JPH10176213A - 低炭素鋼の脱酸方法 - Google Patents
低炭素鋼の脱酸方法Info
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- JPH10176213A JPH10176213A JP33840796A JP33840796A JPH10176213A JP H10176213 A JPH10176213 A JP H10176213A JP 33840796 A JP33840796 A JP 33840796A JP 33840796 A JP33840796 A JP 33840796A JP H10176213 A JPH10176213 A JP H10176213A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明は、連続鋳造に際して浸漬ノズルの閉塞
を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物を生成させ
ないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化させない低
炭素鋼の脱酸方法を提供することを目的としている。 【解決手段】真空脱ガス装置内で脱炭処理した溶鋼か
ら、Ｃ≦０．０２０重量％、Ａｌ≦０．００５重量％、
Ｔｉ≧０．０１０重量％、Ｓｉ≦０．２重量％、Ｍｎ≦
１．０重量％、Ｓ≦０．０５０重量％を含有する低炭素
鋼を製造する方法において、 上記溶鋼に、２０重量％
以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重量％以下のＳｉ
と、５重量％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴ
ｉと、１５重量％以下のＡｌとからなる合金の脱酸剤を
投入し、生成介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、Ｓ
ｉＯ2 、希土類金属酸化物のうちの２種以上及び３０〜
８５重量％のＴｉ酸化物を含む組成とする。
を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物を生成させ
ないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化させない低
炭素鋼の脱酸方法を提供することを目的としている。 【解決手段】真空脱ガス装置内で脱炭処理した溶鋼か
ら、Ｃ≦０．０２０重量％、Ａｌ≦０．００５重量％、
Ｔｉ≧０．０１０重量％、Ｓｉ≦０．２重量％、Ｍｎ≦
１．０重量％、Ｓ≦０．０５０重量％を含有する低炭素
鋼を製造する方法において、 上記溶鋼に、２０重量％
以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重量％以下のＳｉ
と、５重量％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴ
ｉと、１５重量％以下のＡｌとからなる合金の脱酸剤を
投入し、生成介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、Ｓ
ｉＯ2 、希土類金属酸化物のうちの２種以上及び３０〜
８５重量％のＴｉ酸化物を含む組成とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低炭素鋼の脱酸方
法に関し、特に、Ｔｉを主成分とする合金で脱酸し、連
続鋳造過程での所謂浸漬ノズル（イマージョン・ノズ
ル）の閉塞が少ないばかりでなく、製品での非金属介在
物に起因した欠陥が少なく、且つ発錆しない鋼を製造す
る技術に係わる。
法に関し、特に、Ｔｉを主成分とする合金で脱酸し、連
続鋳造過程での所謂浸漬ノズル（イマージョン・ノズ
ル）の閉塞が少ないばかりでなく、製品での非金属介在
物に起因した欠陥が少なく、且つ発錆しない鋼を製造す
る技術に係わる。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｉを含む極低炭素冷延鋼板の素材とし
ての鋼材は、その製造開始当初、特公昭４４−１８０６
６号公報に開示されているように、溶鋼を２次精錬で脱
ガスした後、Ａｌを用いずＦｅＴｉで脱酸して製造され
ていたが、近年では、Ｔｉや酸素の濃度を安定させ、且
つ低コストにするため、Ａｌで脱酸して該Ａｌを０．０
０５重量％以上含有させて製造する方法が主流となって
いる。
ての鋼材は、その製造開始当初、特公昭４４−１８０６
６号公報に開示されているように、溶鋼を２次精錬で脱
ガスした後、Ａｌを用いずＦｅＴｉで脱酸して製造され
ていたが、近年では、Ｔｉや酸素の濃度を安定させ、且
つ低コストにするため、Ａｌで脱酸して該Ａｌを０．０
０５重量％以上含有させて製造する方法が主流となって
いる。
【０００３】Ａｌで脱酸する場合、通常は、ガス撹拌付
き取鍋やＲＨ脱ガス装置を用い、生成した酸化物を凝
集、合体して浮上分離させスラグに吸収するが、鋳片に
は、どうしても不可避的酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）が残留す
る。しかも、このＡｌ2 Ｏ3 は、クラスター状の形状と
なるので、溶鋼に対する見掛け比重の差が小さく、浮上
分離し難く、鋼中には数１００μｍ以上の大きさの介在
物として残留する。このＡｌ2 Ｏ3 からなるクラスター
状の介在物が、精錬後の連続鋳造において、鋳型内で鋳
片の表層部に捕捉されると、製品として美麗さを必要と
する自動車用冷延鋼板の表面性状が損なわれるばかりで
なく、所謂ヘゲやスリーバのような表面欠陥の生成原因
となる。また、Ａｌ脱酸で生成した溶鋼中に浮遊する固
相のＡｌ2Ｏ3 介在物は、該溶鋼を連続鋳造する際に、
上記浸漬ノズルの内壁に付着堆積し、該ノズルの閉塞を
引き起こす。
き取鍋やＲＨ脱ガス装置を用い、生成した酸化物を凝
集、合体して浮上分離させスラグに吸収するが、鋳片に
は、どうしても不可避的酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）が残留す
る。しかも、このＡｌ2 Ｏ3 は、クラスター状の形状と
なるので、溶鋼に対する見掛け比重の差が小さく、浮上
分離し難く、鋼中には数１００μｍ以上の大きさの介在
物として残留する。このＡｌ2 Ｏ3 からなるクラスター
状の介在物が、精錬後の連続鋳造において、鋳型内で鋳
片の表層部に捕捉されると、製品として美麗さを必要と
する自動車用冷延鋼板の表面性状が損なわれるばかりで
なく、所謂ヘゲやスリーバのような表面欠陥の生成原因
となる。また、Ａｌ脱酸で生成した溶鋼中に浮遊する固
相のＡｌ2Ｏ3 介在物は、該溶鋼を連続鋳造する際に、
上記浸漬ノズルの内壁に付着堆積し、該ノズルの閉塞を
引き起こす。
【０００４】そこで、上記Ａｌでの脱酸問題を解決する
方法として、例えば、特公昭６３−４１６７１号公報
は、溶鋼中のＣａ濃度が０．００１重量％以上になるよ
うにＣａを添加してＡｌとの複合脱酸とし、生成する酸
化物をＡｌ2 Ｏ3 −ＣａＯやＴｉＯ2 −ＣａＯ等の低融
点組成物に形態を変更する方法を提案している。しかし
ながら、この方法では、Ｃａ合金としてＣａＳｉ、Ｃａ
Ａｌ、ＦｅＣａを用い、溶鋼中のＣａ濃度を０．００１
重量％以上になるように添加するが、Ｃａの蒸気圧が高
いために，その歩留りが低いばかりでなく、Ｃａ濃度が
安定せず、しかも溶鋼の飛散やヒュームが発生して操業
がやり難い。また、溶鋼中のＣａＯ濃度が０．００１重
量％以上になると、冷延鋼板に錆が発生しやすくなると
いう問題もある。
方法として、例えば、特公昭６３−４１６７１号公報
は、溶鋼中のＣａ濃度が０．００１重量％以上になるよ
うにＣａを添加してＡｌとの複合脱酸とし、生成する酸
化物をＡｌ2 Ｏ3 −ＣａＯやＴｉＯ2 −ＣａＯ等の低融
点組成物に形態を変更する方法を提案している。しかし
ながら、この方法では、Ｃａ合金としてＣａＳｉ、Ｃａ
Ａｌ、ＦｅＣａを用い、溶鋼中のＣａ濃度を０．００１
重量％以上になるように添加するが、Ｃａの蒸気圧が高
いために，その歩留りが低いばかりでなく、Ｃａ濃度が
安定せず、しかも溶鋼の飛散やヒュームが発生して操業
がやり難い。また、溶鋼中のＣａＯ濃度が０．００１重
量％以上になると、冷延鋼板に錆が発生しやすくなると
いう問題もある。
【０００５】また、Ａｌとの複合脱酸法による酸化物の
形態変更方法として、別途、特公昭５７−７２１６号公
報に開示された技術もある。それは、Ｃａを用いずに、
Ａｌ：１５〜８９．５モル％、Ｔｉ：１０〜８０モル
％、およびＹ、Ｃｅまたはミッシュメタルの１種又は２
種以上の金属：０．５〜５モル％から構成される合金を
添加する方法である。しかしながら、この方法を採用す
ると、デンドライト状の酸化物系介在物の生成を防止し
たり、巨大なクラスター状介在物の発生防止には効果が
認められるが、自動車用冷延鋼板で問題となるような直
径１００μｍ程度のクラスター状介在物の低減は不十分
であり、また、連続鋳造に際しての浸漬ノズル閉塞も防
止するまでには至らなかった。
形態変更方法として、別途、特公昭５７−７２１６号公
報に開示された技術もある。それは、Ｃａを用いずに、
