JP5277556B2 - 含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法及び含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法 - Google Patents

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及び含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法に関し、詳しくは、鋼中の酸化物系介在物の量及び組成を制御し、酸化物系介在物や気泡による表面欠陥、並びに、酸化物系介在物起因によるプレス割れに対する抵抗性を高めた、表面性状及び内質に優れる冷延鋼板の素材となる含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法及び含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法に関するものである。

近年、自動車用薄鋼板などの冷延用極低炭素鋼では、溶鋼中に０．００５質量％以上のＡｌが残留するように、溶鋼をＡｌで脱酸処理することによって、低コストで鋼の清浄化を図ることが主流となっている。

しかし、このＡｌによる脱酸では、ガス攪拌装置やＲＨ真空脱ガス装置などを用いて溶鋼を攪拌し、生成する脱酸生成物（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（Ａｌ₂ Ｏ₃ ）が残留する。しかも、残留する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、浮上・分離しにくいために、鋼中には数１００μｍ以上のクラスター状のＡｌ₂Ｏ₃ 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状Ａｌ₂ Ｏ₃ 介在物が、仮に、連続鋳造時に鋳片表層部に捕捉された場合には、薄鋼板において、ヘゲ、スリバーのような表面欠陥になり、冷延鋼板の表面清浄を損なうことになる。

また、Ａｌ脱酸で生成した固相のＡｌ₂ Ｏ₃ は、連続鋳造において、タンディッシュからモールドへと溶鋼を注入するために使用する浸漬ノズルの内壁に付着堆積し、浸漬ノズルの閉塞を起こすという問題もある。そのために、連続鋳造時には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、ノズルの閉塞を抑制す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Ａｌ₂Ｏ₃ とともに補足され、スケール、ヘゲ、スリバーのような表面欠陥になり、冷延鋼板の表面清浄を損なうことになっていた。

このように、Ａｌ脱酸鋼の場合、多くの問題点があるために、最近では、Ａｌを添加せずに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脱酸鋼では、クラスター状介在物に起因する表面欠陥は減少する。しかしながら、Ｔｉ濃度が０．０１質量％以上で且つ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ことから、連続鋳造時においては、Ｔｉ酸化物の周囲に地金を取り込んだ形で浸漬ノズルの内面に付着成長する結果、浸漬ノズルの閉塞の原因となる。

そこで、このような問題点を解決する手段として、特許文献１には、ＡｌレスＴｉ脱酸鋼において、浸漬ノズル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って、ノズル内面に成長するＴｉ₃ Ｏ₅ の成長を防止する方法が提案されている。しかしながら、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、ノズル閉塞の進行とともにモールド内湯面のレベル制御が不安定になることから、根本的な解決手段にはなっていない。

また、この極低炭素Ｔｉ脱酸鋼において、連続鋳造時にノズル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清浄に優れた含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板を得る手段として、特許文献２、特許文献３及び特許文献４には、Ｔｉ脱酸後に金属ＣａまたはＣａ含有合金を添加して、脱酸生成物をＴｉ酸化物−Ａｌ₂ Ｏ₃ −ＣａＯ及び／またはＲＥＭ酸化物の低融点酸化物とし、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する方法が提案されている。しかしながら、Ｃａ添加時に溶鋼がスラグや大気などにより再酸化され、溶鋼中の酸素濃度及び酸化物系介在物が増加し、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。

また更に、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するべく、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_O ／ｔ≦１００（但し、ａ_O ：Ａｌ添加前の酸素の含有量（ｐｐｍ）、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って、冷延鋼板中の介在物組成を、Ａｌ₂ Ｏ₃ ：１０〜３０質量％、Ｃａ及び／または金属ＲＥＭの酸化物：５〜３０質量％、Ｔｉ酸化物：５０〜９０質量％にする方法が開示されている。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、溶鋼中の酸素濃度及び酸化物系介在物が増加し、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依然として起こる。
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

上記の説明のように、従来、冷延鋼板用素材であるＴｉ脱酸鋼においては、連続鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を防止する、或いは、酸化物系介在物を低減するべく、種々の対策が実施されてきたが、鋳片に残留する大型の酸化物系介在物に起因して冷延鋼板のプレス成型時に割れが発生するなど、未だ完全には対処できていないのが現状であり、製造コストの上昇をもたらしていた。

