JPH11100611A - 含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法 - Google Patents
含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法Info
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- JPH11100611A JPH11100611A JP26439597A JP26439597A JPH11100611A JP H11100611 A JPH11100611 A JP H11100611A JP 26439597 A JP26439597 A JP 26439597A JP 26439597 A JP26439597 A JP 26439597A JP H11100611 A JPH11100611 A JP H11100611A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 連続鋳造時にノズル閉塞を招くことなく含Ti
極低炭素鋼の円滑な鋳造を行う方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ≦0.020 wt％, Si≦0.2 wt％, Mn≦1.
0 wt％, Ｓ≦0.050 wt％, Ti≧0.010 wt％を含み、Al≦
(wt%Ti)/５の条件を満足する組成からなる極低炭素Ti脱
酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガス装置に
よる脱炭処理したのち、Ti含有合金によって脱酸し、そ
の後、脱酸溶鋼中にCa≧10wt％およびREM≧５wt％の１
種または２種とFe, Al, SiおよびTiのうちから選ばれる
１種または２種以上を含有する介在物組成調整用合金を
添加する。
極低炭素鋼の円滑な鋳造を行う方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ≦0.020 wt％, Si≦0.2 wt％, Mn≦1.
0 wt％, Ｓ≦0.050 wt％, Ti≧0.010 wt％を含み、Al≦
(wt%Ti)/５の条件を満足する組成からなる極低炭素Ti脱
酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガス装置に
よる脱炭処理したのち、Ti含有合金によって脱酸し、そ
の後、脱酸溶鋼中にCa≧10wt％およびREM≧５wt％の１
種または２種とFe, Al, SiおよびTiのうちから選ばれる
１種または２種以上を含有する介在物組成調整用合金を
添加する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、含Ti極低炭素鋼の
製造方法に関し、とくにAl, Si, Mnの使用が制約される
ような極低炭素Ti脱酸鋼を連続鋳造する際に、タンディ
ッシュノズルにおいてノズル詰まりを起こすことがな
く、また、製品中の非金属介在物性の欠陥が少なく、し
かも、発錆の少ない含Ti極低炭素冷延鋼板を製造する方
法を提案する。
製造方法に関し、とくにAl, Si, Mnの使用が制約される
ような極低炭素Ti脱酸鋼を連続鋳造する際に、タンディ
ッシュノズルにおいてノズル詰まりを起こすことがな
く、また、製品中の非金属介在物性の欠陥が少なく、し
かも、発錆の少ない含Ti極低炭素冷延鋼板を製造する方
法を提案する。
【０００２】
【従来の技術】冷延用極低炭素Ti脱酸鋼, とくに含Ti極
低炭素冷延鋼板は、当初、特公昭44−18066 号公報に開
示されているように、脱ガス後にAlを用いずにFeTiで脱
酸する方式のTi脱酸鋼を製造するものであった。しか
し、近年では、含Ti極低炭素鋼を低コストで安定して製
造するために、Alを0.005 wt％以上添加するAl脱酸鋼が
主流となっている。
低炭素冷延鋼板は、当初、特公昭44−18066 号公報に開
示されているように、脱ガス後にAlを用いずにFeTiで脱
酸する方式のTi脱酸鋼を製造するものであった。しか
し、近年では、含Ti極低炭素鋼を低コストで安定して製
造するために、Alを0.005 wt％以上添加するAl脱酸鋼が
主流となっている。
【０００３】ところで、このAlによる脱酸では、ガス攪
拌やＲＨ脱ガス装置において生成する酸化物を凝集, 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 (Al2O3)が残留する。しかも、
残留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分離浮上しにくいため、鋼中
には数100 μｍ以上のクラスター状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がもし、連
続鋳造時に鋳片表層部に捕捉された場合、ヘゲ, スリー
バ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Al2O
3 は、連続鋳造において、タンディッシュからモールド
へ注入するために使用するイマージョンノズルの内壁に
付着堆積し、ノズルの閉塞を起こすという問題もあっ
た。
拌やＲＨ脱ガス装置において生成する酸化物を凝集, 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 (Al2O3)が残留する。しかも、
残留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分離浮上しにくいため、鋼中
には数100 μｍ以上のクラスター状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がもし、連
続鋳造時に鋳片表層部に捕捉された場合、ヘゲ, スリー
バ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Al2O
3 は、連続鋳造において、タンディッシュからモールド
へ注入するために使用するイマージョンノズルの内壁に
付着堆積し、ノズルの閉塞を起こすという問題もあっ
た。
【０００４】このように、Al脱酸鋼の場合、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。というのは、Ti脱酸の場合、
Al脱酸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脱酸で
は、クラスター状介在物による表面欠陥は減少する。し
かしながら、Ti濃度が0.010 wt％以上で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か
ら、連続鋳造時において地金を取り込んだ形でタンディ
ッシュノズルの内面に付着成長する結果、ノズル閉塞の
原因となる。
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。というのは、Ti脱酸の場合、
Al脱酸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脱酸で
は、クラスター状介在物による表面欠陥は減少する。し
かしながら、Ti濃度が0.010 wt％以上で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か
ら、連続鋳造時において地金を取り込んだ形でタンディ
ッシュノズルの内面に付着成長する結果、ノズル閉塞の
原因となる。
【０００５】例えば、特公昭56−29730 号公報にも記載
されているように、Ｃ≧0.50wt％の高炭素鋼の場合、Ti
≦0.015 wt％であってもノズル閉塞の発生は少ない。し
かし、Ｃ＜0.50wt％の極低炭素鋼では、Ti濃度が0.010
wt％にしても脱酸前の初期酸素濃度が高いために生成酸
化物量が多く、かつ凝固温度も高いため、ノズル閉塞が
発生する。とくに、優れた深絞り性を確保のために、0.