Ａｌ：１５〜８９．５モル％、Ｔｉ：１０〜８０モル
％、およびＹ、Ｃｅまたはミッシュメタルの１種又は２
種以上の金属：０．５〜５モル％から構成される合金を
添加する方法である。しかしながら、この方法を採用す
ると、デンドライト状の酸化物系介在物の生成を防止し
たり、巨大なクラスター状介在物の発生防止には効果が
認められるが、自動車用冷延鋼板で問題となるような直
径１００μｍ程度のクラスター状介在物の低減は不十分
であり、また、連続鋳造に際しての浸漬ノズル閉塞も防
止するまでには至らなかった。
【０００６】上記したことの他に、Ａｌで脱酸する場合
の問題として、特開昭６２−３０８２２号公報に記載さ
れているように、酸化物として存在する以外のＡｌの濃
度が増加してくると（つまり、ｓｏｌ．Ａｌの増加）、
その鋼材の冷延鋼板を焼鈍した後に、プレス成形性が劣
化する。ところで、Ａｌによる脱酸は、以上述べたよう
に問題点が多いので、最近は、Ｔｉを含む極低炭素冷延
鋼板の製造に、Ａｌを添加せず、Ｔｉで脱酸した冷延鋼
板の需要が再び高まっている。Ｔｉ脱酸では、冒頭で述
べたように、Ａｌ脱酸に比べて溶鋼中の酸素濃度が不安
定で、且つ到達酸素濃度が高く、介在物量が多い欠点も
あるが、Ａｌ脱酸で生成するクラスター状の酸化物は生
成せず、５〜１０μｍ程度の酸化物が分散した状態で存
在するので、冷延用鋼板にクラスター状介在物に起因し
た表面欠陥が発生し難いという利点がある。しかしなが
ら、Ａｌ≦０．００５重量％の極低炭素鋼の製造では、
Ｔｉ濃度が０．０１０重量％以上とすると、Ｔｉ酸化物
は溶鋼中では依然として固相状態であるため、Ａｌ2 Ｏ
3 と同様、連続鋳造に際して浸漬ノズルの閉塞を引き起
こす。このことは、「Ｃ≧０．５０重量％の高炭素鋼
で、Ｔｉ≦０．０１５重量％とすると浸漬ノズル閉塞の
発生は少ないが、極低炭素鋼では脱酸前の初期酸素濃度
が高いため、Ｔｉ濃度が０．０１０重量％程度でも浸漬
ノズルの閉塞が発生する」という特公昭５６−２９７３
０号公報の記載からも明らかである。Ｔｉは、製品鋼材
の優れた深絞り性を確保するには、少なくとも０．０１
０重量％以上含有させる必要があるので、極低炭素鋼の
製造でＴｉ脱酸を行うと、連続鋳造時の浸漬ノズル閉塞
はどうしても避けられなかった。
の問題として、特開昭６２−３０８２２号公報に記載さ
れているように、酸化物として存在する以外のＡｌの濃
度が増加してくると（つまり、ｓｏｌ．Ａｌの増加）、
その鋼材の冷延鋼板を焼鈍した後に、プレス成形性が劣
化する。ところで、Ａｌによる脱酸は、以上述べたよう
に問題点が多いので、最近は、Ｔｉを含む極低炭素冷延
鋼板の製造に、Ａｌを添加せず、Ｔｉで脱酸した冷延鋼
板の需要が再び高まっている。Ｔｉ脱酸では、冒頭で述
べたように、Ａｌ脱酸に比べて溶鋼中の酸素濃度が不安
定で、且つ到達酸素濃度が高く、介在物量が多い欠点も
あるが、Ａｌ脱酸で生成するクラスター状の酸化物は生
成せず、５〜１０μｍ程度の酸化物が分散した状態で存
在するので、冷延用鋼板にクラスター状介在物に起因し
た表面欠陥が発生し難いという利点がある。しかしなが
ら、Ａｌ≦０．００５重量％の極低炭素鋼の製造では、
Ｔｉ濃度が０．０１０重量％以上とすると、Ｔｉ酸化物
は溶鋼中では依然として固相状態であるため、Ａｌ2 Ｏ
3 と同様、連続鋳造に際して浸漬ノズルの閉塞を引き起
こす。このことは、「Ｃ≧０．５０重量％の高炭素鋼
で、Ｔｉ≦０．０１５重量％とすると浸漬ノズル閉塞の
発生は少ないが、極低炭素鋼では脱酸前の初期酸素濃度
が高いため、Ｔｉ濃度が０．０１０重量％程度でも浸漬
ノズルの閉塞が発生する」という特公昭５６−２９７３
０号公報の記載からも明らかである。Ｔｉは、製品鋼材
の優れた深絞り性を確保するには、少なくとも０．０１
０重量％以上含有させる必要があるので、極低炭素鋼の
製造でＴｉ脱酸を行うと、連続鋳造時の浸漬ノズル閉塞
はどうしても避けられなかった。
【０００７】そこで、この問題点を解決するために、特
公平７−４１３８２号公報は、浸漬ノズルより気泡径が
０．６ｍｍ以上の不活性ガスを吐出させる方法、また
は、３μｍ以上の径を有する気孔を総気孔の１３体積％
以上含有する材質でノズルを製作し、その気孔を通して
不活性ガスを吐出させる方法を提案している。しかしな
がら、これらの方法では、ノズル材の気孔率が高く弱い
ので、ノズル溶損が大きく、ノズル閉塞の防止効果も不
十分であった。
公平７−４１３８２号公報は、浸漬ノズルより気泡径が
０．６ｍｍ以上の不活性ガスを吐出させる方法、また
は、３μｍ以上の径を有する気孔を総気孔の１３体積％
以上含有する材質でノズルを製作し、その気孔を通して
不活性ガスを吐出させる方法を提案している。しかしな
がら、これらの方法では、ノズル材の気孔率が高く弱い
ので、ノズル溶損が大きく、ノズル閉塞の防止効果も不
十分であった。
【０００８】また、特公平７−４７７６４号公報は、脱
酸後、Ｍｎ：０．０３〜１．５重量％、Ｔｉ：０．０２
〜１．５重量％となる溶鋼中の介在物が、ＭｎＯ−Ｔｉ
酸化物（ＭｎＯ：１７〜３１重量％）を主成分とする低
融点組成となるような非時効性冷延鋼板を提案してい
る。この公報に記載されたＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍｎ
Ｏ：１７〜３１重量％）は低融点組成であり、溶鋼中で
は液相状態であるので、この介在物を含んだ溶鋼は、浸
漬ノズルを通過してもノズルに付着することなく鋳型に
注入され、浸漬ノズルの閉塞は防止できる。一方、森岡
泰行、森田一樹ら（鉄と鋼、８１（１９９５）、ｐ４０
参照）によれば、ＭｎＯ：１７〜３１重量％含有するＭ
ｎＯ−Ｔｉ酸化物を得るには、溶鋼中のＭｎ及びＴｉの
酸素との親和力の違いから、溶鋼中のＭｎとＴｉの濃度
比を重量％でＭｎ／Ｔｉ≧１００とする必要がある。し
たがって、鋼中のＴｉ濃度が０．０１０重量％の場合、
ＭｎＯを１７〜３１重量％含有したＭｎＯ−Ｔｉ酸化物
を得るには、Ｍｎ濃度は１．０重量％以上必要となる。
酸後、Ｍｎ：０．０３〜１．５重量％、Ｔｉ：０．０２
〜１．５重量％となる溶鋼中の介在物が、ＭｎＯ−Ｔｉ
酸化物（ＭｎＯ：１７〜３１重量％）を主成分とする低
融点組成となるような非時効性冷延鋼板を提案してい
る。この公報に記載されたＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍｎ
Ｏ：１７〜３１重量％）は低融点組成であり、溶鋼中で
は液相状態であるので、この介在物を含んだ溶鋼は、浸
漬ノズルを通過してもノズルに付着することなく鋳型に
注入され、浸漬ノズルの閉塞は防止できる。一方、森岡
泰行、森田一樹ら（鉄と鋼、８１（１９９５）、ｐ４０
参照）によれば、ＭｎＯ：１７〜３１重量％含有するＭ
ｎＯ−Ｔｉ酸化物を得るには、溶鋼中のＭｎ及びＴｉの
酸素との親和力の違いから、溶鋼中のＭｎとＴｉの濃度
比を重量％でＭｎ／Ｔｉ≧１００とする必要がある。し
たがって、鋼中のＴｉ濃度が０．０１０重量％の場合、
ＭｎＯを１７〜３１重量％含有したＭｎＯ−Ｔｉ酸化物
を得るには、Ｍｎ濃度は１．０重量％以上必要となる。
【０００９】しかしながら、Ｍｎ含有量が１．０重量％
を越えると、鋼材の材質が硬化すると共に、Ｔｉ含有量
が０．０１０重量％未満であると、優れた深絞り性が得
られない。そのため、介在物をＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍ
ｎＯ：１７〜３１重量％）にすることは困難であった。
本発明は、かかる事情を鑑み、連続鋳造に際して浸漬ノ
ズルの閉塞を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物
を生成させないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化
させない低炭素鋼の脱酸方法を提供することを目的とし
ている。
を越えると、鋼材の材質が硬化すると共に、Ｔｉ含有量
が０．０１０重量％未満であると、優れた深絞り性が得
られない。そのため、介在物をＭｎＯ−Ｔｉ酸化物（Ｍ
ｎＯ：１７〜３１重量％）にすることは困難であった。
本発明は、かかる事情を鑑み、連続鋳造に際して浸漬ノ
ズルの閉塞を起こさず、且つ鋼中にクラスター状介在物
を生成させないと共に、製品鋼材のプレス加工性も劣化
させない低炭素鋼の脱酸方法を提供することを目的とし
ている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】発明者は、上記目的を達
成するため、実験及び検討を重ね、その成果として新規
な合金の脱酸剤を開発した。そして、この脱酸剤を活用
して本発明を創案するに至った。すなわち、本発明は、
真空脱ガス装置内で脱炭処理した溶鋼から、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．２重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重
量％以下のＳｉと、５重量％以下の希土類金属と、３０
重量％以上のＴｉと、１５重量％以下のＡｌとからなる
合金の脱酸剤を投入し、生成介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、
Ａｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、希土類金属の酸化物のうちの２
種以上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を含む組成と
することを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法である。
成するため、実験及び検討を重ね、その成果として新規
な合金の脱酸剤を開発した。そして、この脱酸剤を活用
して本発明を創案するに至った。すなわち、本発明は、
真空脱ガス装置内で脱炭処理した溶鋼から、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．２重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、上記溶鋼
に、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重
量％以下のＳｉと、５重量％以下の希土類金属と、３０
重量％以上のＴｉと、１５重量％以下のＡｌとからなる
合金の脱酸剤を投入し、生成介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、
Ａｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、希土類金属の酸化物のうちの２
種以上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を含む組成と
することを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法である。
【００１１】また、本発明は、上記合金の脱酸剤に代
え、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重
量％以下のＳｉと、５重量％以下の希土類金属と、３０
重量％以上のＴｉとからなる合金の８５部及び金属Ａｌ
の１５部を混合した脱酸剤としたことを特徴とする低炭
素鋼の脱酸方法である。さらに、本発明は、上記合金の
脱酸剤に代え、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上
と、５重量％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴ
ｉと、１５重量％以下のＡｌとからなる合金の脱酸剤と
したことを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法である。
え、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重
量％以下のＳｉと、５重量％以下の希土類金属と、３０
重量％以上のＴｉとからなる合金の８５部及び金属Ａｌ
の１５部を混合した脱酸剤としたことを特徴とする低炭
素鋼の脱酸方法である。さらに、本発明は、上記合金の
脱酸剤に代え、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上
と、５重量％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴ
ｉと、１５重量％以下のＡｌとからなる合金の脱酸剤と
したことを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法である。
【００１２】加えて、本発明は、上記合金の脱酸剤に代
え、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、５重量
％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴｉととから
なる合金の８５部及び金属Ａｌの１５部を混合した脱酸
剤としたことを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法である。
さらに加えて、本発明は、上記溶鋼の溶存酸素が２００
ｐｐｍ以下となるよう、金属ＡｌあるいはＳｉで予備脱
酸することを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法でもある。
え、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、５重量
％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴｉととから
なる合金の８５部及び金属Ａｌの１５部を混合した脱酸
剤としたことを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法である。
さらに加えて、本発明は、上記溶鋼の溶存酸素が２００
ｐｐｍ以下となるよう、金属ＡｌあるいはＳｉで予備脱
酸することを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法でもある。
【００１３】本発明では、低炭素鋼の脱酸を、上記のよ
うな構成で行うようにしたので、得られた溶鋼で連続鋳
造を行なっても、浸漬ノズルの閉塞は起こらないように
なる。また、鋼中にクラスター状介在物が生成しないの
で、その後に圧延、焼鈍、メッキ処理を施して製造した
自動車用薄鋼板は、極めて表面性状が優れており、発錆
も少なく、非金属介在物に起因する表面欠陥は皆無とな
り、加えて、従来の鋼材よりプレス加工性も劣化しなか
った。
うな構成で行うようにしたので、得られた溶鋼で連続鋳
造を行なっても、浸漬ノズルの閉塞は起こらないように
なる。また、鋼中にクラスター状介在物が生成しないの
で、その後に圧延、焼鈍、メッキ処理を施して製造した
自動車用薄鋼板は、極めて表面性状が優れており、発錆
も少なく、非金属介在物に起因する表面欠陥は皆無とな
り、加えて、従来の鋼材よりプレス加工性も劣化しなか
った。
【００１４】
【発明の実施の形態】まず、本発明の実施形態は、上述
したことから明らかなように、脱ガス後の溶鋼に、脱酸
能力の大きい新規な合金の脱酸剤あるいは新規な合金と
金属Ａｌを混合した脱酸剤を投入し、脱酸反応で生成す
る介在物を３元系以上の低融点組成を有する複合介在物
にすることである。ここで、図１は、１６００℃におけ
る溶鋼中の金属元素濃度（ｐｐｍ）と酸素の活量（ａ
o ）との関係であるが、この図１を用いれば、上記実施
形態を具体的に説明することができる。
したことから明らかなように、脱ガス後の溶鋼に、脱酸
能力の大きい新規な合金の脱酸剤あるいは新規な合金と
金属Ａｌを混合した脱酸剤を投入し、脱酸反応で生成す
る介在物を３元系以上の低融点組成を有する複合介在物
にすることである。ここで、図１は、１６００℃におけ
る溶鋼中の金属元素濃度（ｐｐｍ）と酸素の活量（ａ
o ）との関係であるが、この図１を用いれば、上記実施
形態を具体的に説明することができる。
【００１５】例えば、本発明で狙いとする低融点組成の
複合介在物のＴｉ酸化物（Ｔｉ2 Ｏ 3 ）の活量（ａ
Ti2O3 ）が０．５、Ｃｅ酸化物（Ｃｅ2 Ｏ3 ）の活量
（ａCe2O3）が０．３、Ｃａ酸化物（ＣａＯ）の活量
（ａCaO ）が０．３とすると、溶鋼中のＴｉ濃度が０．
０５０重量％の場合、Ｃｅ＝１ｐｐｍ、Ｃａ＝４ｐｐｍ
にする必要がある。このような溶鋼組成と複合介在物組
成は、脱ガス後の溶鋼を、少量の希土類金属（主として
Ｃｅ，Ｌａ）と、Ｃａと、Ｔｉとからなる合金で脱酸す
ること、及び製造対象の溶鋼成分を下記のように限定す
ることで達成されるのである。一方、狙いとする低融点
組成の複合介在物のＴｉ酸化物の活量（ａTi2O3）が
０．５、Ｃｅ酸化物の活量（ａCe2O3 ）が０．３、Ｍｇ
酸化物（ＭｇＯ）の活量（ａMgO ）が０．３とすると、
溶鋼中のＴｉ濃度が０．０５０重量％の場合、Ｃｅ＝１
ｐｐｍ、Ｍｇ＝４ｐｐｍにする必要がある。このような
溶鋼組成と複合介在物組成は、同様に少量の希土類金属
と、Ｍｇと、Ｔｉとからなる合金で脱酸すること、及び
製造対象の溶鋼成分を下記のように限定することで達成
される。
複合介在物のＴｉ酸化物（Ｔｉ2 Ｏ 3 ）の活量（ａ
Ti2O3 ）が０．５、Ｃｅ酸化物（Ｃｅ2 Ｏ3 ）の活量
（ａCe2O3）が０．３、Ｃａ酸化物（ＣａＯ）の活量
（ａCaO ）が０．３とすると、溶鋼中のＴｉ濃度が０．
０５０重量％の場合、Ｃｅ＝１ｐｐｍ、Ｃａ＝４ｐｐｍ
にする必要がある。このような溶鋼組成と複合介在物組
成は、脱ガス後の溶鋼を、少量の希土類金属（主として
Ｃｅ，Ｌａ）と、Ｃａと、Ｔｉとからなる合金で脱酸す
ること、及び製造対象の溶鋼成分を下記のように限定す
ることで達成されるのである。一方、狙いとする低融点
組成の複合介在物のＴｉ酸化物の活量（ａTi2O3）が
０．５、Ｃｅ酸化物の活量（ａCe2O3 ）が０．３、Ｍｇ
酸化物（ＭｇＯ）の活量（ａMgO ）が０．３とすると、
溶鋼中のＴｉ濃度が０．０５０重量％の場合、Ｃｅ＝１
ｐｐｍ、Ｍｇ＝４ｐｐｍにする必要がある。このような
溶鋼組成と複合介在物組成は、同様に少量の希土類金属
と、Ｍｇと、Ｔｉとからなる合金で脱酸すること、及び
製造対象の溶鋼成分を下記のように限定することで達成
される。
【００１６】次に、本発明に係る脱酸方法の実施で製造
