JP2000024763A - 金属の鋳造方法 - Google Patents
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0457—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
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- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
- C21D8/0415—Rapid solidification; Thin strip casting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 薄肉ストリップの鋳造において、ミクロ組織
に、針状のフェライト、ベイナイト及びマルテンサイト
等の硬化相を実質的に含まないようにする。 【解決手段】 炭素を実質的に含まない鉄基材料(例え
ば、炭素の最大含有量は50〜80ppm)を、マトリック
スが本質的にフェライトであって、低強度高延性の鋳造
ストリップを提供する。ストリップの強度は、鋳造後に
直接、又は鋳造後に冷間圧延及びアニーリングした後
に、浸炭又は窒化処理を施すことによって向上する。
に、針状のフェライト、ベイナイト及びマルテンサイト
等の硬化相を実質的に含まないようにする。 【解決手段】 炭素を実質的に含まない鉄基材料(例え
ば、炭素の最大含有量は50〜80ppm)を、マトリック
スが本質的にフェライトであって、低強度高延性の鋳造
ストリップを提供する。ストリップの強度は、鋳造後に
直接、又は鋳造後に冷間圧延及びアニーリングした後
に、浸炭又は窒化処理を施すことによって向上する。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、炭素鋼の薄肉スト
リップ(thin carbon steel strip)の連続鋳造に関し、
より具体的には、炭素の最大含有量が約60百万分率(p
pm)(0.006重量パーセント)以下のリキッド鋼の鋳造
に関するもので、得られるストリップ鋳造品は、低強度
(low strength)、高延性(high ductility)であり、後で
の浸炭又は窒化によって強化されることもできる。
リップ(thin carbon steel strip)の連続鋳造に関し、
より具体的には、炭素の最大含有量が約60百万分率(p
pm)(0.006重量パーセント)以下のリキッド鋼の鋳造
に関するもので、得られるストリップ鋳造品は、低強度
(low strength)、高延性(high ductility)であり、後で
の浸炭又は窒化によって強化されることもできる。
【0002】
【従来の技術及び技術的課題】炭素鋼を、例えば1分間
に30〜80インチ(ipm)の高速で、厚さが例えば約8
〜10インチのスラブの形態に連続鋳造することは、製
鉄業界において一般的なものになり、今日では、炭素鋼
を鋳造する方法として普通に行われている。この様な厚
いスラブを鋳造する技術は、広範囲の用途に適した超低
炭素(最大0.005%)の非侵入型鋼(interstitial fre
e steels)を含むほぼ全ての範囲の炭素レベルに適応す
るように確立されている。この様な技術は、比較的強度
が低く延性の大きな極低炭素鋼を鋳造することを含んで
いる。このような組成は、例えばほうろう引き用鋼の製
造において使用されており、例えば日本特許番号第60
-110845号及び同第60-221520号に開示さ
れている。同じ様に、米国特許第5460665号に
も、鋳造、熱間圧延、冷間圧延、及びアニーリングする
ことにより、炭素含有量が0.004%以下と極めて少
ない鋼シートを製造することが開示されている。前記米
国特許に記載されているように、その様な鋼のシート又
はストリップの製造において、鋳造後に、熱間圧延、酸
洗い、冷間圧延及び再結晶アニーリングなどの工程が含
まれる。
に30〜80インチ(ipm)の高速で、厚さが例えば約8
〜10インチのスラブの形態に連続鋳造することは、製
鉄業界において一般的なものになり、今日では、炭素鋼
を鋳造する方法として普通に行われている。この様な厚
いスラブを鋳造する技術は、広範囲の用途に適した超低
炭素(最大0.005%)の非侵入型鋼(interstitial fre
e steels)を含むほぼ全ての範囲の炭素レベルに適応す
るように確立されている。この様な技術は、比較的強度
が低く延性の大きな極低炭素鋼を鋳造することを含んで
いる。このような組成は、例えばほうろう引き用鋼の製
造において使用されており、例えば日本特許番号第60
-110845号及び同第60-221520号に開示さ
れている。同じ様に、米国特許第5460665号に
も、鋳造、熱間圧延、冷間圧延、及びアニーリングする