010 wt％以上のTiを含有させるような場合、一般には、
タンディッシュノズルの閉塞は避けられないのが実情で
ある。
されているように、Ｃ≧0.50wt％の高炭素鋼の場合、Ti
≦0.015 wt％であってもノズル閉塞の発生は少ない。し
かし、Ｃ＜0.50wt％の極低炭素鋼では、Ti濃度が0.010
wt％にしても脱酸前の初期酸素濃度が高いために生成酸
化物量が多く、かつ凝固温度も高いため、ノズル閉塞が
発生する。とくに、優れた深絞り性を確保のために、0.
010 wt％以上のTiを含有させるような場合、一般には、
タンディッシュノズルの閉塞は避けられないのが実情で
ある。
【０００６】このような問題点を解決する方法として、
従来、特開平８−281391号公報では、AlレスTi脱酸鋼に
おいて、タンディッシュノズルの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り、
ノズル内面に成長するTi2O3の成長を防止する方法を提
案している。しかし、Ti脱酸鋼の場合、酸素濃度は30pp
m 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、閉塞の進行とともにモールド内の湯面のレ
ベル制御が不安定になるため、根本的な解決にはなって
いない。
従来、特開平８−281391号公報では、AlレスTi脱酸鋼に
おいて、タンディッシュノズルの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り、
ノズル内面に成長するTi2O3の成長を防止する方法を提
案している。しかし、Ti脱酸鋼の場合、酸素濃度は30pp
m 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、閉塞の進行とともにモールド内の湯面のレ
ベル制御が不安定になるため、根本的な解決にはなって
いない。
【０００７】また、特開平８−281390号公報では、Alレ
スTi脱酸鋼においてタンディッシュノズルの閉塞の防止
策として、溶鋼Si濃度の適正化と、介在物組成をTi3O5
- SiO2形にすることにより、ノズル内面に成長するTi2O
3 の成長を防止する方法を提案している。しかし、Siの
増加は材質の硬化を招き、また、めっき性が悪化するた
め、望ましい方法とは言えず、ノズル閉塞の防止に対す
る根本的な解決にはなっていない。
スTi脱酸鋼においてタンディッシュノズルの閉塞の防止
策として、溶鋼Si濃度の適正化と、介在物組成をTi3O5
- SiO2形にすることにより、ノズル内面に成長するTi2O
3 の成長を防止する方法を提案している。しかし、Siの
増加は材質の硬化を招き、また、めっき性が悪化するた
め、望ましい方法とは言えず、ノズル閉塞の防止に対す
る根本的な解決にはなっていない。
【０００８】また、特公平７−47764 号公報では、Mn：
0.03〜1.5 wt％、Ti：0.02〜1.5 wt％となるように脱酸
し、鋼中の介在物をMnO ：17〜31wt％のMnO −Ti系酸化
物からなる低融点組成の介在物とした非時効性冷延鋼板
を提案している。たしかに、この技術については、溶鋼
中において液相状態である低融点組成のMnO −Ti系酸化
物を介在物として生成させるので、この介在物を含んだ
溶鋼をタンディッシュノズルに通過させてもノズルに付
着することなくモールドに注入でき、タンディッシュノ
ズルの閉塞防止には有効であると言える。
0.03〜1.5 wt％、Ti：0.02〜1.5 wt％となるように脱酸
し、鋼中の介在物をMnO ：17〜31wt％のMnO −Ti系酸化
物からなる低融点組成の介在物とした非時効性冷延鋼板
を提案している。たしかに、この技術については、溶鋼
中において液相状態である低融点組成のMnO −Ti系酸化
物を介在物として生成させるので、この介在物を含んだ
溶鋼をタンディッシュノズルに通過させてもノズルに付
着することなくモールドに注入でき、タンディッシュノ
ズルの閉塞防止には有効であると言える。
【０００９】しかしながら、この技術の実施に当たっ
て、MnO を17〜31wt％含有するMnO −Ti系酸化物を得る
ためには、溶鋼中のMn濃度とTi濃度の関係において、Mn
およびTiと酸素との親和力の違いから、溶鋼中のMnとTi
の濃度比を、wt％Mn／wt％Ti≧100 とする必要がある
(森岡泰行, 森田一樹ら：鉄と鋼, 81(1995), p40 ) 。
したがって、鋼中のTi濃度が0.010 wt％の場合、MnO を
17〜31wt％含有するMnO −Ti系酸化物を得るためには、
Mn濃度は1.0 wt％以上が必要となる。しかし、Mn含有量
が1.0 wt％を超えると材質が硬化し、また、Ti含有量が
0.010 wt％未満だと優れた深絞り性が得られないという
問題がある。したがって、介在物を、MnO ：17〜31wt％
含有するMnO −Ti系酸化物にすることは、実際には困難
である。
て、MnO を17〜31wt％含有するMnO −Ti系酸化物を得る
ためには、溶鋼中のMn濃度とTi濃度の関係において、Mn
およびTiと酸素との親和力の違いから、溶鋼中のMnとTi
の濃度比を、wt％Mn／wt％Ti≧100 とする必要がある
(森岡泰行, 森田一樹ら：鉄と鋼, 81(1995), p40 ) 。
したがって、鋼中のTi濃度が0.010 wt％の場合、MnO を
17〜31wt％含有するMnO −Ti系酸化物を得るためには、
Mn濃度は1.0 wt％以上が必要となる。しかし、Mn含有量
が1.0 wt％を超えると材質が硬化し、また、Ti含有量が
0.010 wt％未満だと優れた深絞り性が得られないという
問題がある。したがって、介在物を、MnO ：17〜31wt％
含有するMnO −Ti系酸化物にすることは、実際には困難
である。
【００１０】さらに、特開平８−28139 号公報では、Al
レスTi脱酸鋼において、タンディッシュノズル閉塞の防
止策として、ノズル部材にCaO ・ZrO2粒を含有する耐火
物を用いることにより、溶鋼中のTi3O5 がノズルに捕捉
された場合、TiO2−SiO2−Al 2O3 −CaO −ZrO2系の低融
点介在物となるようにしてその成長を防止する方法を提