する溶鋼成分の限定であるが、本発明では、ＡｌとＴｉ
を特に重視して、Ａｌ≦０．００５重量％で、Ｔｉ≧
０．０１０重量％とする。Ａｌが０．００５重量％を超
えると、Ａｌ脱酸が起こり、Ａｌ2 Ｏ3 クラスターが大
量に生成するからである。また、脱酸で生成する介在物
を３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を主とした酸化物に
し、粒径５〜１０μｍ程度の大きさで鋼中に分散した状
態で存在させて、冷延用鋼板において介在物中の表面欠
陥を防止するには、Ａｌ≦０．００５重量％であること
が必要である。
する溶鋼成分の限定であるが、本発明では、ＡｌとＴｉ
を特に重視して、Ａｌ≦０．００５重量％で、Ｔｉ≧
０．０１０重量％とする。Ａｌが０．００５重量％を超
えると、Ａｌ脱酸が起こり、Ａｌ2 Ｏ3 クラスターが大
量に生成するからである。また、脱酸で生成する介在物
を３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を主とした酸化物に
し、粒径５〜１０μｍ程度の大きさで鋼中に分散した状
態で存在させて、冷延用鋼板において介在物中の表面欠
陥を防止するには、Ａｌ≦０．００５重量％であること
が必要である。
【００１７】一方、Ｔｉについては、それが０．０１０
重量％未満では、Ｃが０．０２０重量％以下の低炭素鋼
の深絞り性を確保することができず、また溶鋼の脱酸素
能力が弱く、全酸素濃度が高くなるからである。なお、
Ｔｉは、ＴｉＮの大量の生成による浸漬ノズルの閉塞防
止を図る観点からは、０．１５重量％以下であることが
望ましい。
重量％未満では、Ｃが０．０２０重量％以下の低炭素鋼
の深絞り性を確保することができず、また溶鋼の脱酸素
能力が弱く、全酸素濃度が高くなるからである。なお、
Ｔｉは、ＴｉＮの大量の生成による浸漬ノズルの閉塞防
止を図る観点からは、０．１５重量％以下であることが
望ましい。
【００１８】Ｃは、０．０２０重量％を超えると、製品
鋼材の深絞り性が確保できなくなるので、０．０２０重
量％以下にする必要がある。Ｓｉは、０．２０重量％を
超えると、製品鋼材のめっき性が劣化し表面性状が悪化
するので、０．２０重量％以下にする必要がある。Ｍｎ
は、１．０重量％を超えると、鋼材が硬化するので、
１．０重量％以下にする。また、１．０重量％を超える
と、鋼中の介在物は、Ｔｉ酸化物−ＭｎＯ系の低融点組
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。
鋼材の深絞り性が確保できなくなるので、０．０２０重
量％以下にする必要がある。Ｓｉは、０．２０重量％を
超えると、製品鋼材のめっき性が劣化し表面性状が悪化
するので、０．２０重量％以下にする必要がある。Ｍｎ
は、１．０重量％を超えると、鋼材が硬化するので、
１．０重量％以下にする。また、１．０重量％を超える
と、鋼中の介在物は、Ｔｉ酸化物−ＭｎＯ系の低融点組
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。
【００１９】Ｓは、０．０５０重量％を超えると、鋼中
にＣａＳや希土類金属硫化物が多くなり、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ので、０．０５０重量％以下
に限定する。さらに、本発明においては、冷延鋼板の材
質要求に応じて、Ｂ、Ｎｂの１種又は２種を含有させる
ことは、何ら問題はない。引き続き、本発明で脱酸剤と
して使用する合金の成分限定について説明する。
にＣａＳや希土類金属硫化物が多くなり、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ので、０．０５０重量％以下
に限定する。さらに、本発明においては、冷延鋼板の材
質要求に応じて、Ｂ、Ｎｂの１種又は２種を含有させる
ことは、何ら問題はない。引き続き、本発明で脱酸剤と
して使用する合金の成分限定について説明する。
【００２０】この合金は、２０重量％以下のＣａ、Ｍｇ
の１種以上と、２０重量％以下のＳｉと、５重量％以下
の希土類金属と、３０重量％以上のＴｉと、１５重量％
以下のＡｌを予め溶融して均一化したもの、または、上
記成分からＡｌを除いたものである。２０重量％以下の
Ｃａ、Ｍｇの１種以上、２０重量％以下のＳｉと、３０
重量％のＴｉとからなる合金、あるいはこの合金からＳ
ｉを除いたものでは、生成する介在物が溶鋼中で十分な
液相状態ではなく、その組成と形態は不安定であり、前
記浸漬ノズルの詰りは十分には解消できない。そこで、
該介在物の組成と形態を安定させるために、５重量％以
下の希土類金属を加えたのである。また、Ｃａ、Ｍｇが
２０重量％超えるようにすると、鋼中にＣａＯ、Ｍｇ
Ｏ、ＣａＳ濃度の高い介在物が大量に生成し、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ので、
それ以下に限定したのである。好ましくは１０重量％以
下が良い。さらに、Ｃａ，Ｍｇを入れずに、希土類金属
とＴｉとからなる合金で脱酸すると、介在物は溶鋼中で
十分な液相状態ではなく、該介在物の組成と形態は不安
定で、ノズル詰りは十分に解消できなかった。
の１種以上と、２０重量％以下のＳｉと、５重量％以下
の希土類金属と、３０重量％以上のＴｉと、１５重量％
以下のＡｌを予め溶融して均一化したもの、または、上
記成分からＡｌを除いたものである。２０重量％以下の
Ｃａ、Ｍｇの１種以上、２０重量％以下のＳｉと、３０
重量％のＴｉとからなる合金、あるいはこの合金からＳ
ｉを除いたものでは、生成する介在物が溶鋼中で十分な
液相状態ではなく、その組成と形態は不安定であり、前
記浸漬ノズルの詰りは十分には解消できない。そこで、
該介在物の組成と形態を安定させるために、５重量％以
下の希土類金属を加えたのである。また、Ｃａ、Ｍｇが
２０重量％超えるようにすると、鋼中にＣａＯ、Ｍｇ
Ｏ、ＣａＳ濃度の高い介在物が大量に生成し、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ので、
それ以下に限定したのである。好ましくは１０重量％以
下が良い。さらに、Ｃａ，Ｍｇを入れずに、希土類金属
とＴｉとからなる合金で脱酸すると、介在物は溶鋼中で
十分な液相状態ではなく、該介在物の組成と形態は不安
定で、ノズル詰りは十分に解消できなかった。
【００２１】合金中の希土類金属が５重量％を超える
と、介在物中の希土類金属酸化物（Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ2
Ｏ3 ）が３０重量％を超えるため、前述したように、介
在物の融点が上がり、連続鋳造におけるイマージョンノ
ズルの閉塞につながり、また、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
清浄性を悪化させる。
と、介在物中の希土類金属酸化物（Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ2
Ｏ3 ）が３０重量％を超えるため、前述したように、介
在物の融点が上がり、連続鋳造におけるイマージョンノ
ズルの閉塞につながり、また、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
清浄性を悪化させる。
【００２２】なお、上記した本発明に係る合金の脱酸剤
は、金属ＡｌやＦｅＴｉ合金に比べ高価であるので、介
在物の組成制御が可能な範囲で少量の使用で済むよう添
加するのが経済的である。そのため、本発明では、脱酸
剤添加前の溶鋼中の酸素濃度を２００ｐｐｍ以下になる
ように、予め金属ＡｌやＳｉで予備脱酸するようにもし
た。この予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌、脱酸後のＡ
ｌが≦０．００５重量％となるように予備脱酸するのが
よい。予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌が良好で、予備
脱酸後のＡｌが０．００５重量％以下となるように、少
量の金属Ａｌ、金属ＳｉやＦｅＳｉ合金、あるいは金属
ＭｎやＦｅＭｎ合金による脱酸が好ましい。
は、金属ＡｌやＦｅＴｉ合金に比べ高価であるので、介
在物の組成制御が可能な範囲で少量の使用で済むよう添
加するのが経済的である。そのため、本発明では、脱酸
剤添加前の溶鋼中の酸素濃度を２００ｐｐｍ以下になる
ように、予め金属ＡｌやＳｉで予備脱酸するようにもし
た。この予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌、脱酸後のＡ
ｌが≦０．００５重量％となるように予備脱酸するのが
よい。予備脱酸は、真空中での溶鋼撹拌が良好で、予備
脱酸後のＡｌが０．００５重量％以下となるように、少
量の金属Ａｌ、金属ＳｉやＦｅＳｉ合金、あるいは金属
ＭｎやＦｅＭｎ合金による脱酸が好ましい。
【００２３】さらに引き続いて、本発明に係る脱酸方法
の実施で生成させる複合介在物の組成限定について説明
する。該複合介在物中のＴｉ酸化物の濃度が３０重量％
より少ないと、相対的にＣａＯやＭｇＯが高くなり、か