ことにより、炭素含有量が0.004%以下と極めて少
ない鋼シートを製造することが開示されている。前記米
国特許に記載されているように、その様な鋼のシート又
はストリップの製造において、鋳造後に、熱間圧延、酸
洗い、冷間圧延及び再結晶アニーリングなどの工程が含
まれる。
【0003】最近、特にミニミルセクターにおいて、よ
り薄肉のスラブ(例えば、厚さ2〜4インチ)が、より速
い鋳造速度で鋳造される傾向にあり、この技術は、厚肉
スラブの鋳造鋼と同じように、あらゆる範囲の炭素量の
鋼を製造できるようになっている。この傾向は一層高ま
り、さらなる薄肉の鋳造品が製造されるようになってい
る。例えば、日本特許番号第61-133324号は、
圧延によって厚さ50mm以下まで薄肉化された鋼インゴ
ットの製造において、低炭素鋼(0.007%以下)を用
いることが開示されている。同じ様に、米国特許第45
86966号では、低炭素(0.001〜0.015%)の
薄い(例えば、10〜40mm)鋳造プレートが、連続鋳造
により製造され、直接冷間圧延及びアニーリングされる
ことが開示されている。
り薄肉のスラブ(例えば、厚さ2〜4インチ)が、より速
い鋳造速度で鋳造される傾向にあり、この技術は、厚肉
スラブの鋳造鋼と同じように、あらゆる範囲の炭素量の
鋼を製造できるようになっている。この傾向は一層高ま
り、さらなる薄肉の鋳造品が製造されるようになってい
る。例えば、日本特許番号第61-133324号は、
圧延によって厚さ50mm以下まで薄肉化された鋼インゴ
ットの製造において、低炭素鋼(0.007%以下)を用
いることが開示されている。同じ様に、米国特許第45
86966号では、低炭素(0.001〜0.015%)の
薄い(例えば、10〜40mm)鋳造プレートが、連続鋳造
により製造され、直接冷間圧延及びアニーリングされる
ことが開示されている。
【0004】前述した鋳造品の製造においては、鋳造鋼
及び加工鋼の特性に影響を与えるために、チタン、ニオ
ブ、バナジウム、ジルコニウム、ボロン等の炭化物、窒
化物及び硫化物形成元素を添加し、例えばそれら元素の
強度付与粒状物を形成することが行われている。例え
ば、上記の日本特許番号第60-110845号のスラ
ブ鋳造された低炭素のほうろう引き用鋼は、鋼表面を改
善し、圧縮成形性を向上させ、フィッシュスケールの生
成を防止するために、チタンを0.05〜0.12%を含
有している。前述の米国特許第4586966号は、チ
タン、ニオブ又はジルコニウムを、炭素含有量が0.0
010〜0.015%の鋼に添加しているが、これは、
窒素をこれら添加元素の窒化物ととして除去するためで
ある。米国特許第5,578,143号は、低炭素(ベース金属中
では0.005%以下、表面層では0.01〜0.08%)
量の非侵入型(IF)鋼の連続スラブ鋳造に関するもの
で、チタン、ニオブはジルコニウムの中の少なくとも一
種を添加し、炭素及び窒素を、それら添加元素の炭化
物、窒化物又は炭窒化物として結合させることを開示し
ている。
及び加工鋼の特性に影響を与えるために、チタン、ニオ
ブ、バナジウム、ジルコニウム、ボロン等の炭化物、窒
化物及び硫化物形成元素を添加し、例えばそれら元素の
強度付与粒状物を形成することが行われている。例え
ば、上記の日本特許番号第60-110845号のスラ
ブ鋳造された低炭素のほうろう引き用鋼は、鋼表面を改
善し、圧縮成形性を向上させ、フィッシュスケールの生
成を防止するために、チタンを0.05〜0.12%を含
有している。前述の米国特許第4586966号は、チ
タン、ニオブ又はジルコニウムを、炭素含有量が0.0
010〜0.015%の鋼に添加しているが、これは、
窒素をこれら添加元素の窒化物ととして除去するためで
ある。米国特許第5,578,143号は、低炭素(ベース金属中
では0.005%以下、表面層では0.01〜0.08%)
量の非侵入型(IF)鋼の連続スラブ鋳造に関するもの
で、チタン、ニオブはジルコニウムの中の少なくとも一
種を添加し、炭素及び窒素を、それら添加元素の炭化
物、窒化物又は炭窒化物として結合させることを開示し
ている。
【0005】当該技術分野においては、低炭素鋳造鋼の
強化法として、浸炭又は窒化を施して、一般的には、鋼
の外層又は表面に硬化層を形成することも知られてい
る。これらの処理は公知の手段により行われ、例えば液
体浸炭、より一般的には、天然ガス雰囲気中でのガス浸
炭により、又は、例えばアンモニア含有ガス雰囲気中で
の窒化により行われる。これらは、米国特許第3928
087号、又は1996年12月23日に出願され本願
の出願人へ譲渡された米国特許出願第08/77320
5号に開示されており、これらは、その引用を以て本願
への記載加入とする。
強化法として、浸炭又は窒化を施して、一般的には、鋼
の外層又は表面に硬化層を形成することも知られてい
る。これらの処理は公知の手段により行われ、例えば液