案している。しかしながら、この技術では、溶鋼中の酸
素濃度のバラツキにより、酸素が高いと付着介在物中の
TiO2濃度が高くなり、十分に低融点化されないため、ノ
ズル閉塞の改善にはつながらず、一方で酸素濃度が低い
とノズルが溶損する問題があり、十分な対策にはなって
いない。
レスTi脱酸鋼において、タンディッシュノズル閉塞の防
止策として、ノズル部材にCaO ・ZrO2粒を含有する耐火
物を用いることにより、溶鋼中のTi3O5 がノズルに捕捉
された場合、TiO2−SiO2−Al 2O3 −CaO −ZrO2系の低融
点介在物となるようにしてその成長を防止する方法を提
案している。しかしながら、この技術では、溶鋼中の酸
素濃度のバラツキにより、酸素が高いと付着介在物中の
TiO2濃度が高くなり、十分に低融点化されないため、ノ
ズル閉塞の改善にはつながらず、一方で酸素濃度が低い
とノズルが溶損する問題があり、十分な対策にはなって
いない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、連続
鋳造時にノズル閉塞を招くことなく含Ti極低炭素鋼の円
滑な鋳造を行う方法を提案する。本発明の他の目的は、
表面清浄に優れた含Ti極低炭素冷延鋼板を提供すること
にある。本発明のさらに他の目的は、発錆が少なく表面
欠陥の少ない自動車用薄鋼板を提供することにある。
鋳造時にノズル閉塞を招くことなく含Ti極低炭素鋼の円
滑な鋳造を行う方法を提案する。本発明の他の目的は、
表面清浄に優れた含Ti極低炭素冷延鋼板を提供すること
にある。本発明のさらに他の目的は、発錆が少なく表面
欠陥の少ない自動車用薄鋼板を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】発明者らは、従来技術が
抱えている上述した問題点を解決するために実験, 研究
を重ねた結果、以下に述べるような要旨構成で示すこと
ができる含Ti極低炭素鋼の製造方法を開発するに至っ
た。即ち、本発明は、Ｃ≦0.020 wt％, Si≦0.2 wt％,
Mn≦1.0 wt％, Ｓ≦0.050wt％, Ti≧0.010 wt％を含
み、Al≦(wt%Ti)/５の条件を満足する組成からなる極低
炭素Ti脱酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガ
ス装置による脱炭処理したのち、Ti含有合金によって脱
酸し、その後、脱酸溶鋼中にCa≧10wt％およびREM ≧５
wt％の１種または２種とFe, Al, SiおよびTiのうちから
選ばれる１種または２種以上を含有する介在物組成調整
用合金を添加することにより、該溶鋼中の酸化物組成を
Ti酸化物が90wt％以下、CaO , REM 酸化物のいずれか少
なくとも１種の含有量が10wt％以上50wt％以下で、Al2O
3 が70wt％以下にすることを特徴とする含Ti極低炭素鋼
の製造方法である。
抱えている上述した問題点を解決するために実験, 研究
を重ねた結果、以下に述べるような要旨構成で示すこと
ができる含Ti極低炭素鋼の製造方法を開発するに至っ
た。即ち、本発明は、Ｃ≦0.020 wt％, Si≦0.2 wt％,
Mn≦1.0 wt％, Ｓ≦0.050wt％, Ti≧0.010 wt％を含
み、Al≦(wt%Ti)/５の条件を満足する組成からなる極低
炭素Ti脱酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガ
ス装置による脱炭処理したのち、Ti含有合金によって脱
酸し、その後、脱酸溶鋼中にCa≧10wt％およびREM ≧５
wt％の１種または２種とFe, Al, SiおよびTiのうちから
選ばれる１種または２種以上を含有する介在物組成調整
用合金を添加することにより、該溶鋼中の酸化物組成を
Ti酸化物が90wt％以下、CaO , REM 酸化物のいずれか少
なくとも１種の含有量が10wt％以上50wt％以下で、Al2O
3 が70wt％以下にすることを特徴とする含Ti極低炭素鋼
の製造方法である。
【００１３】本発明においては、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のい
ずれかにて予備脱酸することにより、溶鋼中の溶存酸素
濃度を予め200 ppm 以下にすることがより好ましい実施
態様となる。なお、本発明は、不可避に混入するSiO2,
MgＯを５wt％以下の範囲内で含有するものであってもよ
い。
Ti含有合金による脱酸処理に先立って、Al, Si, Mnのい
ずれかにて予備脱酸することにより、溶鋼中の溶存酸素
濃度を予め200 ppm 以下にすることがより好ましい実施
態様となる。なお、本発明は、不可避に混入するSiO2,
MgＯを５wt％以下の範囲内で含有するものであってもよ
い。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明は、Ti≧0.010 wt％を含有
するTi脱酸極低炭素鋼を対象とし、とりわけそのTiの含
有量に応じてAlの添加量を調整することにより、介在物
の組成ならびに形態を制御するようにした点に特徴があ
る。
するTi脱酸極低炭素鋼を対象とし、とりわけそのTiの含
有量に応じてAlの添加量を調整することにより、介在物
の組成ならびに形態を制御するようにした点に特徴があ
る。
【００１５】即ち、本発明は、Al≦(wt%Ti)/５であるTi
脱酸極低炭素鋼である。この点、上記の範囲を外れる
と、Ti脱酸ではなくAl脱酸となり、Al2O3 クラスターが
大量に生成する。本発明では、介在物をTi酸化物を主体
とした酸化物にて構成し、鋼中に５〜20μｍ程度の大き
さのTi酸化物が分散した状態で存在させることにより、
冷延用鋼板の介在物性表面欠陥を防止する。
脱酸極低炭素鋼である。この点、上記の範囲を外れる
と、Ti脱酸ではなくAl脱酸となり、Al2O3 クラスターが
大量に生成する。本発明では、介在物をTi酸化物を主体
とした酸化物にて構成し、鋼中に５〜20μｍ程度の大き
さのTi酸化物が分散した状態で存在させることにより、
冷延用鋼板の介在物性表面欠陥を防止する。
【００１６】ただし、このTiの含有量がTi＜0.010 wt％
