JPS6047323B2 - 鋼板用連鋳スラブの製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

近年、作業性、歩留ともに良好て、分塊工程を省略した
企業メリットの高い連続鋳造法（以下連鋳法と称す）が
定着しその比率は増大しつつある。 しカルながらこの連鋳法においては１リムド鋼は連続鋳
造鋳造型に注入した場合に、リミングアクシヨンを起こ
すガスが鋳型内で発生し浮上することが出来ないため、
凝固表面層及び直下にいわゆるブローホールが発生し、
成品の表面性状を著しく損う。２アルミニウムでキルド
した溶鋼は鋳型内でのガスの発生がなく、ブローホール
の点では問題ないが、アルミナ等の金属酸化物が浮上し
きれないで凝固表面直下に蓄積するばかりか、成品の表
面性状を著しく劣化させ、ひいては内質的に金属酸化物
が残存した場合には材質的にも劣化が著しく、更に脱酸
生成物（Ａ１。 Ｏ。が主）により、取鍋、タンデイツシユ等の出口のノ
ズル閉塞が起り、連続鋳造を困難にする等の問題がある
。以上のようにアルミニウムキルド鋼を連続鋳造に適用
する場合には、技術上で可成り困難を伴うものてある。
このため例えば米国特許第３４１２７８１号に見られる
ように一般的な用途に供し冷間圧延用鋼板を連続鋳造に
よつて安定に且つ多量に生産することを目的としてＮと
Ｓｉで脱酸することを基本とする技術が紹介され、又特
公昭４７−４７２０時、特公昭５１−４９３５号等に見
られるように、鋳造作業の高能率化、高速鋳造化を計る
とともに表面性状の向上を狙つた提案が紹介されている
。しカルながらこれらの提案によつて得た鋼板は汎用性
に乏しく且つ製造工程においても種々の問題を有する。
本発明者等はこれ等の問題を伴わない連鋳用鋼を求め長
期に亘つて調査研究した結果、上記いずフれの提案の場
合も脱酸剤として川とＳｉを用いているためＳｉが直接
又は間接的に影響して次に述べる欠点を内在することを
見出した。 即ち（１）Ｓｉ含有量及びシリカ系介在物により、深絞
り性、穴拡げ性、インゴット造塊法によるリムド５ 鋼
よりも劣り、例えば冷延鋼板とした場合、深絞り性を表
わすランクフオード値（に）を測定すると、リムド鋼よ
りも７＝０．２程度悪化し、又熱延鋼板の加工上、特に
重要となることは穴拡げ性（ｄ／ＤＯ、ｄ：亀裂発生時
の径、ＤＯ：初期径）もリムド鋼に比べて０．２〜０３
程度劣り加工性に著しい劣化をもたらすこと。 （２）しかしながらこの穴拡げ性の悪化の主原因である
長くのびたＭｎ−シリケート系介在物は、冷延鋼板とし
た楊合には、冷延圧延率を５５％以上として長く伸びた
介在物を寸断しなけれは穴拡げ性が改善されないこと。 （３）溶融亜鉛鍍金用鋼板として使用した楊合に、亜鉛
密着性がリムド鋼よりも劣り、Ｓｉ脱酸された鋼板は、
溶融亜鉛鍍金操業条件を同一とした場合、操業条件を支
障のない程度変えても一般的にはＦｅ−Ｚｎ合金層の厚
みが厚く、密着性が悪くなり、亜鉛鍍金鋼板を加工した
場合に、鍍金層剥離を起こし、特に厚鍍金時には、この
現象が顕著であり、用途によつて使用できないこと、更
には亜鉛浴中のＡ１の濃度を増加させてＦｅ−ＡＩ−Ｚ
ｎ三元合金を均一に生成させ、Ｆｅ−Ｚｎ合金層厚を薄
くする方法でこの問題の改善の期待がもてるが、これと
ても亜鉛浴槽等が、亜鉛浴中のＡ１により浸蝕され寿命
の低下が著しいために、浴Ａ１濃度の増加は好ましいこ
とではない。（４）箱焼鈍を実施した場合、テンパーカ
ラーと称する乳白色又は薄茶色のうねつた帯状の模様が
発生し外観を損う。 このテンパーカラーは、コイル長手方向別には焼鈍の外
、内周部に多く、巾方向別にはコイルのエッジ側に発生