体浸炭、より一般的には、天然ガス雰囲気中でのガス浸
炭により、又は、例えばアンモニア含有ガス雰囲気中で
の窒化により行われる。これらは、米国特許第3928
087号、又は1996年12月23日に出願され本願
の出願人へ譲渡された米国特許出願第08/77320
5号に開示されており、これらは、その引用を以て本願
への記載加入とする。
【0006】炭素鋼の連続鋳造の第3の技術は、現在も
発展中である。例えば、ストリップの鋳造は、厚さ約
0.1インチ以下の薄肉製品、例えば、1分間に約10
00〜6000インチ(ipm)もの非常に速い鋳造速度で
行われる。薄肉ストリップ鋳造の鋳造装置及び鋳造方法
は、例えば米国特許第5484009号に開示されてお
り、リキッド鋼は回転鋳造ロールによって部分的に冷却
され、鋳造されたストリップの上表面を液体状態にして
おき、後で凝固される。米国特許第5520243号
は、金属ストリップの鋳造を開示しており、鋳造ストリ
ップの品質は、鋳造及び冷却ロールの粗さによって左右
されること、金属は鋳造中振動が与えられており、でき
るだけ厚肉で、より高いK値を有するストリップが作ら
れる。
発展中である。例えば、ストリップの鋳造は、厚さ約
0.1インチ以下の薄肉製品、例えば、1分間に約10
00〜6000インチ(ipm)もの非常に速い鋳造速度で
行われる。薄肉ストリップ鋳造の鋳造装置及び鋳造方法
は、例えば米国特許第5484009号に開示されてお
り、リキッド鋼は回転鋳造ロールによって部分的に冷却
され、鋳造されたストリップの上表面を液体状態にして
おき、後で凝固される。米国特許第5520243号
は、金属ストリップの鋳造を開示しており、鋳造ストリ
ップの品質は、鋳造及び冷却ロールの粗さによって左右
されること、金属は鋳造中振動が与えられており、でき
るだけ厚肉で、より高いK値を有するストリップが作ら
れる。
【0007】冶金学的に述べると、炭素鋼のストリップ
鋳造が、従来の厚肉スラブの鋳造や、薄肉スラブ又は薄
板の鋳造と異なる点は、ストリップ鋳造鋼の冷却速度が
遙かに速い点にあり、その冷却速度は、例えば毎秒約2
000℃のオーダであり、毎秒約10,000℃もの高
速度で行われることもある。ストリップ鋳造において、
そのように極端に速い冷却速度を必要とする理由は、競
争価格での生産を確保し、資本投資に見合う商業的規模
の生産を行なうために、ストリップ、又はストリップの
肉厚の少なくともほぼ実質的部分が、金型又は冷却ロー
ルの表面から離れる前に、極めて速い鋳造速度で確実に
凝固されなければならないからである。炭素鋼中に得ら
れる金属学的組織は、鋳造中の冷却速度に大いに依存す
る。冷却速度が速すぎると、図1に示されるように、針
状のフェライト、ベイナイト又はマルテンサイトのよう
な望ましくない相が生じる。これらの相は、従来の厚肉
スラブ又は薄肉スラブの鋳造のように冷却速度が遅いと
きに得られる典型的なフェライト組織と比べて、強度は
非常に高いが、延性は低い。これらの冷却速度は十分に
遅いため、前記の望ましくない相は、鋳造製品の強度又
は延性に悪影響を及ぼすほどの量は存在しない。薄肉ス
トリップの場合、鋳造速度が速く、結果として冷却速度
が速いため、生成される鋳造ストリップは、前述の望ま
しくない金属組織となり、硬度が高くて脆くなる。この
ように硬くて脆いストリップをコイリングすると、スト
リップにクラックを生ずる問題がある。これまで、「薄
肉鋳造製品に固有の金属組織として、針状のフェライ
ト、ベイナイト又はマルテンサイトが見られるが、この
組織は、鋳造ミクロ組織を、よりすぐれた機械的特性を
有する状態に変えるためにその後で行なわれる熱機械的
処理(thermomechanical processing)の開始点となる」
と言われている[AISI StripCasting Update: July 199
7]。この様な鋳造後の処理工程として、高温でのアニー
リングがあり、例えば、オーステナイト化の後に除冷さ
れる。これは、スケール発生の問題をもたらし、次に酸
洗いが行なわれる。このため、薄肉鋳造鋼ストリップに
所定の熱機械的処理を施すことにより、望ましくない鋳
造相を許容可能な相にうまく変えることができたとして
も、収率の損失と費用を犠牲にすることになるであろ
う。
鋳造が、従来の厚肉スラブの鋳造や、薄肉スラブ又は薄
板の鋳造と異なる点は、ストリップ鋳造鋼の冷却速度が
遙かに速い点にあり、その冷却速度は、例えば毎秒約2
000℃のオーダであり、毎秒約10,000℃もの高
速度で行われることもある。ストリップ鋳造において、
そのように極端に速い冷却速度を必要とする理由は、競
争価格での生産を確保し、資本投資に見合う商業的規模
の生産を行なうために、ストリップ、又はストリップの
肉厚の少なくともほぼ実質的部分が、金型又は冷却ロー
ルの表面から離れる前に、極めて速い鋳造速度で確実に