本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、Ｔｉ脱酸により冷延鋼板用素材の極低炭素鋼を製造するに当たり、酸化物系介在物や気泡による表面欠陥、並びに、酸化物系介在物起因によるプレス割れに対する抵抗性を高めた、表面性状及び内質に優れる冷延鋼板の素材となる含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法及び含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法を提供することである。

本発明者等は、従来技術が抱えている上記問題点を解決するべく実験、研究を重ねた結果、以下に述べるような要旨構成で示される含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法及び含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法を開発するに至った。

即ち、本願第１の発明に係る含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法は、Ｃ含有量が０．０２質量％以下で、Ｔｉを０．０２質量％以上、Ｃａを０．０００５質量％以上含有する含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法であって、転炉から出鋼後の溶鋼を真空脱ガス設備において、先ず、真空脱炭処理し、次いで、溶鋼中にＴｉ含有合金を添加して脱酸処理し、この脱酸処理によって［質量％Ａｌ］≦［質量％Ｔｉ］／１０を満足する組成の脱酸溶鋼とし、その後、該脱酸溶鋼中に介在物組成調整用の金属ＣａまたはＣａ含有合金を添加し、金属ＣａまたはＣａ含有合金の添加後、更に、真空脱ガス設備にて、攪拌処理時間が、Ｔｉ脱酸後の溶鋼中全酸素濃度及び攪拌処理時の真空度に対して下記の（１）式を満足する範囲となるように、攪拌処理を実施して、溶鋼中の全酸素濃度を０．００７質量％以下に調製するとともに、溶鋼中の酸化物組成を、Ｔｉ酸化物が３０質量％以上９０質量％以下、ＣａＯが１０質量％以上５０質量％以下、Ａｌ₂ Ｏ₃ が５０質量％以下、その他成分が不可避的酸化物となるように調製することを特徴とするものである。但し、（１）式において、ｔは攪拌処理時間（ｍｉｎ）、Ｔ［Ｏ］は溶鋼中全酸素濃度（質量％）、Ｐは攪拌処理時の真空度（torr）である。

第２の発明に係る含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法は、第１の発明において、Ｔｉ含有合金を添加して溶鋼を脱酸処理した後の取鍋内スラグ中のトータル鉄含有量とＭｎＯ含有量との合計値を５質量％以下にすることを特徴とするものである。

第３の発明に係る含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法は、第１または第２の発明において、真空脱ガス設備としてＲＨ真空脱ガス装置を用いることを特徴とするものである。

第４の発明に係る含Ｔｉ極低炭素鋼鋳片の製造方法は、第１ないし第３の発明の何れか１つに記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法によって溶製された溶鋼を、タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを介してタンディッシュから鋳型に注入して鋳造する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼に希ガスまたは非酸化性ガスを吹き込むことなく鋳造することを特徴とするものである。

本発明によれば、Ｃ含有量が０．０２質量％以下で、Ｔｉを０．０２質量％以上、Ｃａを０．０００５質量％以上含有する冷延鋼板用の極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製する際に、Ａｌ量に応じてＴｉの添加量を調整して溶鋼中の［質量％Ａｌ］／［質量％Ｔｉ］を適正範囲に調製するとともに、Ｃａ添加後の減圧下での攪拌処理によって溶鋼中の酸化物の量及び組成を調製するので、連続鋳造時においてＡｒガスなどを吹き込むことなく浸漬ノズルの閉塞を防止し、表面性状及び内質に優れる冷延鋼板、特に介在物や気泡による表面欠陥、及び、内部介在物起因によるプレス割れに対する抵抗性を高めた含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板用の溶鋼及び鋳片を容易に得ることができる。

以下、本発明を具体的に説明する。

本発明においては、Ｃ含有量が０．０２質量％以下で、Ｔｉを０．０２質量％以上、Ｃａを０．０００５質量％以上含有する冷延鋼板用の極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を処理対象とし、とりわけ脱酸処理に当たっては、Ａｌ量に応じてＴｉの添加量を調整し、また、Ｃａ添加後の減圧下での攪拌処理によって溶鋼中の酸化物の量及び組成を制御するようにした点に特徴がある。