し、焼鈍３温度を高くした場合、又露点が高い場合にこ
の発生は多く、この傾向はリムド鋼に比べ、Ｓｊを添加
した鋼種或いはＭｎの高いものに発生が多く、何れも商
品価値を失うこと。（５）カラー用鋼板のロールフォー
ミング時等に腰３折れが発生し、この傾向はリムド鋼に
比べてＳ１を添加した連鋳用銅種の方が顕著であること
。 特にこの腰折れは近年カラー鋼板による建築材の需要が
増加し、屋根等に使用されるのて美観を損うことから問
題となり、この腰折れの原因４・は現在定かではないが
、同一降状点伸び及び降状点を有するリムド鋼とＳｉを
添加した連鋳用鋼を比較すると、後者の方が実際に腰折
れがはつきりしており、Ｓ】が直接か又は間接的に影響
を及ぼしているものと考えられること。（６）最近Ｓｉ
脱酸した素材によるブリキは原因が定かでないが耐食性
が問題となつている。 以上の様にＳｉ脱酸することによるＳｉ含有量の高い（
Ｓｉ′＞．０．０３％）鋼による欠点は（１）〜（６）
に述べたように、Ｓｉが固溶Ｓｉ又はシリケート介在物
として直接的又は間接的に影響を及ぼしていると考えら
れ、ここに一つの手段としてＳｉ−Ｆｒｅｅによる連続
鋳造用鋼が要望される背景がある。 このＳｉ−Ｆｒｅｅ）鋼としては、既に特開昭５０−８
７１３号によりすでに紹介されており、その特徴を述べ
るとＣ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．６％以下、ＳＯｌ
Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｌ：０．００５％（但しＯ
を含む）以下てＳｉ含有量を０．０２％未満にするとと
もにシリカ系介在物を減少せしめた加工性の優れた鋼板
用連続鋳造鋳片及びＣ：０．１０％以下の範囲で、全酸
素６００ｐｐｍ以上１６００ｐｐｍ以下に吹錬してＳｉ
を０．０２％未満に低下せしめて取鍋に出鋼し、真空脱
ガス処理に付して、脱炭脱酸すると共にＡ１又はＮ．５
Ｔｉにより脱酸調整してＣ：０．０２％以下、Ｓｉ：０
．０２％未満、Ｍｎ：０．６％以下、ＳＯｌＡｌ：０．
００５％以下、Ｔｉ：０．００５％（但しＯも含む）以
下、自由酸素、１５０ｐｐｍ以下でシリカ系介在物を減
少せしめた溶鋼を得、これを連続鋳造することを特徴と
する加工性の優れた鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法にあ
る。この提案によると、Ｓｉ量が一般的にインゴット造
塊法によるリムド鋼又はキヤツプド鋼に認められる０．
０２％未満と同一なため、先に述べた欠点はすべて解消
されるものと考えられたが、次に述べるように、製造上
、用途上に欠点があることがわかつた。（ａ）Ｃによる
時効劣化代が第１図Ａ，ｂに明らかなように大きいこと
。第１図ａは、ＴＯｔａｌ・ｃと固溶Ｃの関係を示すが
Ｃ量が０．０１〜０．０３％で時効劣化が最大となり、
ＴＯｔａｌ・ｃが０．０２％を中心として固溶Ｃにピー
クがある。また第１図ｂは固溶Ｃと時効指数の関係を示
すが、固溶Ｃが増加するのにつれて時効量が大きくこの
時の時効指数は（ＡＩ）＝σ一σ。／σｏ×１００にな
る。これ等のことからＴＯｔａｌ・ｃが０４０１〜０．
０３％で固溶Ｃが増し時効劣化量が大きくなることが示
され、この原因は焼鈍時の冷却の際にＣの過飽和度が小
さいために、析出核が減少することと、Ｃが少ないため
にＣが過飽和になる温度が低くなることによることが予
想される。これは、Ｃ量が高い（Ｃ≧０．０３％）時よ
りも固溶Ｃ量が増すためであつて、このように時効劣化
代が大きくなるとブレス時のストレッチャーストレイン