凝固されなければならないからである。炭素鋼中に得ら
れる金属学的組織は、鋳造中の冷却速度に大いに依存す
る。冷却速度が速すぎると、図1に示されるように、針
状のフェライト、ベイナイト又はマルテンサイトのよう
な望ましくない相が生じる。これらの相は、従来の厚肉
スラブ又は薄肉スラブの鋳造のように冷却速度が遅いと
きに得られる典型的なフェライト組織と比べて、強度は
非常に高いが、延性は低い。これらの冷却速度は十分に
遅いため、前記の望ましくない相は、鋳造製品の強度又
は延性に悪影響を及ぼすほどの量は存在しない。薄肉ス
トリップの場合、鋳造速度が速く、結果として冷却速度
が速いため、生成される鋳造ストリップは、前述の望ま
しくない金属組織となり、硬度が高くて脆くなる。この
ように硬くて脆いストリップをコイリングすると、スト
リップにクラックを生ずる問題がある。これまで、「薄
肉鋳造製品に固有の金属組織として、針状のフェライ
ト、ベイナイト又はマルテンサイトが見られるが、この
組織は、鋳造ミクロ組織を、よりすぐれた機械的特性を
有する状態に変えるためにその後で行なわれる熱機械的
処理(thermomechanical processing)の開始点となる」
と言われている[AISI StripCasting Update: July 199
7]。この様な鋳造後の処理工程として、高温でのアニー
リングがあり、例えば、オーステナイト化の後に除冷さ
れる。これは、スケール発生の問題をもたらし、次に酸
洗いが行なわれる。このため、薄肉鋳造鋼ストリップに
所定の熱機械的処理を施すことにより、望ましくない鋳
造相を許容可能な相にうまく変えることができたとして
も、収率の損失と費用を犠牲にすることになるであろ
う。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明は、炭素鋼の薄肉
ストリップの鋳造を極めて速い冷却速度で行なう際に、
例えば炭素量が約80ppm以下、望ましくは60ppm以
下、特に約50ppm以下の超低炭素鋼のように実質的に
無炭素の鉄を、周知の鉄−炭素平衡図(Metal Progress
Data Sheet, November, 1946, page 970に示されてお
り、図2として示す)の中で、"X"にて示されるアルフ
ァ鉄の炭素の固溶領域で、ストリップ鋳造することによ
り、硬くて脆い針状のフェライト、ベイナイト又はマル
テンサイト相の発生を実質的に回避し、低強度の延性鋼
を作ることができるという知見に基づくものである。図
3(A)、図4(A)及び図5(A)は、British Steel Corp
orationが1978年に発行した連続冷却変態図であり、冷
却速度を変えたとき、炭素量の減少と、硬化ベイナイト
及びマルテンサイトの量の減少の関係を示している。こ
れらにに対応するものとして、冷却後(as-cooled)の硬
度の低下が、図3(B)、図4(B)及び図5(B)に示され
ている。このようにして作られた鋼ストリップはミクロ
組織はフェライトであって、硬化作用のある針状のフェ
ライト、ベイナイト及びマルテンサイトを実質的に含ん
でいない。結晶組織が極めて微細な場合を除いて、厚肉
又は薄肉スラブについてこれまで行われている鋳造と同
様であり、炭素鋼は冷却速度が遅くなると、比較的柔ら
かく延性がある。また、より高い強度又はより低い延性
が要求される場合、鋳造後に、浸炭又は窒化のような処
理を施してもよい。
ストリップの鋳造を極めて速い冷却速度で行なう際に、
例えば炭素量が約80ppm以下、望ましくは60ppm以
下、特に約50ppm以下の超低炭素鋼のように実質的に
無炭素の鉄を、周知の鉄−炭素平衡図(Metal Progress
Data Sheet, November, 1946, page 970に示されてお
り、図2として示す)の中で、"X"にて示されるアルフ
ァ鉄の炭素の固溶領域で、ストリップ鋳造することによ
り、硬くて脆い針状のフェライト、ベイナイト又はマル
テンサイト相の発生を実質的に回避し、低強度の延性鋼
を作ることができるという知見に基づくものである。図
3(A)、図4(A)及び図5(A)は、British Steel Corp
orationが1978年に発行した連続冷却変態図であり、冷
却速度を変えたとき、炭素量の減少と、硬化ベイナイト
及びマルテンサイトの量の減少の関係を示している。こ
れらにに対応するものとして、冷却後(as-cooled)の硬
度の低下が、図3(B)、図4(B)及び図5(B)に示され
ている。このようにして作られた鋼ストリップはミクロ
組織はフェライトであって、硬化作用のある針状のフェ
ライト、ベイナイト及びマルテンサイトを実質的に含ん
でいない。結晶組織が極めて微細な場合を除いて、厚肉
又は薄肉スラブについてこれまで行われている鋳造と同
様であり、炭素鋼は冷却速度が遅くなると、比較的柔ら
かく延性がある。また、より高い強度又はより低い延性