即ち、本発明においては、第１に、転炉から出鋼された溶鋼を真空脱ガス設備、望ましくはＲＨ真空脱ガス装置にて、真空脱炭処理して炭素含有量を０．０２質量％以下とした上で、この溶鋼中に、Ｔｉ含有合金としてＴｉ−Ｆｅ合金などを添加して脱酸処理する際に、脱酸溶鋼中のＡｌ含有量及びＴｉ含有量が、［質量％Ａｌ］≦［質量％Ｔｉ］／１０を満足するように調整することを特徴とする。この範囲を外れてＡｌ含有量が多くなると、Ｔｉ脱酸鋼ではなくＡｌ脱酸鋼となり、Ａｌ₂ Ｏ₃ クラスターが大量に生成し、たとえその後にＴｉ含有合金を添加してＴｉ濃度を増加させても、Ａｌ₂Ｏ₃ クラスターの十分な還元はできず、鋼中にＡｌ₂ Ｏ₃ クラスターがクラスター状の酸化物系介在物として残存する。その後、Ｃａを添加することによって、低融点介在物への介在物の形態制御を実施するが、Ａｌ₂Ｏ₃ クラスターが残存する場合には、生成する介在物はＣａＯ・Ａｌ₂ Ｏ₃ となり発錆の起点になりやすくなるとともに、Ａｌ₂Ｏ₃ クラスターを還元した介在物は巨大なＣａＯ・Ａｌ₂ Ｏ₃ 介在物となる。

但し、溶鋼中のＴｉ含有量が０．０２質量％未満では、脱酸能力が弱く溶鋼中の全酸素濃度が高くなるので、不都合である。一方、ＴｉＮの大量生成による浸漬ノズルでの閉塞防止を図るには、Ｔｉ含有量は０．１５質量％以下が望ましい。従って、本発明の対象とする含Ｔｉ極低炭素鋼のＴｉ含有量は、０．０２〜０．１５質量％となる。

この場合、真空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の何れかにて予備脱酸して、溶鋼中の溶存酸素濃度を予め２００ｐｐｍ以下にすることが好ましい。このようにすることで、高価なＴｉの使用量を削減することができる。

また、本発明においては、第２に、Ｔｉ含有合金によって溶鋼を脱酸処理した後に、介在物組成調整用の金属Ｃａ、または、５質量％以上のＣａを含有するＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ及びＴｉのうちから選ばれる１種または２種以上を含有するＣａ含有合金を添加し、この金属ＣａまたはＣａ含有合金の添加後、更に、真空脱ガス設備において減圧下での攪拌処理を実施して、溶鋼中の全酸素濃度を０．００７質量％以下に調製するとともに、溶鋼中の酸化物組成を、Ｔｉ酸化物が３０質量％以上９０質量％以下、ＣａＯが１０質量％以上５０質量％以下、Ａｌ₂ Ｏ₃ が５０質量％以下である低融点の介在物組成とする。その結果、連続鋳造工程において、タンディッシュ底部に設置される浸漬ノズルでの介在物の付着を効果的に防止することが可能となる。

溶鋼中酸化物のＣａＯの濃度が５０質量％を超えると、酸化物が液相状態となって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、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という知見が得られている。一方、酸化物のＣａＯの濃度が１０質量％未満になると、低融点の介在物組成とならない。従って、酸化物中のＣａＯの濃度は１０質量％以上５０質量％以下にする必要がある。また、酸化物中のＡｌ₂ Ｏ₃ の濃度が５０質量％を超えると、高融点組成となり、浸漬ノズルでの閉塞が起きるだけでなく、介在物はクラスター状になり、最終製品での酸化物系介在物性の欠陥が増加する。従って、酸化物中のＡｌ₂Ｏ₃ の濃度は５０質量％以下にする必要がある。尚、この場合に、溶鋼中の酸化物が、不可避に混入するＳｉＯ₂ 、ＭｇＯなどの酸化物を５質量％以下の範囲内で含有するものであっても構わない。