或いは腰折れ等の欠陥が多発する。（ｂ）真空脱ガス炉
処理によつてＣ量を０．０２％以下とするためには処理
時間が長くなり、真空脱ガス炉の負荷が大きくなつて、
炉寿命の低下を招くはかりでなく長い真空処理時間に伴
う大きな温度降下量を補うために転炉での吹止温度を高
める必要が生じ、転炉の負荷を増して炉寿命を短かくす
る。 （ｃ）Ｃｅｑ・が小さいことからＡｒ３変態点温度が高
くなり、熱間圧延で仕上げ温度をＡｒ３変態点以上に確
保する必要が生じ、加熱炉の抽出温度を高くしなければ
ならず、これによつて助長されるスキッドマークを小さ
くするために熟熱が必要となり、必然的に在炉時間が長
くなつて、熱原単位の上昇、スケールロス量の増加、Ｔ
／Ｈの低下等が避けられず製造上好ましくない。 （ｄ）更にはＣｅｑ・が小さいために、熱間変形抵抗−
が小さくなり、特に薄物、狭巾の時に、ストリップがコ
イラーに巻きついた際に起るネツキングによる巾挟まり
が大きくなる。以上の如く（ａ）〜（ｄ）は、材質的、
コスト的に大きな問題がある。 本発明は、以上の詳述した既存の連続鋳造による低炭素
鋼板に対する欠点を全て解消した優れた連鋳スラブの製
造方法を提供するものであり、その特徴とするところは
転炉での吹止〔Ｃ〕を０．０５％以上にして出鋼し３０
０〜１０Ｔｒｒの範囲で真空脱ガスを行い、この脱ガス
処理中にＡ１又はＡｌ（５Ｃによる脱酸を行うとともに
、製品用途に応じて必要な合金元素を添加し成分調整を
行つて０．０３％〈Ｃ＜．０．１０％、０〈２００ｐｐ
ｍ１Ｔ．Ａ１〈０．０２％、Ｍｎく０．６％にするとと
もにＳＩ脱酸を全べての工程で全く行わず、不可避的Ｓ
ｉ含有量の溶鋼にして連続鋳造機に供給し、スラブを鋳
造することを特徴とする鋼板用連鋳スラブの製造方法に
ある。以下本発明について更に詳述する。 一般的にリムド鋼を連続鋳造鋳型に注入した場合には、
鋳型内で発生したガスが浮上できずに凝固表面直下にい
わゆるブローホールとして、又表面層に小径ピンホール
として留まつてしまう。 このガスは溶鋼中のＨ２、Ｎ２及びＣ＋０→ＣＯガスに
よるもので、各分圧の合計とガス発生時の静圧との兼ね
合いが問題となる。溶鋼のＨ２、Ｎ２含有量はガス圧に
占める寄与率は小さく、又精錬方法によつて定まつたも
のとなり、特にここで問題となるのはＣＯガスである。
このＣＯガス量は溶鋼中の〔Ｃ〕×

〔０〕にて制限すべ
きであるが、溶鋼中の〔Ｃ〕、

〔０〕を直接、操業中に
知つてコントロールすることは測定技術面からは可能で
あるが、多大の設備費と、これに伴う操業作業を必要と
する。 従つて〔Ｃ〕を一定範囲内で考えて、例えば〔Ｃ〕が０
．０３〜０．１０％の時、

〔０〕は２００〜８００ｐｐ
ｍ存在するのが普通であることをもとに、溶鋼中の酸素
含有量をコントロールすることが一般的に実施されてい
る。このようにして得た溶鋼をそのまま連続鋳造すると
ＣＯガスによりピンホール又はブローホールが発生する
。これを防止する一つの方法としては、〔Ｃｌ）０．０
３〜０．１０％の時、溶鋼中の酸素を２００ｐｐｍ未満
、好ましくは１５０ｐｐｍ以下とすることが良い。更に
ＣＯガス発生によるピンホールは、ガス発生地点の溶鋼
静圧と、注入流によるガスの上昇浮上促進という両面か
ら、鋳造引抜き速度によつて大きく影響され、引抜き速
度が速ければ速いほど許容される〔Ｃ〕×

〔０〕は大き
くなり、〔Ｃ〕一定とした場合では

〔０〕が高くてもよ
いことになる。従つてピンホール、ブローホールを抑制
するために、溶銅酸素量は一概には決定できぬが、Ｃ量
が３〜１０Ｘ１０−２％の範囲では２００ｐｐｍ未満、
好ましくは１５０ｐｐｍ以下であれば易良い。酸素含有