かる組成の介在物が鋼中に残留していると、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、
ＭｇＯや希土類金属酸化物（例えば、Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ
3 Ｏ3 ）が３０重量％を超えるようになると、該介在物
の融点が上がり、連続鋳造において浸漬ノズルの閉塞に
つながる。さらに、上記希土類金属酸化物の比重が他の
酸化物に比べ大きいために、それが３０重量％を超えて
含有されると、該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なって、冷延鋼板の清浄性
が悪化する。
の実施で生成させる複合介在物の組成限定について説明
する。該複合介在物中のＴｉ酸化物の濃度が３０重量％
より少ないと、相対的にＣａＯやＭｇＯが高くなり、か
かる組成の介在物が鋼中に残留していると、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、
ＭｇＯや希土類金属酸化物（例えば、Ｃｅ2 Ｏ3 、Ｌａ
3 Ｏ3 ）が３０重量％を超えるようになると、該介在物
の融点が上がり、連続鋳造において浸漬ノズルの閉塞に
つながる。さらに、上記希土類金属酸化物の比重が他の
酸化物に比べ大きいために、それが３０重量％を超えて
含有されると、該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なって、冷延鋼板の清浄性
が悪化する。
【００２４】従って、本発明では、複合介在物中のＴｉ
酸化物濃度を３０重量％にする必要があるが、そのため
に、添加する合金脱酸剤中のＴｉを３０重量％以上にし
たのである。一方、複合介在物中のＴｉ酸化物濃度が８
５重量％より高いと、Ｔｉ酸化物は溶鋼中で固相状態と
なるため、連続鋳造において浸漬ノズルの閉塞が発生す
る。よって、本発明では、脱酸生成物としての複合介在
物中のＴｉ酸化物を３０〜８５重量％の組成としたので
ある。なお、好ましくは、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋レアメタ
ル酸化物）／Ｔｉ酸化物＝０．２〜１．０の範囲の組成
が良い。
酸化物濃度を３０重量％にする必要があるが、そのため
に、添加する合金脱酸剤中のＴｉを３０重量％以上にし
たのである。一方、複合介在物中のＴｉ酸化物濃度が８
５重量％より高いと、Ｔｉ酸化物は溶鋼中で固相状態と
なるため、連続鋳造において浸漬ノズルの閉塞が発生す
る。よって、本発明では、脱酸生成物としての複合介在
物中のＴｉ酸化物を３０〜８５重量％の組成としたので
ある。なお、好ましくは、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋レアメタ
ル酸化物）／Ｔｉ酸化物＝０．２〜１．０の範囲の組成
が良い。
【００２５】
（実施例１）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．０３５重量％、Ｍｎ＝０．２０重量％、Ｐ＝０．０
１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１６
００℃に調整した。この溶鋼中に、金属Ａｌを０．７ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度
を１５０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中
のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そして、こ
の溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−２０重量％Ｓｉ−５重量％
Ｃａ−３重量％Ｃｅ−１２重量％Ｆｅからなる合金を
１．２ｋｇ／ｔｏｎ添加し、本発明に係る脱酸の実施と
溶鋼の成分調整とを行った。
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．０３５重量％、Ｍｎ＝０．２０重量％、Ｐ＝０．０
１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１６
００℃に調整した。この溶鋼中に、金属Ａｌを０．７ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度
を１５０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中
のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そして、こ
の溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−２０重量％Ｓｉ−５重量％
Ｃａ−３重量％Ｃｅ−１２重量％Ｆｅからなる合金を
１．２ｋｇ／ｔｏｎ添加し、本発明に係る脱酸の実施と
溶鋼の成分調整とを行った。
【００２６】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、６５
重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１３重量％ＣａＯ−１０重量％Ｃｅ
2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2 Ｏ3−４重量％ＳｉＯ2 の球状
介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察した
が、付着物はほとんど発見できなかった。このスラブを
３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みに
冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間の焼鈍を行った。
その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物
性の欠陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡ
ｌ脱酸の場合と同程度で何ら問題はなかった。 （実施例２）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２５重量％、Ｐ＝０．
０２０重量％、Ｓ＝０．０１２重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａｌを０．７ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度
を１５０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中
のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そして、こ
の溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−１５重量％Ｃａ−３重量％
Ｃｅ−１７重量％Ｆｅからなる合金１．０ｋｇ／ｔｏｎ
とＡｌを０．２ｋｇ／ｔｏｎ混合して添加し、本発明に
係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、６５
重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１３重量％ＣａＯ−１０重量％Ｃｅ
2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2 Ｏ3−４重量％ＳｉＯ2 の球状
介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察した
が、付着物はほとんど発見できなかった。このスラブを
３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みに
冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間の焼鈍を行った。
その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物
性の欠陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡ
ｌ脱酸の場合と同程度で何ら問題はなかった。 （実施例２）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２５重量％、Ｐ＝０．
０２０重量％、Ｓ＝０．０１２重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａｌを０．７ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度
を１５０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中
のＡｌ濃度は、０．００３重量％であった。そして、こ
の溶鋼に、６０重量％Ｔｉ−１５重量％Ｃａ−３重量％
Ｃｅ−１７重量％Ｆｅからなる合金１．０ｋｇ／ｔｏｎ