では、Ｃ≦0.020 wt％の極低炭素鋼の場合、深絞り性の
確保が難しくなり、また、脱酸素能力が弱く、全酸素濃
度が高くなる。一方、このTi濃度は、TiＮの大量の生成
によるイマージョンノズルの防止を図るには、0.15wt％
以下が望ましい。従って、好ましいTi含有量は、Ti＝0.
010 〜0.15wt％となる。
では、Ｃ≦0.020 wt％の極低炭素鋼の場合、深絞り性の
確保が難しくなり、また、脱酸素能力が弱く、全酸素濃
度が高くなる。一方、このTi濃度は、TiＮの大量の生成
によるイマージョンノズルの防止を図るには、0.15wt％
以下が望ましい。従って、好ましいTi含有量は、Ti＝0.
010 〜0.15wt％となる。
【００１７】本発明において、脱炭処理後に脱酸を行う
が、その脱酸の方法は、まず、Fe−Ti等のTi含有合金に
より溶鋼を脱酸し、主としてTi酸化物からなる介在物を
生成させる。その結果、介在物はAlで脱酸した時のよう
なクラスター状にならず、５〜20μｍ程度の大きさとな
って鋼中に分散した状態で存在する。これに対しても
し、Al濃度が0.005 wt％を超えるまでAlで脱酸すると、
巨大なAl2O3 クラスターが生成するので、たとえその後
に上記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
する。このような理由で本発明では、溶鋼をまずTiで脱
酸し、Ti2O４≧80wt％のTi酸化物を生成させる必要があ
る。
が、その脱酸の方法は、まず、Fe−Ti等のTi含有合金に
より溶鋼を脱酸し、主としてTi酸化物からなる介在物を
生成させる。その結果、介在物はAlで脱酸した時のよう
なクラスター状にならず、５〜20μｍ程度の大きさとな
って鋼中に分散した状態で存在する。これに対しても
し、Al濃度が0.005 wt％を超えるまでAlで脱酸すると、
巨大なAl2O3 クラスターが生成するので、たとえその後
に上記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
する。このような理由で本発明では、溶鋼をまずTiで脱
酸し、Ti2O４≧80wt％のTi酸化物を生成させる必要があ
る。
【００１８】このTi脱酸により生成したTi2O3 ≧80wt％
のTi酸化物は、5 〜20μｍ程度の大きさで鋼中に分散し
ていて、クラスター状に巨大化しない。そのため、本発
明法に従って得られる冷延用鋼板においては、クラスタ
ー状介在物による表面欠陥がほとんど見当たらない。し
かしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、ま
た、極低炭素鋼は鋼の凝固温度が高いために、連続鋳造
時、このTi酸化物はタンディッシュのノズル内面に地金
を取り込んだ形で成長し、ノズルの閉塞を招く。
のTi酸化物は、5 〜20μｍ程度の大きさで鋼中に分散し
ていて、クラスター状に巨大化しない。そのため、本発
明法に従って得られる冷延用鋼板においては、クラスタ
ー状介在物による表面欠陥がほとんど見当たらない。し
かしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、ま
た、極低炭素鋼は鋼の凝固温度が高いために、連続鋳造
時、このTi酸化物はタンディッシュのノズル内面に地金
を取り込んだ形で成長し、ノズルの閉塞を招く。
【００１９】そこで、本発明においては、Ti合金により
脱酸した後に、10wt％以上のCa、5wt％以上のREM(希土
類元素) のいずれか少なくとも１種を含有するFe, Al,
SiおよびTiのうちから選ばれる１種または２種以上を含
有する介在物組成調整用合金を添加し、溶鋼中の酸化物
組成を、Ti酸化物が90wt％以下でCaO , ＲＥＭ酸化物の
１種以上が10wt％以上50wt％以下、Al2O3 が70wt％以下
のTi酸化物を含有する低融点の介在物組成とする。その
結果、タンディッシュノズルへのTi酸化物の付着を効果
的に防止することができるようになる。
脱酸した後に、10wt％以上のCa、5wt％以上のREM(希土
類元素) のいずれか少なくとも１種を含有するFe, Al,
SiおよびTiのうちから選ばれる１種または２種以上を含
有する介在物組成調整用合金を添加し、溶鋼中の酸化物
組成を、Ti酸化物が90wt％以下でCaO , ＲＥＭ酸化物の
１種以上が10wt％以上50wt％以下、Al2O3 が70wt％以下
のTi酸化物を含有する低融点の介在物組成とする。その
結果、タンディッシュノズルへのTi酸化物の付着を効果
的に防止することができるようになる。
【００２０】以下、本発明において添加する介在物組成
調整用合金の組成限定の理由を説明する。まず、図１
は、本発明法の下で溶鋼中に生成させる酸化物の好まし
い組成の範囲を示すものである。この図からわかるよう
に、本発明において、脱酸処理後の溶鋼中に上記介在物
組成調整用合金を添加して介在物制御を行うことによ
り、溶鋼中の介在物 (酸化物) の組成を、Ti酸化物≦90
wt％、CaO , REM 酸化物：10〜50wt％、Al2O3 ≦70wt％
にすることが良いことがわかる。以下にこの点について
さらに詳しく説明する。
調整用合金の組成限定の理由を説明する。まず、図１
は、本発明法の下で溶鋼中に生成させる酸化物の好まし
い組成の範囲を示すものである。この図からわかるよう
に、本発明において、脱酸処理後の溶鋼中に上記介在物
組成調整用合金を添加して介在物制御を行うことによ
り、溶鋼中の介在物 (酸化物) の組成を、Ti酸化物≦90
wt％、CaO , REM 酸化物：10〜50wt％、Al2O3 ≦70wt％
にすることが良いことがわかる。以下にこの点について
さらに詳しく説明する。
【００２１】Ti合金を用いて脱酸した後に添加するFe,
Al, Si, Tiのうちの少なくともいずれか一種を含有する
介在物組成調整用合金中のCa濃度が10wt％未満、Ce, La
等のREM が５wt％未満で、酸化物中のTi2O3 濃度が90wt
％以上、CaO , REM 酸化物 (La2O3, Ce2O3等) の濃度が
10wt％未満となり、介在物の融点は充分に低下しない。
その結果、介在物は鋼中においてクラスター状にはなら