量を２０００ｐｐｍ未満に下げるために、脱酸が必要で
あり、このために一般的にはＳｉ又はＡ１との複合脱酸
を実施しているが、本発明では前述した理由により転炉
〜連続鋳造間の如何なる工程にてもＳ１による脱酸は全
く行わず、不可・避的に存在するＳｉ（多くの事実によ
れば≦０．０２％）以外には何等添加しないことにより
第２〜７図に示す如くＳｌ脱酸による従来の鋼板に見ら
れたＭｎ−シリケート系介在物による穴拡げ性の劣化（
第２図）、冷延率制限（第３図）、固溶Ｓによるフ深絞
り性の劣化（第４図）、亜鉛鍍金密着性の劣化（第５図
）、テンパーカラーの発生（第６図）、カラー用鋼板の
ロールフォーミング時等の腰折れ（第７図）等の問題を
解消するものてある。なお第７図の各試料の捲取温度、
鍍金、板厚、鍍金条件、カラー条件は同一である。一方
にによる脱酸を実施した時、Ａｌ添加量が多い場合には
、アルミナ等の金属酸化物の浮上が充分でなく、凝固面
直下に残留し、表面疵の原因ともなり、又内質的にも好
ましくないことから、Ｎキルド鋼としての特質（即ちＮ
固定による非時効性及ひ焼鈍時のＡＩＮ析出による集合
組織コントロールによる深絞り性）を狙わない以上、Ｎ
添加量は極力少ない方が好ましい。そこで本発明では３
００７ｒ＄ＬＮＡ呈度の真空度による真空脱ガスで先ず
Ｃ脱酸を実施し、後にＡ１等の添加を行う。従来真空脱
ガス処理は、高級厚板材等の極低水素銅の製造成いは極
低炭素鋼の製造の手段として位置づけられていた。従つ
て極低炭素鋼とするためには処理時間も３紛以上と長く
、その間の温度降下が大きいため、吹止温度を高くし、
吹止〔Ｃ〕を０．０５％以下とする必要があつた。その
ために、転炉、取鍋、脱ガス説備の耐火物の溶損が著し
く、又、真空度を上昇させるために（５Ｔｍ！ＮＨｇ以
下）、電力、Ａｒガス等の原単位も大きかつた。これに
対し本発明は、転炉における吹止炭素量を０．０５％以
上とし、出鋼中には合金鉄は添加しないか、若しくは少
量のＦｅ−Ｍｎを添加し、真空脱ガスに際しては真空度
１０〜３０『…ｇを用い、脱炭反応の最盛期は真空度を
低く調整し、脱炭の進行−に対応し徐々に真空度を高め
て脱ガス処理を完了するものである。これによつて、転
炉、取鍋、脱ガス設備の操業負荷を大巾に軽減しつつ、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎく０．６％、Ｔ．Ａｌ
く０．０２％、０２く２００ｐｐｍ．Ｓｉ：不可避的含
有量の溶鋼を合金鉄のＩ歩留高く、成分のバラツキが小
さく、介在物が極めて少なく、鋳込の際にノズル詰り等
を生じない、又温度バラツキが小さく、従つてスーパー
ヒートを＋５０〜＋７０′Ｃの低目として、高速鋳造連
々鋳を有利に可能とするものである。而して本発明５に
おいて転炉における吹止〔Ｃ〕を０．０５％以上とした
のは、第８図に示す如く一般に知られている〔Ｃ〕と〔
０〕平衡関係（〔Ｃ〕

〔０〕量及び温度、真空度に影響
されるが）を利用し、吹止〔Ｃ〕を高くして溶鋼中の〔
０〕量を低めると共４に、〔Ｃ〕による脱酸反応速度を
効果的に速めて脱ガス処理の負荷を軽減するためである
。この場合〔Ｃ〕量或いは

〔０〕量のいづれか一方が極
めて少ない時にはＣ＋０→ＣＯ反応速度は極めて遅く、
Ｃ脱酸の効果も少ない。本発明の如く、吹止〔Ｃ〕を０
．０５％以上とした溶鋼を脱ガス終了後〔Ｃ〕を０．０
３〜０．１０％とする時には〔Ｃ〕脱酸は極めてスムー
ズに早く進行し、従つて脱ガス処理の真空度についもそ
れほど高めなくとも（１０〜３００ｒｆ０！ＬＨｇ）従
来の約５０％の短時間で行える。この処理時間は、溶鋼
の環流量、処理量により変化するが、ＲＨ真空脱ガスの