金属ＣａまたはＣａ含有合金の溶鋼への添加方法は、通常、大気圧下で、金属ＣａまたはＣａ含有合金の鉄被覆ワイヤーを溶鋼中に供給する、或いは、金属Ｃａ粉またはＣａ含有合金粉を、インジェクションランスを介して搬送用ガスとともに溶鋼中に吹き込んで添加することが一般的である。本発明においても、鉄被覆ワイヤー或いはインジェクションランスにより添加することが好ましい。尚、ＲＨ真空脱ガス装置などの真空脱ガス設備で処理中の減圧下の溶鋼に金属ＣａまたはＣａ含有合金を添加する方法であっても構わない。但し、Ｃａは蒸気圧が高いことから真空脱ガス設備で添加すると、本来歩留りが低く、その上に、真空脱ガス設備の生産性を確保する必要上、金属ＣａまたはＣａ含有合金を一気に添加するために激しく反応し、更に歩留りが低下するという問題がある。これらを解消する上からも、大気圧下で鉄被覆ワイヤー或いはインジェクションランスにより添加することが好ましい。

大気圧下でのＣａ添加では、溶鋼は激しく攪拌され、溶鋼上にあるスラグの溶鋼中への巻き込みが発生するとともに、スラグ中のＦｅＯやＭｎＯなどの酸化物及び大気中酸素との反応により溶鋼は再酸化され、溶鋼中の介在物量が増加する。そのため、本発明においては、金属ＣａまたはＣａ含有合金の添加後、真空脱ガス設備、望ましくはＲＨ真空脱ガス装置を用いて減圧下で溶鋼の攪拌処理を実施し、介在物量の浮上・分離を促進させる。ＲＨ真空脱ガス装置では、真空槽と取鍋との間を連続的に溶鋼が環流しているので、この還流によって溶鋼に対して高い攪拌効果が期待できる。

その際に、減圧下での攪拌処理時間が短い場合は清浄性改善効果が小さく、一方、減圧下での攪拌処理時間が長い場合には鋼中のＣａが蒸発するために、溶鋼中のＣａ濃度が低下し、それに伴って介在物中のＣａＯ濃度が低下して介在物が高融点化するという問題が発生する。

そこで、本発明においては、Ｃａ添加後の減圧下での攪拌処理時間を適正化することによって溶鋼の清浄化を図り、且つ、介在物が高融点介在物にならないようにすることを狙っている。

介在物を十分に減少させるためには、Ｃａ添加後の攪拌処理時間が長い方が良く、攪拌処理時間はＣａ添加前の溶鋼中の全酸素濃度（Ｔ［Ｏ］）が高いほど長くする必要がある。多くの操業結果より、攪拌処理時間をｔとすると、図１に示すように、攪拌処理時間（ｔ）を、下記の（２）式を満足する範囲内とすることで、鋼中の介在物量は低減し、バルジ試験における割れ部の歪み率を４０％以上にできることが確認された。攪拌処理時間（ｔ）が（２）式の範囲よりも短い場合には、介在物量が増加し、割れ部の歪み率は低下する。

一方、Ｃａ添加後の攪拌処理時間を過剰に延ばすと、上述したように、溶鋼が減圧下に曝されるために溶鋼中のＣａが蒸発して溶鋼中のＣａ濃度が低下し、その結果、介在物中のＣａＯ濃度が低下する。介在物中のＣａＯ濃度が低下すると介在物の融点は上昇し、介在物は溶鋼中で固相状態となる。介在物が固相状態、特に、融点が１６００〜１７００℃程度になると介在物同士が接触した際に焼結しやすく、連続鋳造工程での浸漬ノズルの閉塞が急激に増大する。溶鋼中のＣａ濃度は真空度が高いほど蒸発速度が大きく、従って、介在物が低融点組成を維持し、連続鋳造工程での浸漬ノズルの閉塞を防止するためには、図２に示すように、攪拌処理時間（ｔ）を、攪拌処理時の真空度に対して下記の（３）式に示す範囲内とすることが重要であることが確認された。攪拌処理時間（ｔ）が（３）式の範囲よりも長い場合には、介在物が固相状態となり、連続鋳造工程での浸漬ノズルの閉塞が発生する。また、本発明者等は、攪拌処理時間（ｔ）が（３）式の範囲内であれば、溶鋼中に０．０００５質量％以上のＣａを確保できることを確認している。

