で調質圧延を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。一部の鋼板では、溶融亜鉛めっき後の合金化処理を省略し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、一部の鋼板では、冷間圧延後、連続焼鈍設備で焼鈍し、伸び率１．０％で調質圧延を施して冷延鋼板とした。

表４には、Ｔｉ調整前後の全酸素濃度を示す。また、表５には溶鋼段階での酸化物系介在物の組成形態と熱間圧延鋼材での酸化物系介在物の組成形態を示す。表５の介在物組成等の調査方法は実施例１に示した方法に準じている。溶鋼段階での介在物は、連続鋳造機のタンディッシュに収容された溶鋼からボンブサンプルを採取し、その鏡面仕上げした断面に観察される直径５μｍ以上の酸化物系介在物のうち球状介在物の割合を示した。また、圧延鋼材は、鋼帯の幅中央、板断面を圧延長手方向に３．２ｍｍ×２０ｍｍのミクロ試料を作製し、実施例１と同様の評価を行った。

表６には、連続鋳造工程での浸漬ノズルの閉塞状況の指標として、ノズル上部に設置された溶鋼流量を制御するスライディングゲートの開度の１ヒートあたりの上昇分を△％／ヒートを示した。また、冷延鋼板のスリバー疵については、鋼帯１０００ｍ当たりの表面欠陥発生個数を示した。そして、鋼帯の欠陥発生率が０．５個／１０００ｍ未満を良好とし、１．０個／１０００ｍ以上を不良とした。

溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板および冷延鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、圧延方向の降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。ｒ値は実施例１と同様に求めた。

結果を表４〜６にそれぞれ示す。

表３〜６における試料Ｎｏ．２−１〜２−４は、本発明で規定する条件を全て満足する実施例であり、試料Ｎｏ．２−５〜２−１０はこれらのうちの少なくとも一つを満足しない比較例である。

試料Ｎｏ．２−１〜２−４は、溶鋼中の介在物組成割合が３０％以上と高く、そのためノズル閉塞の指標であるノズル開度の上昇も１ヒートあたり２％以下と少なく、安定して多連鋳が可能な状態である。さらには、鋼板の欠陥発生率が０．５個／１０００ｍと少ないことから、本鋼の特徴である表面性状が美麗な薄鋼板が得られることがわかる。さらには、平均ｒ値は１．８以上であり深絞り性も優れている。

これに対し、試料Ｎｏ．２−５は、Ｔｉ調整前の全酸素濃度が高く、圧延鋼材中ＳｉＯ_２濃度が１％を超え、平均ｒ値が低下した。
試料Ｎｏ．２−６は、Ｔｉ濃度が少ないために介在物中ＭｎＯ濃度およびＳｉＯ_２濃度が高くなり、平均ｒ値が低下した。

試料Ｎｏ．２−７は、Ｔｉ調整後の酸素濃度が低くＡｌ濃度が０．００３％以上であるので、圧延鋼材中のＡｌ_２Ｏ_３濃度が３５％を超え、その結果溶鋼段階での液相率が７％と低く、ノズル開度も１ヒート当たり５％以上となり、安定した多連鋳が困難な結果となった。

試料Ｎｏ．２−８は、Ｔｉ調整前の全酸素濃度が高く、結果として圧延鋼材中の介在物のＴｉＯ_２濃度が５０％を下回るため、平均ｒ値が低い結果となった。
試料Ｎｏ．２−９は、Ｔｉ調整前の全酸素濃度が低く、Ｔｉ調整後の介在物組成制御が難しくなり、この例では結果として圧延鋼材中の介在物のその他酸化物濃度が１０％を超えたため、平均ｒ値が低い結果となった。

さらに、試料Ｎｏ．２−１０は、Ｔｉ濃度が０．０５％を超えるため、圧延鋼材での介在物中のＴｉＯ_２濃度が９５％を超え、また溶鋼中介在物の液相介在物割合も７％と低く、ノズル開度の変化も大きくなり多連鋳への適用が困難であり、Ｔｉ脱酸鋼の特徴である欠陥発生率の低減もできなかった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０２５％以下、Ｓｉ:０．００３％以上０．１２％以下、Ｍｎ:０．０５％以上２．５％以下、Ｐ:０．１５％以下、Ｓ:０．０２％以下、Ｎ:０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ:０．０００２％以上０．００３％以下、Ｔｉ:０．００５％以上０．０５％以下、Ｎｂ:０．００５％以上０．２０％以下を含有し、全酸素濃度Ｔ．Ｏ：０．００３％以上０．００８％以下を含み、介在物に因る酸素濃度Ｏｉｎｃ：０．００２５％以上０．００７％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、鋼材中の酸化物系介在物のＳｉＯ_２が１．０％未満であり、９０．０％以上がＴｉＯｘ、Ａｌ_２Ｏ_３およびＭｎＯの３元系から構成され、該３元系での組成範囲がＴｉＯｘ：５０．０％以上９５．０％以下、Ａｌ_２Ｏ_３：３．０％以上３５．０％以下、ＭｎＯ：２．０％以上２５．０％以下にあることを特徴とする極低炭素鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％でＢ:０．００２０％以下を有する請求項１に記載された極低炭素鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ: １．０％以下、Ｎｉ: １．０％以下、およびＣｒ:１．０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を有する請求項１または請求項２に記載された極低炭素鋼板。
転炉精錬および真空精錬を含む精錬を経て行う請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された極低炭素鋼板の製造方法であって、
質量％で、該精錬におけるＴｉ添加によるＴｉ調整前の溶鋼の酸素濃度が０．００４％以上０．０１５％以下の段階で溶鋼にＴｉを添加し、溶鋼中のＴｉ濃度を０．００５％以上０．０５％以下とするとともに溶鋼中のＯ濃度を０．００３％以上０．００８％以下としてから、連続鋳造することを特徴する極低炭素鋼板の製造方法。