場合は環流回数（環流量Ｔｌｍｉｎ×処理時間Ｔｌｈ）
で４〜１０回程度としてよノい。脱ガス中、好ましくは
脱ガス処理終了時間前に溶鋼中の酸素量を２００ｐｐｍ
以下好ましくは１５０ｐｐｍ以下となるようにＮ脱酸を
行う。この場合、Ａ１投入前の溶鋼中の酸素量が低下し
ており、且つ溶銅表面での空気酸化による消耗もなく・
Ｎの歩留が極めて良く、且つ清浄度の高い鋼を得ること
ができることは言うまでもない。以上のように真空脱ガ
ス処理の負荷としては極めて軽く、ランニングコストの
安い操業方法となる。 以上の製造方法により得る溶鋼の成分範囲は次の如くで
ある。Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：≦０．６０％
、Ｔ．Ａｌ：〈０．０２％、その他目的に応じた添加元
素を有し、他の成分は不可避的に存在する不純物を有し
残部鉄よりなる。ここでＣ量を０．０３％を下限とした
のは前述した如く、又第１図ｂに示すようにＣ時効によ
る劣化を避けかつ一般用低炭素銅板としての硬さの確保
とともに真空脱ガス処理の負荷を極めて小さくするため
である。 Ｃの上限を０．１０％としたのは、０．１０％超となる
と一般的に低炭素鋼板として使用する場合に要求される
加工性を確保できないためである。Ｍｎについては、０
．６０％超とすると硬くなり、加工用として使用できな
いからである。 又特に冷延用鋼板としては、箱焼鈍、連続焼鈍に使用さ
れる場合も、絞り性（即ち〒値：ランクフオード値）を
良好にするため成るべく低い方が良く、好ましくは０．
３０％以下、特に好ましくは０．２０％以下が良い。但
し熱間圧延での熱間脆性を避けるために、Ｓ量との兼ね
合いから０．６０％以下の範囲で必要なＭｎ量を確保す
る必要がある。Ａ１量については前述の如くコスト面か
らも又表面疵、内質の面からも低い方が良く、脱ガス処
理におけるＣ脱酸後の酸素コントロールに必要な量（即
ち酸素量２００ｐｐｍ以下、好ましくは１５０ｐｐｍ以
下における必要量）を基本として次記する如く用途に応
じて調整すれば良い。 こののためＮ量は０．０２％未満で充分である。１熱延
鋼板として使用する場合は品質上、時効性劣化防止、及
び硬さ低減即ち軟質化及び穴拡５け性（張り出し成形性
）を確保したものとするためには、Ａ１量として０．０
１０％以上で０．０２０％未満とすることが好ましい。
これは鋼中のＮを．ＡｌＮに固定するために、ＡｌＮを
充分に析出させるにはＡ１が０．０１０％以上必要であ
ることによ１ｒる。熱間圧延て巻取り温度を高温にする
こともＡＩＮの析出量を増すためには効果があることは
言うまでもない。又第９図に示す如く、Ａ１量を０．０
０５％以上確保すればＡ系介在物（圧延方向に長く延び
た介在物）が減少し、全体の精浄１−度が良好となり穴
拡げ性が向上する。従つて穴拡げ性を良好にするために
はＡ１量を０．００５％以上確保することが好ましい。
２冷延鋼板として連続焼鈍を通板する場合は、窒素によ
る時効劣化を防止するために、Ａ１量２を０．０１０％
以上に確保し、熱間圧延通板後にはＡｌＮ析出をはかる
ことは好ましい。 連続焼鈍の如く急速加熱、短時間焼鈍の熱サイクル間て
は、ＡｌＮの析出は殆んど期待てきないか、析出したと
しても少量て作用・効果は期２待できない。 又短時間サイクルのためＡｌＮ析出時期と再結晶挙動を
コントロールし集合組織を得、絞り性を向上させること
も困難てある。従つて、熱延板と同様にＡｌＮを熱間圧
延完了時点て増加させることは時効劣化を防止し、又結
晶３粒成長をはかり粒度を大として加工性を向上するこ
とから好ましい。３熱間圧延鋼板として後鋼管とし亜鉛