ないが、ノズル内面に付着し閉塞の原因となる。
Al, Si, Tiのうちの少なくともいずれか一種を含有する
介在物組成調整用合金中のCa濃度が10wt％未満、Ce, La
等のREM が５wt％未満で、酸化物中のTi2O3 濃度が90wt
％以上、CaO , REM 酸化物 (La2O3, Ce2O3等) の濃度が
10wt％未満となり、介在物の融点は充分に低下しない。
その結果、介在物は鋼中においてクラスター状にはなら
ないが、ノズル内面に付着し閉塞の原因となる。
【００２２】上記介在物組成調整用合金の添加による、
溶鋼中酸化物の組成は、Ti2O3 が80wt％以下、CaO , RE
M 酸化物 (La2O3, Ce2O3等) は10wt％以上にすることが
望ましい。しかし、溶鋼中の介在物中のCaO , REM 酸化
物 (La2O3, Ce2O3等) の濃度が50wt％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, REM硫化物
(LaS, CeS) 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知見が得られている。した
がって、介在物中のCaO , REM 酸化物 (La2O3, Ce2O
3等) の濃度は50wt％以下にする必要がある。なお、REM
酸化物 (La2O3, Ce2O3) の比重は他の酸化物に比べ大
きいために、このREM 酸化物が50wt％を超えると介在物
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する。
溶鋼中酸化物の組成は、Ti2O3 が80wt％以下、CaO , RE
M 酸化物 (La2O3, Ce2O3等) は10wt％以上にすることが
望ましい。しかし、溶鋼中の介在物中のCaO , REM 酸化
物 (La2O3, Ce2O3等) の濃度が50wt％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, REM硫化物
(LaS, CeS) 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知見が得られている。した
がって、介在物中のCaO , REM 酸化物 (La2O3, Ce2O
3等) の濃度は50wt％以下にする必要がある。なお、REM
酸化物 (La2O3, Ce2O3) の比重は他の酸化物に比べ大
きいために、このREM 酸化物が50wt％を超えると介在物
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する。
【００２３】次に、介在物中のAl2O3 濃度は70wt％を超
えると、高融点組成となり、ノズル閉塞が起きるだけで
なく、介在物はクラスター状になり、製品板での非金属
介在物性の欠陥が増加する。
えると、高融点組成となり、ノズル閉塞が起きるだけで
なく、介在物はクラスター状になり、製品板での非金属
介在物性の欠陥が増加する。
【００２４】なお、本発明法の下では、Alで脱酸する従
来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、C
a, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価で
ある。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、
介在物の組成制御が可能な範囲でできるだけ少量で済む
ように行うのが経済的で好ましい。
来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、C
a, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価で
ある。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、
介在物の組成制御が可能な範囲でできるだけ少量で済む
ように行うのが経済的で好ましい。
【００２５】次に、脱酸材の添加については、それの添
加前の溶鋼中の溶存酸素濃度を200ppm 以下になるよう
にして予備脱酸する。この予備脱酸は、真空中での溶鋼
攪拌や、脱酸後のAl≦0.005 wt％となるような少量のAl
による脱酸, SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行われ
る。
加前の溶鋼中の溶存酸素濃度を200ppm 以下になるよう
にして予備脱酸する。この予備脱酸は、真空中での溶鋼
攪拌や、脱酸後のAl≦0.005 wt％となるような少量のAl
による脱酸, SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行われ
る。
【００２６】次に、添加合金以外の成分の限定理由を以
下に説明する。 Ｃ：0.020 wt％を超えると、製品での深絞り性が確保で
きなくなるため、0.020 wt％以下にする必要がある。 Si：0.20wt％を超えると、めっき性が劣化し表面清浄が
悪化するので、0.20wt% 以下にする必要がある。 Mn：1.0 wt％を超えると材質が硬化するので1.0 wt％以
下にした。また、1.0wt％を超えると介在物はTi酸化物
−MnO 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。 Ｓ：0.050 wt％を超えると、溶鋼中でCaＳやREM 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。 また、本発明においては、冷延板の材質の必要に応じて
Ｂ, Nbの１種または２種をさらに含有することはなんら
問題ない。
下に説明する。 Ｃ：0.020 wt％を超えると、製品での深絞り性が確保で
きなくなるため、0.020 wt％以下にする必要がある。 Si：0.20wt％を超えると、めっき性が劣化し表面清浄が
悪化するので、0.20wt% 以下にする必要がある。 Mn：1.0 wt％を超えると材質が硬化するので1.0 wt％以
下にした。また、1.0wt％を超えると介在物はTi酸化物