即ち、本発明においては、Ｃａ添加後の攪拌処理時間（ｔ）を下記の（１）式の範囲内に設定することが極めて重要であることが分った。攪拌処理時間（ｔ）がこの範囲内であれば、溶鋼中の全酸素濃度を０．００７質量％以下に調製することができるとともに、溶鋼中の酸化物組成を、Ｔｉ酸化物が３０質量％以上９０質量％以下、ＣａＯが１０質量％以上５０質量％以下、Ａｌ₂ Ｏ₃ が５０質量％以下である低融点の介在物組成とすることができることを、本発明者等は確認している。

また更に、本発明においては、Ｔｉ含有合金の添加により溶鋼を脱酸処理した後の取鍋内の溶鋼上に存在するスラグにおいて、スラグ中のトータル鉄（以下、「T.Fe」と記す）の含有量とＭｎＯ含有量との合計値が５質量％以下になるように、取鍋内スラグを改質することが好ましいことが分った。取鍋内スラグの改質は、金属Ａｌなどの強脱酸元素を取鍋内スラグに添加することで、容易になすことができる。取鍋内スラグの改質時期は、Ｔｉ含有合金の添加による溶鋼の脱酸処理以降に行う必要はなく、転炉からの出鋼時や出鋼直後に予め実施しても何ら問題にならない。ここで、スラグ中のT.Feとは、スラグ中の全ての鉄酸化物（ＦｅＯやＦｅ₂Ｏ₃ など）の鉄分の合計値である。

攪拌処理時間（ｔ）を上記（１）式の範囲とし、更に、T.FeとＭｎＯとの合計含有量が５質量％以下になるように取鍋内スラグを改質することで、図３に示すように、バルジ試験における割れ部の歪み率を５０％以上にすることが可能となる。尚、本発明におけるバルジ試験の割れ部の歪み率とは、１０回測定試験を行い、各サンプルの割れ部における最小の板厚方向の歪み率である。

また、本発明においては、上記の溶製方法により得られた含Ｔｉ極低炭素鋼の溶鋼を連続鋳造するに当たり、タンディッシュ底部に設置された、鋳型に溶鋼を注入するための浸漬ノズルを流下する溶鋼に、Ａｒガスなどの希ガス或いはＮ₂ ガスなどの非酸化性性ガスを吹き込むことなく鋳造することが好ましい。上記の溶製方法を行えば、連続鋳造にてＡｒガスやＮ₂ガスなどのガスを吹き込むことなく浸漬ノズルのノズル詰りを防止することが可能であり、ガスを吹き込まないことにより、連続鋳造スラブの気泡性欠陥、最終的には最終製品の冷延板、鍍金鋼板におけるヘゲ、スリバー、スケールなどの表面欠陥を大きく低減することが可能となる。

以上説明したように、本発明によれば、Ｃ含有量が０．０２質量％以下で、Ｔｉを０．０２質量％以上、Ｃａを０．０００５質量％以上含有する冷延鋼板用の極低炭素Ｔｉ脱酸鋼を溶製する際に、Ａｌ量に応じてＴｉの添加量を調整して溶鋼中の［質量％Ａｌ］／［質量％Ｔｉ］を適正範囲に調製するとともに、Ｃａ添加後の減圧下での攪拌処理によって溶鋼中の介在物の量及び組成を調製するので、連続鋳造時においてＡｒガスなどを吹き込むことなく浸漬ノズルの閉塞を防止し、介在物や気泡による表面欠陥、及び、内部介在物起因によるプレス割れに対する抵抗性を高めた含Ｔｉ極低炭素冷延鋼板用の溶鋼及び鋳片を容易に得ることが可能となる。