が要求される場合、鋳造後に、浸炭又は窒化のような処
理を施してもよい。
【0009】 〔発明の詳細な説明〕非侵入型低炭素鋼は、公知であ
り、一般的な厚肉及び薄肉のスラブ鋳造によって商業的
に製造され、広範囲の用途に適用されている。このよう
に比較的低強度の鋼の例として、例えば、耐力(off-set
yield strength)が約20〜26ksi、引張強度(ultima
te tensile strength)が40ksi以上、n値が約0.22
0〜0.260、rm値が約1.8〜2.2のものが表1に
示されており、rm値は平均塑性異方性(mean plastic a
nisotropy)であり、シートの長手方向、幅方向及び対角
線方向に測定されたランクフォード値(Lankford value)
から算出され、絞り性(drawability)、即ち、引張試験
における薄肉化抵抗性を規定する。nは、一定の塑性歪
みの領域において、対数歪曲線(log strain curve)に対
する対数応力(logstrain)の勾配を測定する加工硬化指
数である。
り、一般的な厚肉及び薄肉のスラブ鋳造によって商業的
に製造され、広範囲の用途に適用されている。このよう
に比較的低強度の鋼の例として、例えば、耐力(off-set
yield strength)が約20〜26ksi、引張強度(ultima
te tensile strength)が40ksi以上、n値が約0.22
0〜0.260、rm値が約1.8〜2.2のものが表1に
示されており、rm値は平均塑性異方性(mean plastic a
nisotropy)であり、シートの長手方向、幅方向及び対角
線方向に測定されたランクフォード値(Lankford value)
から算出され、絞り性(drawability)、即ち、引張試験
における薄肉化抵抗性を規定する。nは、一定の塑性歪
みの領域において、対数歪曲線(log strain curve)に対
する対数応力(logstrain)の勾配を測定する加工硬化指
数である。
【0010】
【表1】
【0011】表2に示された鋼の組成は、商業的に製造
される高硬度非侵入型鋼の代表例である。
される高硬度非侵入型鋼の代表例である。
【0012】
【表2】
【0013】表2において、高強度の一般的な炭素鋳鋼
は、降伏強さが約25〜35ksi、引張強度が50+ks
i、n値が約0.180〜0.230、rm値が約1.4〜
1.8である。
は、降伏強さが約25〜35ksi、引張強度が50+ks
i、n値が約0.180〜0.230、rm値が約1.4〜
1.8である。
【0014】表1及び表2に示される鋼は、実際には、
炭素を殆んど含まない純鉄(例えば、Cmax=50ppm)
が、本発明の実施において有用である。高強度鋼におい
て追加の強さを付与するために、必要に応じて、マンガ
ン、ケイ素、リン等の合金元素を鉄基材料の溶湯へ添加
することもできる。この様な鋼は、例えば、上部吹込み
式又は下部吹込み式酸素炉の中で製造することができ、
熱は、酸素レベルが約500〜900ppmで、例えば炭
素が約0.03〜0.05wt.%の低レベルまで吹き込ま
れる。熱は開放され、脱酸処理は行われない。しかし、
酸素が多すぎる場合には、アルミニウムを用いて酸素を
取り除くこともできる。引き続いて炭素/酸素反応を行
なうには、約200〜300ppmの酸素が必要である。
次に、溶鋼は、取鍋から、例えばRH脱ガス装置のよう
な脱ガス装置へ移され、そこで炭素を所望される超低レ
ベルまで減らすために、真空炭素脱酸(vacuum carbon d
eoxidation)反応が行われる。次に、鋼は、アルミニウ
ムのような脱酸剤で脱酸されてもよい。次に、チタン、
ニオブ等の炭化物及び窒化物生成体が加えられて、固溶
炭素を実質的に含まない安定した非侵入型鋼を得ること
ができ、いかなる残存炭素もフェライトマトリックス中
で炭化物として存在する。
炭素を殆んど含まない純鉄(例えば、Cmax=50ppm)
が、本発明の実施において有用である。高強度鋼におい
て追加の強さを付与するために、必要に応じて、マンガ
ン、ケイ素、リン等の合金元素を鉄基材料の溶湯へ添加
することもできる。この様な鋼は、例えば、上部吹込み
式又は下部吹込み式酸素炉の中で製造することができ、
熱は、酸素レベルが約500〜900ppmで、例えば炭
素が約0.03〜0.05wt.%の低レベルまで吹き込ま
れる。熱は開放され、脱酸処理は行われない。しかし、
酸素が多すぎる場合には、アルミニウムを用いて酸素を
取り除くこともできる。引き続いて炭素/酸素反応を行
なうには、約200〜300ppmの酸素が必要である。
次に、溶鋼は、取鍋から、例えばRH脱ガス装置のよう
な脱ガス装置へ移され、そこで炭素を所望される超低レ
ベルまで減らすために、真空炭素脱酸(vacuum carbon d
eoxidation)反応が行われる。次に、鋼は、アルミニウ