−MnO 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。 Ｓ：0.050 wt％を超えると、溶鋼中でCaＳやREM 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。 また、本発明においては、冷延板の材質の必要に応じて
Ｂ, Nbの１種または２種をさらに含有することはなんら
問題ない。
【００２７】
実施例１ 転炉出鋼後、300 トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて
脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ＝0.0035wt％, Si＝
0.02wt％，Mn＝0.20wt％, Ｐ＝ 0.015wt％, Ｓ＝ 0.010
wt％、温度を1600℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.
5 kg／トン添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を150 ppm ま
で低下させた。この時の溶鋼中のAl濃度は0.003 wt％で
あった。そしてこの溶鋼に、70wt％Ti−Fe合金を1.2 kg
／トン添加し脱酸した。その後、溶鋼中に20wt％Ca−10
wt％REM −50wt％Ti−Fe合金を0.5 kg/ton添加し、成分
調整を行った。この処理後のTi濃度は、0.050 wt％、Al
濃度は0.003 wt％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実験を行った。このときの、タン
ディッシュ内の介在物を調査した結果、65wt％Ti2O3 −
15wt％CaO −10wt％Ce2O3 −10wt％Al2O3 の球状介在物
であった。鋳造後、イマージョンノズル内には付着物は
ほとんどなかった。このスラブを3.5 mmまで熱間圧延
し、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、780 ℃で45sec 間
焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性の欠陥は
0.1 個／1000m 以下のコイルしか認められなかった。ま
た、発錆は、従来のAl脱酸と同じく問題はなかった。
脱炭処理し、溶鋼の成分組成を、Ｃ＝0.0035wt％, Si＝
0.02wt％，Mn＝0.20wt％, Ｐ＝ 0.015wt％, Ｓ＝ 0.010
wt％、温度を1600℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.
5 kg／トン添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を150 ppm ま
で低下させた。この時の溶鋼中のAl濃度は0.003 wt％で
あった。そしてこの溶鋼に、70wt％Ti−Fe合金を1.2 kg
／トン添加し脱酸した。その後、溶鋼中に20wt％Ca−10
wt％REM −50wt％Ti−Fe合金を0.5 kg/ton添加し、成分
調整を行った。この処理後のTi濃度は、0.050 wt％、Al
濃度は0.003 wt％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実験を行った。このときの、タン
ディッシュ内の介在物を調査した結果、65wt％Ti2O3 −
15wt％CaO −10wt％Ce2O3 −10wt％Al2O3 の球状介在物
であった。鋳造後、イマージョンノズル内には付着物は
ほとんどなかった。このスラブを3.5 mmまで熱間圧延
し、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、780 ℃で45sec 間
焼鈍を行った。この焼鈍板には非金属介在物性の欠陥は
0.1 個／1000m 以下のコイルしか認められなかった。ま
た、発錆は、従来のAl脱酸と同じく問題はなかった。
【００２８】実施例２ 転炉出鋼後、300 トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて
脱炭処理し、Ｃ＝0.0030wt％, Si＝0.02wt％，Mn＝0.25
wt％, Ｐ＝ 0.020wt％, Ｓ＝ 0.012wt％に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.5 kg/ton添加し、
溶鋼中の溶存酸素濃度を170 ppm まで低下させた。この
時の溶鋼中のAl濃度は0.002 wt％であった。そしてこの
溶鋼に、70wt％Ti- Fe合金を1.4 kg/ton添加し脱酸し
た。その後、溶鋼中に20wt％Ca−15wt％REM −40wt％Al
−Fe合金を0.3 kg/ton添加し、成分調整を行った。この
処理後のTi濃度は、0.030 wt％、Al濃度は0.004 wt％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、50wt％Ti2O3 −15wt％CaO −10wt％Ce2O
3 −25wt％Al2O3 の球状介在物であった。鋳造後、イマ
ージョンノズル内には付着物はほとんどなかった。この
スラブを3.5 mmまで熱間圧延し、0.8 mmまで冷間圧延
し、さらに、780 ℃で45sec 間焼鈍を行った。この焼鈍
板には表面欠陥非金属介在物性の欠陥は0.02個／1000m
以下のコイルしか認められなかった。また、発錆は、従
来のAl脱酸と同じく問題はなかった。
脱炭処理し、Ｃ＝0.0030wt％, Si＝0.02wt％，Mn＝0.25
wt％, Ｐ＝ 0.020wt％, Ｓ＝ 0.012wt％に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.5 kg/ton添加し、
溶鋼中の溶存酸素濃度を170 ppm まで低下させた。この
時の溶鋼中のAl濃度は0.002 wt％であった。そしてこの
溶鋼に、70wt％Ti- Fe合金を1.4 kg/ton添加し脱酸し