３００トンの溶鋼を転炉から出鋼後、スラグ中のＦｅＯ及びＭｎＯを還元するために取鍋内溶鋼上にＡｌ滓（「Ａｌドロス」ともいう）を４００ｋｇ添加した。

その後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ：０．００１１質量％、Ｓｉ：０．０１質量％、Ｍｎ：０．１５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００５質量％に調製し、温度を１６００℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを溶鋼トン当たり０．５ｋｇ（以下「ｋｇ／ｔ」と記す）添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１２０ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０．００２質量％であった。次いで、この溶鋼に、Ｔｉ含有量が７０質量％であるＴｉ−Ｆｅ合金を１．０ｋｇ／ｔ添加して脱酸処理した。Ｔｉ−Ｆｅ合金を添加してから７分経過した時点で真空脱ガス処理を終了した。真空脱ガス処理終了時の溶鋼中のＴｉ濃度は０．０４質量％、Ａｌ濃度は０．００２質量％、全酸素濃度は３０ｐｐｍであった。

真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼中に、Ｃａを３０質量％、Ｓｉを７０質量％含有するＣａ−Ｓｉ合金粉を薄鋼板で被覆した鉄被覆ワイヤーを用いてワイヤーフィーダー法によって０．３ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の介在物組成制御を行った。

その後、この溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空槽内の真空度を１０torrとして攪拌処理を５分間行った。前述した（１）式左辺の値は２．２分、（１）式右辺の値は２０．８分であり、５分間の攪拌処理時間はその範囲に入る。また、処理終了後のスラグ組成を分析した結果、スラグ中のT.Fe含有量とＭｎＯ含有量との合計値（以下、「T.Fe＋ＭｎＯ」と記す）は４．２質量％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、７０質量％Ｔｉ₂ Ｏ₃ −１５質量％ＣａＯ−１５質量％Ａｌ₂ Ｏ₃ の球状介在物であった。また、連続鋳造時には、浸漬ノズル内を流下する溶鋼中にＡｒガスやＮ₂ガスなどのガスを吹き込むことなく鋳造した。鋳造後、浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。

得られたスラブを３．５ｍｍ厚みまで熱間圧延し、その後、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、更に、７８０℃で４５秒間焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性及び気泡性の欠陥は０．２個／１０００ｍしか認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸鋼と同じく問題はなかった。更に、冷延鋼板をバルジ試験（２００ｍｍ角のサンプルを１０枚抽出し、サンプルを油圧で膨らませ、破断（割れ）部分の板厚測定より板厚方向の歪み率を算出し、１０点の最小値を最小歪み率とする）に供した結果、最小歪み率は５０％であり良好であった。

３００トンの溶鋼を転炉から出鋼後、スラグ中のＦｅＯ及びＭｎＯを還元するために取鍋内溶鋼上にＡｌ滓を２００ｋｇ添加した。

その後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ：０．００１２質量％、Ｓｉ：０．０１質量％、Ｍｎ：０．１２質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００５質量％に調製し、温度を１６２０℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを０．６ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１１０ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０．００２質量％であった。次いで、この溶鋼に、Ｔｉ含有量が７０質量％であるＴｉ−Ｆｅ合金を１．２ｋｇ／ｔ添加して脱酸処理した。Ｔｉ−Ｆｅ合金を添加してから７分経過した時点で真空脱ガス処理を終了した。真空脱ガス処理終了時の溶鋼中のＴｉ濃度は０．０４５質量％、Ａｌ濃度は０．００２質量％、全酸素濃度は４０ｐｐｍであった。

真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼中に、Ｃａを３０質量％、Ｓｉを７０質量％含有するＣａ−Ｓｉ合金粉を薄鋼板で被覆した鉄被覆ワイヤーを用いてワイヤーフィーダー法によって０．４ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の介在物組成制御を行った。

その後、この溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空槽内の真空度を５０torrとして攪拌処理を１０分間行った。前述した（１）式左辺の値は２．８分、（１）式右辺の値は２６．６分であり、１０分間の攪拌処理時間はその範囲に入る。また、処理終了後のスラグ組成を分析した結果、T.Fe＋ＭｎＯは６．２質量％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、６７質量％Ｔｉ₂ Ｏ₃ −１８質量％ＣａＯ−１５質量％Ａｌ₂Ｏ₃ の球状介在物であった。また、連続鋳造時にはＡｒガスを浸漬ノズル内に５ＮＬ／ｍｉｎ吹き込んで鋳造した。鋳造後、浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。