めつきする場合は第１０図の如く鋼板中のＮ量により合
金層が発達し、焼けと称し色調が変化し、成ζ品価値を
低める現象がある。 このような時には、に量は０．０２％未満で成るべく低
下させることが好ましい。４冷延用鋼板として箱焼鈍す
る場合は連続鋳造の際ブローホール、ピンホールが発生
しないための酸素コントロールに必要なＡ１量のみでよ
い。 この時鋼板中のＴＯｔａｌ酸素が５０ｐｐｍ未満となる
と、焼鈍の際比較的高温焼鈍或いは長時間焼鈍の場合に
、二次再結晶がおこり粗大化された結晶粒が得られ、ブ
レスの際肌荒れ現象をおこす（第１１図）。従つて、箱
焼鈍の際の酸素量は２００ｐｐｍ以下好ましくは５０〜
１５０ｐｐｍとするものである。又第１２図の如くＮ量
が０．００８％超となると、結晶粒が微細となり硬度が
高く降状点伸び（ＹＰ上りも大きくなるため加工用とし
ては劣る。通常のに−キルド鋼の如く焼鈍昇温時のＡｌ
Ｎ析出を利用し、絞り性の良好な集合組織を得るために
は、ＳＯＩＡｌ量として０．０２０％以上が必要である
。しかし生産上の制限から特に昇温速度を成るべく上昇
させ、絞り性を良好ならしめることから７値を１．６以
上とする集合組織を得るためには、ＳＯｌＡｌ量は好ま
しくは０．０３０％以上が必要であるが本発明は上述し
たＮ−キルド鋼の特性を有する鋼材の製造方法を提供す
るものではなく、即ちＡｌＮ析出による集合組織を得ん
とするものではなく、言わば、インゴット材で言えばリ
ムド銅と同等又はそれ以上の材質を有する鋼材を連続鋳
造により安定して得んとするものである。従つて、Ｎ量
としては用途上の０．０２％以下、好ましくは０．００
８％以下のものが多い。Ｏ亜鉛鍍金用鋼板として使用す
る場合は亜鉛鍍金密着性が問題となる。 Ｎ−キルド鋼は、リムド銅に比して亜鉛鍍金密着性が劣
ることはよく知られている。第１３図に示す如くＡ１量
が増すに従つて密着性が劣り、リムド鋼とほぼ同等の密
着性を得るためには、Ａ１が０．００８％以下であれば
よい。しかしバラツキが大きく、０．００８％以上でも
良好なことがあるのは還元雰囲気、ラインスピード、浴
組織、浴温度等の影響があるためで、この諸点の条件を
厳しく制限すれば鋼板中のＮ量については０．０８％超
でも良いことになるが、汎用性という点でＮ量を０．０
０８％以下とする方が好ましいことはいうまでもない。 以上のように本発明におけるＮ量については使用用途に
より好ましい領域を設定し、脱ガス処理後期に添加する
ものであり、これらを総活して本発明におけるＮ量は０
．０２％未満とするものである。 通常、Ａ１−ギルド鋼としてのＡ１量は０．０３０％以
上であり、場合によつては０．０２０％以上とする公知
の文献も見られるが、０．０３０％未満は連続鋳造の場
合は脱酸が不充分な事、及びＡｌ２Ｏ３によるスリバー
等の疵が多発する不安定な領域であり、通常の製造条件
下では、Ａｌ量は０．０３０％以上とするのが一般的な
認識である。 本発明は０．０２０％未満の不安定領域において、吹止
Ｃを高くして溶鋼中の酸素量を低くし、更に１０〜３０
０７ＷＩｎＨｇの真空度により脱ガス処理により、Ｃ脱
酸を利用して酸素レベルを更に低下させ、次いで酸素レ
ベルをピンホール等の発生しない程度までに下げるに必
要な量のＡ１投入を行い、このＡＩ量を更に細かく分類
使用することにより、広い用途に使用範囲を設定可能な
ものにしたもので、加えて脱ガス処理中ににを投入する
ため、Ａ１の適中率の精度も高く、又溶鋼の循環等の効
果もあり、Ａｌ２Ｏ３クラスター、スリバーが減少し、
安定した表面又は内質を有した製品鋼板を提供するもの
である。Ｓｊについてはこの発明の最も特徴のあること
で、Ｓｉの有要性については前に詳細に述べている通り