ムのような脱酸剤で脱酸されてもよい。次に、チタン、
ニオブ等の炭化物及び窒化物生成体が加えられて、固溶
炭素を実質的に含まない安定した非侵入型鋼を得ること
ができ、いかなる残存炭素もフェライトマトリックス中
で炭化物として存在する。
【0015】発明者は、ストリップ鋳造の際、この鋳造
に必要とされる急速冷却を行なっても、これらの鋼は、
これまでのスラブ鋳造鋼の組織と同じ様に、フェライ
ト、即ち多角形又は等軸(equiaxed)フェライトであるこ
とを見い出した。この様な鋳造ストリップは、上述の望
ましくない硬化相が無く、柔軟性と延性があり、従来の
厚肉又は薄肉スラブ鋳造品と同様な機械的性質を有して
おり、自動車の車体、電気器具の本体、ほうろう引き用
などの数多くの実用的用途に対して、鋳放し状態(as-ca
st)で使用できる。この様な鋳造品は、冷間圧延及びア
ニーリングなどの熱機械的処理がさらに施されるけれど
も、鋳放し状態で直接実用可能性を明らかにしたのは、
当該分野で初めてである。例えば、延性はこれまでと同
等又はそれ以下であって、さらなる高強度を必要とする
用途への適用分野の可能性を拡大するために、本発明
は、鋳造ストリップ品を強化するための浸炭又は窒化処
理を施すことを含んでいる。鋳造されたストリップは非
常に薄く、例えば0.10〜0.125インチ以下である
ので、実際上の時間制限内でストリップの肉厚全体を浸
炭又は窒化することにより、肉厚全体に一様な機械的特
性を付与することが可能である。鋳造された鋼に、チタ
ン、ニオブ、ジルコニウム、バナジウム、ボロン等の炭
化物/窒化物形成元素を含まれていない場合には、鋼の
浸炭時、主として、鉄マトリックスに固溶された自由炭
素によって強化される。炭化物形成元素が存在する場
合、粒子の強化は炭化物の析出によって起こる。上記の
ように、鋼に1又は2種以上の窒化物生成元素が含まれ
るとき、鋼は窒化によって強化され、窒化処理が施され
た鋼は、さらなる高強度を有しており、例えば、窒化粒
子硬化の結果と、さほど多くはないが過剰の固溶窒素の
存在により、降伏強さは45ksi以上であり、特に冷間
圧延後、rm値は少なくとも1.8以下である。それゆ
え、rm値とn値を更に改善するために、鋳造されたス
トリップは、アニーリングの前に、冷間圧延のように更
なる加工が施されるが、本発明の重要な目的は、鋳放し
のままか、又は浸炭若しくは窒化によって強化された鋳
鋼の形態で提供することである。
に必要とされる急速冷却を行なっても、これらの鋼は、
これまでのスラブ鋳造鋼の組織と同じ様に、フェライ
ト、即ち多角形又は等軸(equiaxed)フェライトであるこ
とを見い出した。この様な鋳造ストリップは、上述の望
ましくない硬化相が無く、柔軟性と延性があり、従来の
厚肉又は薄肉スラブ鋳造品と同様な機械的性質を有して
おり、自動車の車体、電気器具の本体、ほうろう引き用
などの数多くの実用的用途に対して、鋳放し状態(as-ca
st)で使用できる。この様な鋳造品は、冷間圧延及びア
ニーリングなどの熱機械的処理がさらに施されるけれど
も、鋳放し状態で直接実用可能性を明らかにしたのは、
当該分野で初めてである。例えば、延性はこれまでと同
等又はそれ以下であって、さらなる高強度を必要とする
用途への適用分野の可能性を拡大するために、本発明
は、鋳造ストリップ品を強化するための浸炭又は窒化処
理を施すことを含んでいる。鋳造されたストリップは非
常に薄く、例えば0.10〜0.125インチ以下である
ので、実際上の時間制限内でストリップの肉厚全体を浸
炭又は窒化することにより、肉厚全体に一様な機械的特
性を付与することが可能である。鋳造された鋼に、チタ
ン、ニオブ、ジルコニウム、バナジウム、ボロン等の炭
化物/窒化物形成元素を含まれていない場合には、鋼の
浸炭時、主として、鉄マトリックスに固溶された自由炭
素によって強化される。炭化物形成元素が存在する場
合、粒子の強化は炭化物の析出によって起こる。上記の
ように、鋼に1又は2種以上の窒化物生成元素が含まれ
るとき、鋼は窒化によって強化され、窒化処理が施され
た鋼は、さらなる高強度を有しており、例えば、窒化粒
子硬化の結果と、さほど多くはないが過剰の固溶窒素の
存在により、降伏強さは45ksi以上であり、特に冷間
圧延後、rm値は少なくとも1.8以下である。それゆ
え、rm値とn値を更に改善するために、鋳造されたス
トリップは、アニーリングの前に、冷間圧延のように更
なる加工が施されるが、本発明の重要な目的は、鋳放し
のままか、又は浸炭若しくは窒化によって強化された鋳
鋼の形態で提供することである。
【0016】前述した主な問題はストリップ鋳造におい
て直面するものであるが、炭素を殆んど含まないほぼ純
鉄を鋳造する本発明は、強化のための後処理として、例
えば浸炭又は窒化を行なうことにより、前述の問題を解
消すると共に、商業的に有用な広範囲に亘る製品をスト