とＡｌを０．２ｋｇ／ｔｏｎ混合して添加し、本発明に
係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。
【００２７】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、６０
重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％ＣａＯ−１０重量％Ｃｅ
2 Ｏ3 −１５重量％Ａｌ2 Ｏ 3 −３重量％ＳｉＯ2 の球
状介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察した
が、付着物はほとんどなかった。このスラブを、３．５
ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間
圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結
果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物性の欠
陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸
の場合と同程度で何ら問題はなかった。 （実施例３）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量％、Ｐ＝０．
０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを０．７ｋｇ／
ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１
７０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中のＡ
ｌ濃度は、０．００２重量％であった。そして、この溶
鋼に、６５重量％Ｔｉ−１６重量％Ｓｉ−４重量％Ｃｅ
−１５重量％Ｆｅ合金を１．２ｋｇ／ｔｏｎ添加し、本
発明に係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、６０
重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％ＣａＯ−１０重量％Ｃｅ
2 Ｏ3 −１５重量％Ａｌ2 Ｏ 3 −３重量％ＳｉＯ2 の球
状介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察した
が、付着物はほとんどなかった。このスラブを、３．５
ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間
圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結
果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物性の欠
陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸
の場合と同程度で何ら問題はなかった。 （実施例３）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量％、Ｐ＝０．
０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを０．７ｋｇ／
ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１
７０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中のＡ
ｌ濃度は、０．００２重量％であった。そして、この溶
鋼に、６５重量％Ｔｉ−１６重量％Ｓｉ−４重量％Ｃｅ
−１５重量％Ｆｅ合金を１．２ｋｇ／ｔｏｎ添加し、本
発明に係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。
【００２８】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。その
際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、
７０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％ＣａＯ−１０重量％
Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2Ｏ3 −５重量％ＳｉＯ2 Ｏ2
の球状介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観
察したが、付着物はほとんどなかった。このスラブを、
３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みま
で冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。
その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物
性の欠陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡ
ｌ脱酸の場合と同様で何ら問題はなかった。 （実施例４）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量％、Ｐ＝０．
０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを０．７ｋｇ／
ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１
６０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中のＡ
ｌ濃度は、０．００３重量％であった。そして、この溶
鋼に、６５重量％Ｔｉ−１６重量％Ｃａ−４重量％Ｃｅ
−１５重量％Ｆｅ合金を１．０ｋｇ／ｔｏｎとＡｌを
０．２ｋｇ／ｔｏｎ混合して添加し、本発明に係る脱酸
と溶鋼の成分調整とを行った。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。その
際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、
７０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％ＣａＯ−１０重量％
Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2Ｏ3 −５重量％ＳｉＯ2 Ｏ2
の球状介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観
察したが、付着物はほとんどなかった。このスラブを、
３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みま
で冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。
その結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物
性の欠陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡ
ｌ脱酸の場合と同様で何ら問題はなかった。 （実施例４）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量％、Ｐ＝０．
０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中にＡｌを０．７ｋｇ／
ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度を１
６０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中のＡ
ｌ濃度は、０．００３重量％であった。そして、この溶
鋼に、６５重量％Ｔｉ−１６重量％Ｃａ−４重量％Ｃｅ
−１５重量％Ｆｅ合金を１．０ｋｇ／ｔｏｎとＡｌを
０．２ｋｇ／ｔｏｎ混合して添加し、本発明に係る脱酸
と溶鋼の成分調整とを行った。
【００２９】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。その
際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、
６０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１５重量％ＣａＯ−１０重量％
Ｃｅ2 Ｏ3 −１５重量％Ａｌ 2 Ｏ3 の球状介在物であっ
た。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほ
とんどなかった。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間
圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０
℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼
板には、表面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められな
かった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で
何ら問題はなかった。 （実施例５）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量％、Ｐ＝０．
０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼に、予備脱酸せず、６０
重量％Ｔｉ−２０重量％Ｓｉ−５重量％Ｃａ−３重量％
Ｃｅ−１２重量％Ｆｅ合金を２．４ｋｇ／ｔｏｎ添加
し、本発明に係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。その
際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、
６０重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１５重量％ＣａＯ−１０重量％
Ｃｅ2 Ｏ3 −１５重量％Ａｌ 2 Ｏ3 の球状介在物であっ
た。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察したが、付着物はほ
とんどなかった。このスラブを、３．５ｍｍ厚まで熱間
圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０
℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その結果、焼鈍後の鋼
板には、表面欠陥や非金属介在物性の欠陥は認められな
かった。また、発錆は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で
何ら問題はなかった。 （実施例５）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００２５重量％、Ｍｎ＝０．３０重量％、Ｐ＝０．
０１０重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼に、予備脱酸せず、６０
重量％Ｔｉ−２０重量％Ｓｉ−５重量％Ｃａ−３重量％
Ｃｅ−１２重量％Ｆｅ合金を２．４ｋｇ／ｔｏｎ添加
し、本発明に係る脱酸と溶鋼の成分調整とを行った。
【００３０】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。その
際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、
６５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１３重量％ＣａＯ−１０重量％
Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2Ｏ3 −４重量％ＳｉＯ2 の
球状介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察し
たが、付着物はほとんどなかった。このスラブを、３．
５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷
間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その
結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物性の
欠陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱
酸の場合と同様で何ら問題はなかった。 （比較例１）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量％、Ｐ＝０．
０１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａｌを０．７ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度
を１７０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中
のＡｌ濃度は、０．００２重量％であった。そして、こ
の溶鋼に、７５重量％Ｔｉ−２５重量％Ｆｅ合金を１．
０ｋｇ／ｔｏｎ添加し、脱酸及び溶鋼の成分調整を行っ
た。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造を行った。その
際、タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、
６５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１３重量％ＣａＯ−１０重量％
Ｃｅ2 Ｏ3 −８重量％Ａｌ2Ｏ3 −４重量％ＳｉＯ2 の
球状介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察し
たが、付着物はほとんどなかった。このスラブを、３．
５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ厚みまで冷
間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行った。その
結果、焼鈍後の鋼板には、表面欠陥や非金属介在物性の
欠陥は認められなかった。また、発錆は、従来のＡｌ脱
酸の場合と同様で何ら問題はなかった。 （比較例１）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量％、Ｐ＝０．
０１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１
６００℃に調整した。この溶鋼中に金属Ａｌを０．７ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸し、溶鋼中の溶存酸素濃度
を１７０ｐｐｍまで低下させた。なお、この時の溶鋼中
のＡｌ濃度は、０．００２重量％であった。そして、こ
の溶鋼に、７５重量％Ｔｉ−２５重量％Ｆｅ合金を１．
０ｋｇ／ｔｏｎ添加し、脱酸及び溶鋼の成分調整を行っ
た。
【００３１】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、組成
が８８重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％Ａｌ2 Ｏ3 の微小
介在物が分散していた。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察
したところ、Ｔｉ2 Ｏ3 −Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認めら
れた。このスラブを３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、この焼鈍鋼板には、表
面欠陥や金属介在物性の欠陥が認められた。また、発錆
は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題はなかっ
た。 （比較例２）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量％、Ｐ＝０．
１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１６
００℃に調整した。この溶鋼中に、金属Ａｌを１．３ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸した後、７５重量％Ｔｉ−
２５重量％Ｆｅ合金を０．７ｋｇ／ｔｏｎを添加し、脱
酸及び成分調整を行った。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物を調査したところ、組成
が８８重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −１２重量％Ａｌ2 Ｏ3 の微小
介在物が分散していた。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察
したところ、Ｔｉ2 Ｏ3 −Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認めら
れた。このスラブを３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してか
ら、０．８ｍｍ厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓ
ｅｃ間焼鈍を行った。その結果、この焼鈍鋼板には、表
面欠陥や金属介在物性の欠陥が認められた。また、発錆
は、従来のＡｌ脱酸の場合と同様で何ら問題はなかっ
た。 （比較例２）転炉から出鋼した３００ｔｏｎの溶鋼を、
ＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、主要成分をＣ＝