であり、Ｓｊを溶鋼に添加することにはまつたくない。 従つて不可避的に存在するＳｉ量は鋼板中で０．０１％
以下多くても０．０２％迄である。窒素については、通
常Ａ１−ギルド鋼では３０〜７０ｐｐｍ１多くても４０
〜５０ｐｐｍ程度であるが、本発明は脱ガス処理と真空
脱ガス処理中に添加元素を投入することから、溶鋼が空
気と接触をする機会が少ないため４０ｐｐｍ以下となる
。更にレードルとタンデイツシユ間、タンデイツシユと
モールド間をＮシール等の処理を行えば３０ｐｐｍ以下
とすることも困難ではない。このことは冷延用Ａ１−キ
ルド以外の用途で、ＡｌＮの析出を利用しない用途につ
いては一般的に窒素は有害な元素で、特に時効性の面か
ら成るべく少ない方が良いことからも好ましく、又Ａｌ
Ｎ析出量を少なくしてマトリックスを清浄にし、成るべ
く結晶粒成長を助長し、結晶粒度を大きくし、加工性の
向上を狙う場合も窒素量は少ない方が良いことからも好
ましく、従つて本発明では特に規制しない。次に本発明
の実施例を第１乃至表５に示す。 以上総合的に判断し推奨できる適用用途としては次の如
くである。Ａ：冷延用鋼板（ＢａＸ．ＡＴｌｎ連続焼鈍
）、亜鉛めつき用、カラー用鋼板、ブリキ用鋼板。Ｂ：
冷延用銅板（ＢＯｘ．Ａｎｎ連続焼鈍）、亜鉛めつき用
、カラー用鋼板、ブリキ用鋼板。 Ｃ：冷延用鋼板（連続焼鈍）、加工用熱延鋼板用、ブリ
キ用鋼板。 以上の説明で明らかなように本発明は、Ｓｊ添加を全く
行うことなく高〔Ｃ〕出鋼、真空脱ガス処理を行い。 この処理中少量のＡ１を添加し低Ａ１溶鋼として連続鋳
造するので、熱間圧延剤、冷間圧延剤、焼鈍材、溶鋼亜
鉛メッキ材としての表面性状及び内面性状がリムド鋼以
上で、かつ鋼の溶製、成分調整、脱ガス処理、連続鋳造
に及ぶ製造コスト、作業性、生産性に優れた鋼板用連鋳
スラブが製造でき、その効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図ａは、全炭素含有量と固溶炭素量の関係を示すグ
ラフ、第１図ｂは、固有Ｃ量と時効指数の関係を示すグ
ラフ、第２図は、清浄度と穴拡げ比の関係を示すグラフ
、第３図は、冷延率と穴拡げ比の関係を示すグラフ、第
４図は、絞り性に及ぼすＳｉ量の影響を示すグラフ、第
５図は、鍍金密着性に及ぼすＳｉの影響を示すグラフ、
第６図は、テンパーカラーに及ぼすＳｉの影響を示すグ
ラフ、第７図は、カラー鋼板のロールフォーミング時の
腰折れを示すグラフ、第８図は、溶鋼中の炭素と酸素の
平衡関係を示すグラフ、第９図は、清浄度（Ａ系介在物
）に及ぼすＮ添加の影響を示すグラフ、第１０図は、Ａ
１と合金層生成量の関係を示すグラフ、第１１図は、Ｔ
．

〔０〕量と結晶粒度の関係を示すグラフ、第１２図は
、結晶粒度とＮ量の関係を示すグラフ、第１３図は、鍍
金剥離に及ぼすＳＯｌＡ］の影響を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 転炉での吹止〔Ｃ〕を０．０５％以上にして出鋼し
   、１０〜３００ｍｍＨｇの真空度で真空脱ガスを行い、
   脱炭速度に応じて真空度を３００ｍｍＨｇから１０ｍｍ
   Ｈｇに調整し、この脱ガス処理中にＡｌ又はＡｌとＣに
   よる脱酸を行い更に製品用途に応じて必要な合金元素を
   添加し成分調整を行うと共にＳｉ脱酸を全べての工程で
   全く行わず、少なくとも０．０３％≦Ｃ≦０．１０％、
   Ｏ≦２００ｐｐｍ、Ｔ．Ａｌ≦０．０２％、Ｍｎ≦０．
   ６％、Ｓｉ：不可避的含有量の溶鋼を溶製し、これを連
   続鋳造機に供給し鋳造することを特徴とする鋼板用連鋳
   スラブの製造方法。