た。その後、溶鋼中に20wt％Ca−15wt％REM −40wt％Al
−Fe合金を0.3 kg/ton添加し、成分調整を行った。この
処理後のTi濃度は、0.030 wt％、Al濃度は0.004 wt％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、50wt％Ti2O3 −15wt％CaO −10wt％Ce2O
3 −25wt％Al2O3 の球状介在物であった。鋳造後、イマ
ージョンノズル内には付着物はほとんどなかった。この
スラブを3.5 mmまで熱間圧延し、0.8 mmまで冷間圧延
し、さらに、780 ℃で45sec 間焼鈍を行った。この焼鈍
板には表面欠陥非金属介在物性の欠陥は0.02個／1000m
以下のコイルしか認められなかった。また、発錆は、従
来のAl脱酸と同じく問題はなかった。
【００２９】比較例１ 転炉出鋼後、300 トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて
脱炭処理し、Ｃ＝0.0030wt％, Si＝0.02wt％, Mn＝0.20
wt％, Ｐ＝ 0.015wt％, Ｓ＝ 0.010wt％に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.7 kg/ton添加し、
溶鋼中の溶存酸素濃度を170 ppm まで低下させた。この
時の溶鋼中のAl濃度は0.003 wt％であった。そしてこの
溶鋼に、75wt％Ti−25wt％Fe合金を1.2 kg/ton添加し脱
酸および成分調整を行った。処理後のTi濃度は0.040 wt
％、Al濃度は0.002 wt％であった。次に、この溶鋼を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、組
成が90wt％Ti2O3 −10wt％Al2O3 の微小介在物が分散し
ていた。鋳造後、イマージョンノズル内にはTi2O3−Al2
O3 の付着物が認められた。このスラブを3.5 mmまで熱
間圧延し、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、780 ℃で45
sec 間焼鈍を行った。この焼鈍板には表面欠陥非金属介
在物性の欠陥が0.05個／1000m のコイルに認められた。
また、発錆は、従来のAl脱酸と同じく問題はなかった。
脱炭処理し、Ｃ＝0.0030wt％, Si＝0.02wt％, Mn＝0.20
wt％, Ｐ＝ 0.015wt％, Ｓ＝ 0.010wt％に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.7 kg/ton添加し、
溶鋼中の溶存酸素濃度を170 ppm まで低下させた。この
時の溶鋼中のAl濃度は0.003 wt％であった。そしてこの
溶鋼に、75wt％Ti−25wt％Fe合金を1.2 kg/ton添加し脱
酸および成分調整を行った。処理後のTi濃度は0.040 wt
％、Al濃度は0.002 wt％であった。次に、この溶鋼を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、組
成が90wt％Ti2O3 −10wt％Al2O3 の微小介在物が分散し
ていた。鋳造後、イマージョンノズル内にはTi2O3−Al2
O3 の付着物が認められた。このスラブを3.5 mmまで熱
間圧延し、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、780 ℃で45
sec 間焼鈍を行った。この焼鈍板には表面欠陥非金属介
在物性の欠陥が0.05個／1000m のコイルに認められた。
また、発錆は、従来のAl脱酸と同じく問題はなかった。
【００３０】比較例２ 転炉出鋼後、300 トンの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて
脱炭処理し、Ｃ＝0.0030wt％, Mn＝0.20wt％, Ｐ＝ 0.0
15wt％, Ｓ＝ 0.010wt％に、温度を1600℃に調整した。
この溶鋼中に、Alを1.5 kg/ton添加後75wt％Ti−25wt％
Fe合金を0.5 kg/ton添加し脱酸および成分調整を行っ
た。処理後のTi濃度は0.040 wt％、Al濃度は0.035 wt％
であった。次に、この溶鋼を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、５wt％Ti2O3 −95wt％Al2O
3のクラスター状の介在物であった。鋳造後、イマージ
ョンノズル内にはAl2O3 の付着物が認められた。このス
ラブを3.5 mmまで熱間圧延し、0.8 mmまで冷間圧延し、
さらに、780 ℃で45sec 間焼鈍を行った。この焼鈍板に
は表面欠陥非金属介在物性の欠陥が0.4 個／1000m のコ
イルに認められた。
脱炭処理し、Ｃ＝0.0030wt％, Mn＝0.20wt％, Ｐ＝ 0.0
15wt％, Ｓ＝ 0.010wt％に、温度を1600℃に調整した。
この溶鋼中に、Alを1.5 kg/ton添加後75wt％Ti−25wt％
Fe合金を0.5 kg/ton添加し脱酸および成分調整を行っ
た。処理後のTi濃度は0.040 wt％、Al濃度は0.035 wt％
であった。次に、この溶鋼を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、５wt％Ti2O3 −95wt％Al2O
3のクラスター状の介在物であった。鋳造後、イマージ
ョンノズル内にはAl2O3 の付着物が認められた。このス
ラブを3.5 mmまで熱間圧延し、0.8 mmまで冷間圧延し、
さらに、780 ℃で45sec 間焼鈍を行った。この焼鈍板に
は表面欠陥非金属介在物性の欠陥が0.4 個／1000m のコ
イルに認められた。
【００３１】
【発明の効果】以上述べたように、本発明にかかる含Ti
極低炭素鋼の製造方法によれば、連続鋳造時におけるイ
マージョンノズルの閉塞は起こらず、また、その後の圧
延, 焼鈍, めっき処理を施した冷延自動車用薄鋼板は、
極めて表面清浄が優れており、発錆も少なく、非金属介
在物に起因する表面欠陥はほとんど皆無であった。