得られたスラブを３．５ｍｍ厚みまで熱間圧延し、その後、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、更に、７８０℃で４５秒間焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性及び気泡性の欠陥は０．７個／１０００ｍしか認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸鋼と同じく問題はなかった。更に、冷延鋼板をバルジ試験（２００ｍｍ角のサンプルを１０枚抽出し、サンプルを油圧で膨らませ、破断（割れ）部分の板厚測定より板厚方向の歪み率を算出し、１０点の最小値を最小歪み率とする）に供した結果、最小歪み率は４５％であり比較的良好であった。

比較例１

３００トンの溶鋼を転炉から出鋼後、スラグ中のＦｅＯ及びＭｎＯを還元するために取鍋内溶鋼上にＡｌ滓を１００ｋｇ添加した。

その後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ：０．００１５質量％、Ｓｉ：０．０１質量％、Ｍｎ：０．１６質量％、Ｐ：０．０１２質量％、Ｓ：０．００６質量％に調製し、温度を１６０５℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを０．５ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１２５ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０．００２質量％であった。次いで、この溶鋼に、Ｔｉ含有量が７０質量％であるＴｉ−Ｆｅ合金を１．０ｋｇ／ｔ添加して脱酸処理した。Ｔｉ−Ｆｅ合金を添加してから８分経過した時点で真空脱ガス処理を終了した。真空脱ガス処理終了時の溶鋼中のＴｉ濃度は０．０４５質量％、Ａｌ濃度は０．００２質量％、全酸素濃度は４０ｐｐｍであった。

真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼中に、Ｃａを３０質量％、Ｓｉを７０質量％含有するＣａ−Ｓｉ合金粉を薄鋼板で被覆した鉄被覆ワイヤーを用いてワイヤーフィーダー法によって０．３ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の介在物組成制御を行った。

その後、この溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空槽内の真空度を５torrとして攪拌処理を２分間行った。前述した（１）式左辺の値は２．８分、（１）式右辺の値は１８．８分であり、２分間の攪拌処理時間はその範囲からは不足した。また、処理終了後のスラグ組成を分析した結果、T.Fe＋ＭｎＯは７．２質量％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、７０質量％Ｔｉ₂ Ｏ₃ −１５質量％ＣａＯ−１５質量％Ａｌ₂Ｏ₃ の球状介在物であった。また、連続鋳造時には、浸漬ノズル内を流下する溶鋼中にＡｒガスやＮ₂ ガスなどのガスを吹き込むことなく鋳造した。鋳造後、浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。

得られたスラブを３．５ｍｍ厚みまで熱間圧延し、その後、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、更に、７８０℃で４５秒間焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性及び気泡性の欠陥は５個／１０００ｍ認められた。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸鋼と同じく問題はなかった。更に、冷延鋼板をバルジ試験（２００ｍｍ角のサンプルを１０枚抽出し、サンプルを油圧で膨らませ、破断（割れ）部分の板厚測定より板厚方向の歪み率を算出し、１０点の最小値を最小歪み率とする）に供した結果、最小歪み率は２７％であり不良であった。

比較例２

３００トンの溶鋼を転炉から出鋼後、スラグ中のＦｅＯ及びＭｎＯを還元するために取鍋内溶鋼上にＡｌ滓を１５０ｋｇ添加した。

その後、３００トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ：０．００１５質量％、Ｓｉ：０．０１質量％、Ｍｎ：０．１４質量％、Ｐ：０．０１３質量％、Ｓ：０．００５質量％に調製し、温度を１６１５℃に調整した。この溶鋼中に、Ａｌを０．５ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１１５ｐｐｍまで低下させた。この時の溶鋼中のＡｌ濃度は０．００２質量％であった。次いで、この溶鋼に、Ｔｉ含有量が７０質量％であるＴｉ−Ｆｅ合金を１．０ｋｇ／ｔ添加して脱酸処理した。Ｔｉ−Ｆｅ合金を添加してから７分経過した時点で真空脱ガス処理を終了した。真空脱ガス処理終了時の溶鋼中のＴｉ濃度は０．０４質量％、Ａｌ濃度は０．００２質量％、全酸素濃度は４０ｐｐｍであった。