リップ鋳造により作るための経済的な方法を初めて提供
するものである。
て直面するものであるが、炭素を殆んど含まないほぼ純
鉄を鋳造する本発明は、強化のための後処理として、例
えば浸炭又は窒化を行なうことにより、前述の問題を解
消すると共に、商業的に有用な広範囲に亘る製品をスト
リップ鋳造により作るための経済的な方法を初めて提供
するものである。
【図1】0.01重量%の炭素を含み、A3温度の計算値
が1661OFの鉄組成物について、冷却速度と変態温
度の関係を示す公知のグラフである。
が1661OFの鉄組成物について、冷却速度と変態温
度の関係を示す公知のグラフである。
【図2】公知の鉄−炭素平衡図である。
【図3】(A)は公知の連続冷却変態図であり、0.18
%Cの鋼について、種々の棒直径における冷却(非常に
速い冷却を含む)によって生成するベイナイト及びマル
テンサイトの量の減少を示すグラフ、(B)は冷却後の硬
度を示すグラフである。
%Cの鋼について、種々の棒直径における冷却(非常に
速い冷却を含む)によって生成するベイナイト及びマル
テンサイトの量の減少を示すグラフ、(B)は冷却後の硬
度を示すグラフである。
【図4】(A)は公知の連続冷却変態図であり、0.10
%Cの鋼について、種々の棒直径における冷却(非常に
速い冷却を含む)によって生成するベイナイト及びマル
テンサイトの量の減少を示すグラフ、(B)は冷却後の硬
度を示すグラフである。
%Cの鋼について、種々の棒直径における冷却(非常に
速い冷却を含む)によって生成するベイナイト及びマル
テンサイトの量の減少を示すグラフ、(B)は冷却後の硬
度を示すグラフである。
【図5】(A)は公知の連続冷却変態図であり、0.06
%Cの鋼について、種々の棒直径における冷却(非常に
速い冷却を含む)によって生成するベイナイト及びマル
テンサイトの量の減少を示すグラフ、(B)は冷却後の硬
度を示すグラフである。
%Cの鋼について、種々の棒直径における冷却(非常に
速い冷却を含む)によって生成するベイナイト及びマル
テンサイトの量の減少を示すグラフ、(B)は冷却後の硬
度を示すグラフである。
Claims (35)
- 【請求項1】 炭素を実質的に含まない鉄基材料を、本
質的にフェライトであって、針状のフェライト、ベイナ
イト及びマルテンサイトの硬化相を実質的に含まないミ
クロ組織を有し、低強度高延性の薄肉ストリップの形態
に鋳造する、金属の鋳造方法。 - 【請求項2】 鋳造されたストリップを、鋳造後に直
接、又は鋳造後に冷間圧延を施した後、強化のための処
理を施すことを含んでいる請求項1に記載の方法。 - 【請求項3】 強化のための処理は、浸炭又は窒化によ
り行われる請求項2に記載の方法。 - 【請求項4】 炭素量を約60ppm以下に制限すること
を含んでいる請求項1に記載の方法。 - 【請求項5】 炭素量を約60ppm以下に制限すること
を含んでいる請求項2に記載の方法。 - 【請求項6】 炭素量を約60ppm以下に制限すること
を含んでいる請求項3に記載の方法。 - 【請求項7】 炭素量を約50ppm以下に制限すること
を含んでいる請求項1に記載の方法。 - 【請求項8】 炭素量を約50ppm以下に制限すること
を含んでいる請求項2に記載の方法。 - 【請求項9】 炭素量を約50ppm以下に制限すること
を含んでいる請求項3に記載の方法。 - 【請求項10】 ストリップを厚さ約0.125インチ
以下に鋳造することを含んでいる請求項1乃至請求項9
の何れかに記載の方法。 - 【請求項11】 ストリップは、コイルにしたものを、
オープンコイル焼なまし炉内の浸炭又は窒化ガス雰囲気
の中で強化のための処理を施すことを含んでいる請求項
2乃至請求項9の何れかに記載の方法。 - 【請求項12】 熱間圧延又は冷間圧延を行なうことな
く高強度高延性の薄肉金属ストリップを作る方法であっ
て、炭素を実質的に含まない鉄基材料の溶湯をストリッ
プに鋳造することにより、本質的にフェライトであっ
て、硬化作用のある針状のフェライト、ベイナイト及び
マルテンサイトを実質的に含まないミクロ組織を有し、
低強度高延性の鋳造ストリップを形成し、該ストリップ
を、強化のための処理として、オープンコイル焼なまし
炉内で浸炭又は窒化を行なうことを含んでいる薄肉金属
ストリップの製造方法。 - 【請求項13】 炭素量を約60ppm以下に制限するこ
とを含んでいる請求項12に記載の方法。 - 【請求項14】 ストリップを約0.125インチより
も薄い厚さに鋳造し、該ストリップの肉厚のほぼ全体に
亘って浸炭することを含んでいる請求項13に記載の方
法。 - 【請求項15】 ストリップを約0.125インチより
も薄い厚さに鋳造し、該ストリップの肉厚のほぼ全体に
亘って窒化することを含んでいる請求項13に記載の方
法。 - 【請求項16】 鋳造ストリップは、0.2%耐力が約
20〜26ksi、引張強度が40ksi以上、n値が約0.