極低炭素鋼の製造方法によれば、連続鋳造時におけるイ
マージョンノズルの閉塞は起こらず、また、その後の圧
延, 焼鈍, めっき処理を施した冷延自動車用薄鋼板は、
極めて表面清浄が優れており、発錆も少なく、非金属介
在物に起因する表面欠陥はほとんど皆無であった。
【図１】本発明における介在物組成を示したものであ
る。
る。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｃ 7/04 Ｃ２１Ｃ 7/04 Ｂ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ≦0.020 wt％, Si≦0.2 wt％, Mn≦1.
0 wt％, Ｓ≦0.050wt％, Ti≧0.010 wt％を含み、Al≦
(wt%Ti)/５の条件を満足する組成からなる極低炭素Ti脱
酸鋼を製造するに当たり、溶鋼をまず真空脱ガス装置に
よる脱炭処理したのち、Ti含有合金によって脱酸し、そ
の後、脱酸溶鋼中にCa≧10wt％およびREM ≧５wt％の１
種または２種とFe, Al, SiおよびTiのうちから選ばれる
１種または２種以上を含有する介在物組成調整用合金を
添加することにより、該溶鋼中の酸化物組成をTi酸化物
が90wt％以下、CaO , REM 酸化物のいずれか少なくとも
１種の含有量が10wt％以上50wt％以下で、Al2O3 が70wt
％以下にすることを特徴とする含Ti極低炭素鋼の製造方
法。 - 【請求項２】 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のいずれかにて予備脱
酸することにより、溶鋼中の溶存酸素濃度を予め200 pp
m 以下にすることを特徴とする請求項１記載の製造方
法。
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| JP26439597A JP3896650B2 (ja) | 1997-09-29 | 1997-09-29 | 含Ｔｉ極低炭素鋼の製造方法 |
| TW087115714A TW408184B (en) | 1997-09-29 | 1998-09-21 | Manufacturing method for producing Titanium killed steel with smooth surface texture |
| AT98118004T ATE260347T1 (de) | 1997-09-29 | 1998-09-23 | Titanberuhigter stahl und verfahren zu seiner herstellung |
| DE69821851T DE69821851T2 (de) | 1997-09-29 | 1998-09-23 | Titanberuhigter Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung |
| EP98118004A EP0906960B1 (en) | 1997-09-29 | 1998-09-23 | Titanium killed steel sheet and method for its manufacture |
| US09/160,460 US6117389A (en) | 1997-09-29 | 1998-09-24 | Titanium killed steel sheet and method |
| CA002248464A CA2248464A1 (en) | 1997-09-29 | 1998-09-28 | Titanium killed steel sheet and method |
| BR9803803-6A BR9803803A (pt) | 1997-09-29 | 1998-09-29 | Folha de aço morto de titânio e processo |
| CN98125006A CN1218839A (zh) | 1997-09-29 | 1998-09-29 | 具有良好表面性状的钛镇静钢材及其制造方法 |
| KR1019980040605A KR100309192B1 (ko) | 1997-09-29 | 1998-09-29 | 표면성상이양호한티탄킬드강재및그의제조방법 |
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| JP2002088412A (ja) * | 2000-09-18 | 2002-03-27 | Nippon Steel Corp | 薄板用鋼板の溶製方法とそれを用いて鋳造した鋳片 |
| JP2003049218A (ja) * | 2001-08-07 | 2003-02-21 | Nippon Steel Corp | 薄板用鋼板の溶製方法とそれを用いて鋳造した鋳片 |
| JP2003105431A (ja) * | 2001-09-27 | 2003-04-09 | Nippon Steel Corp | 薄板用鋼板の溶製方法およびその鋳片 |
| JP2004143510A (ja) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Nippon Steel Corp | 表面品質に優れた極低炭素または低炭素薄板用鋼板の溶製方法および連続鋳造鋳片 |
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-
1997
- 1997-09-29 JP JP26439597A patent/JP3896650B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US8048197B2 (en) | 2001-06-28 | 2011-11-01 | Nippon Steel Corporation | Low carbon steel sheet and low carbon steel slab and process for producing same |
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