０．００３０重量％、Ｍｎ＝０．２０重量％、Ｐ＝０．
１５重量％、Ｓ＝０．０１０重量％に、その温度を１６
００℃に調整した。この溶鋼中に、金属Ａｌを１．３ｋ
ｇ／ｔｏｎ添加して予備脱酸した後、７５重量％Ｔｉ−
２５重量％Ｆｅ合金を０．７ｋｇ／ｔｏｎを添加し、脱
酸及び成分調整を行った。
【００３２】このようにして得た溶鋼を、次に、２スト
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物組成を調査したところ、
５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −９５重量％Ａｌ2 Ｏ3 のクラスタ
ー状の介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察
したところ、Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認められた。このス
ラブを３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ
厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行
った。その結果、この焼鈍鋼板には、表面欠陥や非金属
介在物性の欠陥が認められた。
ランドの連続鋳造装置にてスラブに鋳造した。その際、
タンディッシュ内溶鋼の介在物組成を調査したところ、
５重量％Ｔｉ2 Ｏ3 −９５重量％Ａｌ2 Ｏ3 のクラスタ
ー状の介在物であった。鋳造終了後、浸漬ノズルを観察
したところ、Ａｌ2 Ｏ3 の付着物が認められた。このス
ラブを３．５ｍｍ厚まで熱間圧延してから、０．８ｍｍ
厚みまで冷間圧延し、７８０℃で４５ｓｅｃ間焼鈍を行
った。その結果、この焼鈍鋼板には、表面欠陥や非金属
介在物性の欠陥が認められた。
【００３３】
【発明の効果】以上述べたように、本発明により、溶鋼
中の介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、
レアメタル酸化物の２種以上を含有し、Ｔｉ酸化物濃度
を３０〜８５％の組成にした結果、連続鋳造時において
浸漬ノズルの閉塞は起こらず、また、その後の圧延、焼
鈍、メッキ処理を施した自動車用薄鋼板は、極めて表面
性状が優れており、発生も少なく、非金属介在物に起因
する表面欠陥は皆無となった。
中の介在物をＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、
レアメタル酸化物の２種以上を含有し、Ｔｉ酸化物濃度
を３０〜８５％の組成にした結果、連続鋳造時において
浸漬ノズルの閉塞は起こらず、また、その後の圧延、焼
鈍、メッキ処理を施した自動車用薄鋼板は、極めて表面
性状が優れており、発生も少なく、非金属介在物に起因
する表面欠陥は皆無となった。
【図１】１６００℃における溶鋼中の各種金属元素濃度
（ｐｐｍ）と酸素の活量（ａoとの関係を示す図であ
る。
（ｐｐｍ）と酸素の活量（ａoとの関係を示す図であ
る。
Claims (5)
- 【請求項１】 真空脱ガス装置内で脱炭処理した溶鋼か
ら、 Ｃ≦０．０２０重量％、 Ａｌ≦０．００５重量％、 Ｔｉ≧０．０１０重量％、 Ｓｉ≦０．２重量％、 Ｍｎ≦１．０重量％、 Ｓ≦０．０５０重量％ を含有する低炭素鋼を製造する方法において、 上記溶鋼に、２０重量％以下のＣａ，Ｍｇの１種以上
と、２０重量％以下のＳｉと、５重量％以下の希土類金
属と、３０重量％以上のＴｉと、１５重量％以下のＡｌ
とからなる合金の脱酸剤を投入し、生成介在物をＣａ
Ｏ、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、希土類金属酸化物
のうちの２種以上及び３０〜８５重量％のＴｉ酸化物を
含む組成とすることを特徴とする低炭素鋼の脱酸方法。 - 【請求項２】 上記合金の脱酸剤に代え、２０重量％以
下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、２０重量％以下のＳｉ
と、５重量％以下の希土類金属と、３０重量％以上のＴ
ｉとからなる合金の８５部及び金属Ａｌの１５部を混合
した脱酸剤としたことを特徴とする請求項１記載の低炭
素鋼の脱酸方法。 - 【請求項３】 上記合金の脱酸剤に代え、２０重量％以
下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、５重量％以下の希土類金
属と、３０重量％以上のＴｉと、１５重量％以下のＡｌ
とからなる合金の脱酸剤としたことを特徴とする請求項
１記載の低炭素鋼の脱酸方法。 - 【請求項４】 上記合金の脱酸剤に代え、２０重量％以
下のＣａ，Ｍｇの１種以上と、５重量％以下の希土類金
属と、３０重量％以上のＴｉととからなる合金の８５部
及び金属Ａｌの１５部を混合した脱酸剤としたことを特
徴とする請求項１の低炭素鋼の脱酸方法。 - 【請求項５】 上記溶鋼の溶存酸素が２００ｐｐｍ以下
となるよう、金属ＡｌあるいはＳｉで予備脱酸すること
を特徴とする請求項１〜４いずれか記載の低炭素鋼の脱
酸方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33840796A JP3603513B2 (ja) | 1996-12-18 | 1996-12-18 | 低炭素鋼の脱酸方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33840796A JP3603513B2 (ja) | 1996-12-18 | 1996-12-18 | 低炭素鋼の脱酸方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10176213A true JPH10176213A (ja) | 1998-06-30 |
| JP3603513B2 JP3603513B2 (ja) | 2004-12-22 |
Family
ID=18317880
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33840796A Expired - Fee Related JP3603513B2 (ja) | 1996-12-18 | 1996-12-18 | 低炭素鋼の脱酸方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3603513B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999041421A1 (fr) * | 1998-02-17 | 1999-08-19 | Nippon Steel Corporation | Acier pour toles fines possedant une excellente aptitude a l'usinage et procede de desoxydation de celui-ci |
| EP1029938A3 (en) * | 1999-02-18 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel having few inclusion defects |
| CN102363855A (zh) * | 2011-09-07 | 2012-02-29 | 北京科技大学 | 一种利用钢中第二相改善车轮钢白点敏感性的方法 |
-
1996
- 1996-12-18 JP JP33840796A patent/JP3603513B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999041421A1 (fr) * | 1998-02-17 | 1999-08-19 | Nippon Steel Corporation | Acier pour toles fines possedant une excellente aptitude a l'usinage et procede de desoxydation de celui-ci |
| US6511553B1 (en) | 1998-02-17 | 2003-01-28 | Nippon Steel Corporation | Steel for steel excellent in workability and method of deoxidizing same |
| EP1029938A3 (en) * | 1999-02-18 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel having few inclusion defects |
| CN102363855A (zh) * | 2011-09-07 | 2012-02-29 | 北京科技大学 | 一种利用钢中第二相改善车轮钢白点敏感性的方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3603513B2 (ja) | 2004-12-22 |
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