220〜0.260である請求項13に記載の方法。 - 【請求項17】 強化のための処理が施された鋳造スト
リップは、0.2%耐力が約40ksi以上である請求項1
6に記載の方法。 - 【請求項18】 鉄基材料の溶湯を脱酸し、該溶湯に炭
化物又は窒化物形成元素を少なくとも1種添加すること
を含んでおり、ストリップに強化するための処理を施し
て、鋼ストリップのフェライトマトリックスを、炭化物
又は窒化物粒子により強化する請求項2に記載の方法。 - 【請求項19】 炭化物及び窒化物形成元素は、チタ
ン、ニオブ、バナジウム、ボロン及びこれらの混合物か
らなる群から選択される請求項18に記載の方法。 - 【請求項20】 鋼ストリップを作る方法であって、炭
素含有量が約80ppm以下の鉄基材料の溶湯をストリッ
プに鋳造することにより、実質的にフェライトからな
り、硬化作用のある針状のフェライト、ベイナイト及び
マルテンサイトを実質的に含まないミクロ組織を有し、
0.2%耐力が約30ksi以下の鋳造ストリップを形成
し、該ストリップを、鋳造された状態、冷間圧延された
状態又はアニーリングされた状態の何れかの状態にて強
化のための処理を施すものであり、強化のための処理
は、ストリップをコイル状にしたものを、オープンコイ
ル焼なまし炉の中で浸炭又は窒化することにより行わ
れ、ストリップの後加工に有用な延性を維持しつつ、ス
トリップの強度を増大させるようにした、構造用鋼スト
リップの製造方法。 - 【請求項21】 炭素を実質的に含まず、本質的にフェ
ライトであって、針状のフェライト、ベイナイト及びマ
ルテンサイトの硬化相を実質的に含まないミクロ組織を
有する鉄基材料からなり、低強度高延性を有する薄肉ス
トリップの鋳造品。 - 【請求項22】 鋳造ストリップは、0.2%耐力が約
26ksi以下、引張強度が約40ksi以上、n値が約0.
22以上である請求項21の鋳造品。 - 【請求項23】 鋳造ストリップは、0.2%耐力が約
25〜35ksi、引張強度が約50ksi以上、n値が約
0.180以上である請求項21の鋳造品。 - 【請求項24】 炭素含有量は約60ppm以下である請
求項21に記載の鋳造品。 - 【請求項25】 炭素含有量は約50ppm以下である請
求項21に記載の鋳造品。 - 【請求項26】 ストリップの浸炭処理により強化され
た請求項21に記載の鋳造品。 - 【請求項27】 ストリップの浸炭処理により強化され
た請求項22に記載の鋳造品。 - 【請求項28】 ストリップの浸炭処理により強化され
た請求項23に記載の鋳造品。 - 【請求項29】 ストリップの窒化処理により強化され
た請求項21に記載の鋳造品。 - 【請求項30】 ストリップの窒化処理により強化され
た請求項22に記載の鋳造品。 - 【請求項31】 ストリップの窒化処理により強化され
た請求項23に記載の鋳造品。 - 【請求項32】 ストリップは、肉厚のほぼ全体に亘っ
て浸炭される請求項26乃至請求項28の何れかに記載
の鋳造品。 - 【請求項33】 ストリップは、肉厚のほぼ全体に亘っ
て窒化され、0.2%耐力が約45ksi以上である請求項
29乃至請求項31の何れかに記載の鋳造品。 - 【請求項34】 処理されたストリップは、肉厚の一部
分だけが硬化されている請求項26乃至請求項31の何
れかに記載の鋳造品。 - 【請求項35】 冷間圧延及びアニーリングされたスト
リップは、強化のための処理として、浸炭又は窒化が施
されており、ストリップの後加工に有用な高強度と延性
を具えている請求項22又は請求項23に記載の鋳造
品。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US09/067749 | 1998-04-28 | ||
US09/067,749 US6110296A (en) | 1998-04-28 | 1998-04-28 | Thin strip casting of carbon steels |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000024763A true JP2000024763A (ja) | 2000-01-25 |
Family
ID=22078145
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11114346A Pending JP2000024763A (ja) | 1998-04-28 | 1999-04-22 | 金属の鋳造方法 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6110296A (ja) |
JP (1) | JP2000024763A (ja) |
DE (1) | DE19918581A1 (ja) |
Cited By (1)
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---|---|---|---|---|
JP2011031259A (ja) * | 2009-07-30 | 2011-02-17 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造機内の二次冷却方法 |
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DE102009038974B3 (de) | 2009-08-21 | 2010-11-25 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zum Erzeugen von Warmband mittels Bandgießen mit über den Bandquerschnitt einstellbaren Werkstoffeigenschaften |
WO2011100798A1 (en) * | 2010-02-20 | 2011-08-25 | Bluescope Steel Limited | Nitriding of niobium steel and product made thereby |
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-
1998
- 1998-04-28 US US09/067,749 patent/US6110296A/en not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-04-22 JP JP11114346A patent/JP2000024763A/ja active Pending
- 1999-04-23 DE DE19918581A patent/DE19918581A1/de not_active Withdrawn
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---|---|
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US6110296A (en) | 2000-08-29 |
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