真空脱ガス処理終了後、取鍋内の溶鋼中に、Ｃａを３０質量％、Ｓｉを７０質量％含有するＣａ−Ｓｉ合金粉を薄鋼板で被覆した鉄被覆ワイヤーを用いてワイヤーフィーダー法によって０．３ｋｇ／ｔ添加し、溶鋼中の介在物組成制御を行った。

その後、この溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて真空槽内の真空度を１０torrとして攪拌処理を２２分間行った。前述した（１）式左辺の値は２．８分、（１）式右辺の値は２０．９分であり、２２分間の攪拌処理時間はその範囲からは過剰であった。また、処理終了後のスラグ組成を分析した結果、T.Fe＋ＭｎＯは７．０質量％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、８０質量％Ｔｉ₂ Ｏ₃ −７質量％ＣａＯ−１３質量％Ａｌ₂Ｏ₃ の塊状の介在物であった。また、連続鋳造時にはＡｒガスを浸漬ノズル内に５ＮＬ／ｍｉｎ吹き込んで鋳造した。鋳造後、浸漬ノズル内には付着物がひどく堆積し、その厚みは２５ｍｍであった。

得られたスラブを３．５ｍｍ厚みまで熱間圧延し、その後、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、更に、７８０℃で４５秒間焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性及び気泡性の欠陥は３個／１０００ｍ認められた。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸鋼と同じく問題はなかった。更に、冷延鋼板をバルジ試験（２００ｍｍ角のサンプルを１０枚抽出し、サンプルを油圧で膨らませ、破断（割れ）部分の板厚測定より板厚方向の歪み率を算出し、１０点の最小値を最小歪み率とする）に供した結果、最小歪み率は４５％であり比較的良好であった。

バルジ試験における板厚歪み率に及ぼす（２）式の右辺と左辺との差の影響を示す図である。 浸漬ノズル内面の付着物厚みに及ぼす（３）式の左辺と右辺との差の影響を示す図である。 バルジ試験おける板厚歪み率へのスラグ中T.Fe+ＭｎＯの影響を示す図である。

Claims (4)

1. Ｃ含有量が０．０２質量％以下で、Ｔｉを０．０２質量％以上、Ｃａを０．０００５質量％以上含有する含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法であって、転炉から出鋼後の溶鋼を真空脱ガス設備において、先ず、真空脱炭処理し、次いで、溶鋼中にＴｉ含有合金を添加して脱酸処理し、この脱酸処理によって［質量％Ａｌ］≦［質量％Ｔｉ］／１０を満足する組成の脱酸溶鋼とし、その後、該脱酸溶鋼中に介在物組成調整用の金属ＣａまたはＣａ含有合金を添加し、金属ＣａまたはＣａ含有合金の添加後、更に、真空脱ガス設備にて、攪拌処理時間が、Ｔｉ脱酸後の溶鋼中全酸素濃度及び攪拌処理時の真空度に対して下記の（１）式を満足する範囲となるように、攪拌処理を実施して、溶鋼中の全酸素濃度を０．００７質量％以下に調製するとともに、溶鋼中の酸化物組成を、Ｔｉ酸化物が３０質量％以上９０質量％以下、ＣａＯが１０質量％以上５０質量％以下、Ａｌ₂ Ｏ₃ が５０質量％以下、その他成分が不可避的酸化物となるように調製することを特徴とする、含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
   ln(T[O]/0.0010)×(1/0.5)≦ｔ≦ 40×(P/760) ^0.15 …（１）
   但し、（１）式において、ｔは攪拌処理時間（ｍｉｎ）、Ｔ［Ｏ］は溶鋼中全酸素濃度（質量％）、Ｐは攪拌処理時の真空度（torr）である。
2. Ｔｉ含有合金を添加して溶鋼を脱酸処理した後の取鍋内スラグ中のトータル鉄含有量とＭｎＯ含有量との合計値を５質量％以下に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. 真空脱ガス設備としてＲＨ真空脱ガス装置を用いることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法。
4. 請求項１ないし請求項３の何れか１つに記載の含Ｔｉ極低炭素鋼の溶製方法によって溶製された溶鋼を、タンディッシュ底部に設置された浸漬ノズルを介してタンディッシュから鋳型に注入して鋳造する際に、前記浸漬ノズルを流下する溶鋼に希ガスまたは非酸化性ガスを吹き込むことなく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。

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