JP2009511749A - オーステナイト粒粗化温度が高い鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム、０．０２重量％未満のバナジウムを有し、平均粒子サイズが５０ナノメートル未満であり、５〜３０ナノメートルであり得る鋼微構造に分布したケイ素及び鉄を含む微細酸化物粒子を有する、オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。鋼材は、７５０℃までの温度、２０分までの滞留時間で、少なくとも１０．０％までの歪みレベルでのフェライト再結晶を制限できる、微構造に分布した微細酸化物粒子を持つことができる。鋳造ロール間に導入され、全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ未満、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶融炭素鋼の鋳造溜めを形成し、鋳造ロールを相互方向に回転させ鋼ストリップを連続鋳造することで鋼材を造ることができる。

Description

本発明は鋼材に関する。

フェライト粒サイズの微細化(refinement)が鋼の強度及び硬度の改良につながり、鋼の最終フェライト粒サイズはフェライト粒へと冷却・変換する前のオーステナイト粒サイズにより大部分決定できる。しかしながら、例えば、熱間圧延、熱化学的処理、焼きならし、溶接、エナメル加工又は焼き鈍し等、鋼の処理中にもオーステナイト粒の成長が生じる。もし斯かる処理中に粗いオーステナイト粒が形成されたら、後の処理作業で微細化が困難なことが多いし、斯かる微細化には鋼処理の追加費用が掛かることになる。処理中にオーステナイト粒の粗化が起きると機械的特性が悪い鋼が造られてしまうことになり得る。

従来、アルミニウム、チタン、ニオブ、バナジウム鋼などで見られるような小さくて安定した粒子が良好に分散した鋼が高温でのオーステナイト粒成長に抗すると示されてきた。これら元素が安定した窒化物、炭化物及び／又は炭窒化物の沈殿物を鋼中に形成し、それらが高温でのオーステナイト粒成長に抗する。従来、溶解・粗化に抗するこれらの粒子の能力が、高温でのオーステナイト粒成長に抗する際に必要不可欠と考えられてきた。
アメリカ特許第５，７２０，３３６号 アメリカ特許第５，９３４，３５９号 アメリカ特許第６，０５９，０１４号 ＰＣＴ／ＡＵ９９／００６４１

本発明は、従来のアルミニウム、ニオブ、チタン及びバナジウム等のオーステナイト粒微細化元素を加える必要なしに高いオーステナイト粒粗化温度を呈する炭素鋼材に関する。これらの元素は窒化物又は炭窒化物粒子を形成し、それらが高いオーステナイト粒粗化温度を提供するように作用するのに対し、本発明の鋼はケイ素、鉄及び酸素からなる沈殿した微細酸化物粒子を利用して同様に高いオーステナイト粗化温度を達成する。本明細書で開示の鋼組成は高レベルの酸素を含み、５０ナノメートル未満、一般には５〜３０ナノメートルのケイ素・鉄酸化物粒子が分散している。

熱処理サイクル及び溶接工程でオーステナイト粒成長を制限できれば、雰囲気温度への冷却時に微細な最終微構造を達成することが助長される。オーステナイト粒粗化温度が高いということは、公知で信頼性のあるオーステナイト粒サイズが製造される温度範囲が広いことになり、所望の最終微構造を達成する助けとなる。空冷状態で冷却される本明細書で開示の低炭素鋼の場合、結果的に生じる微細フェライト粒サイズは強度、硬度及び成形性という魅力的な組合わせの達成に貢献する。

本明細書で開示の鋼材は高いフェライト再結晶温度も呈する。斯かる特性によりフェライトの重大な歪み粒成長(strain grain growth)という現象を制限でき、防ぐことさえできる。この現象は、冷間成形された鋼材の塑性的に歪みの生じた領域を未臨界温度(subcritical temperature)に加熱することにより引き起こされ、結果的に生じる大きなフェライト粒サイズは成形品に低強度領域を提供して、成形品の性能に有害となり得る。低い歪みレベルでは、新たに再結晶されるフェライト粒サイズの核生成速度が遅く、大きなフェライト粒が成長することになる。

本発明の鋼材は、双ロール鋳造機においてストリップ鋼を連続鋳造することによって造ることができる。双ロール鋳造では、溶融金属が相互方向に回転する一対の冷却水平鋳造ロール間に導入されることにより、金属殻が動いているロール表面上に凝固してロール間のロール間隙で合わされ、ロール間のロール間隙から下方に送給される凝固ストリップ品を生み出す。本明細書では「ロール間隙」という語をロール同士が最接近する領域全般を指すものとして用いる。溶融金属は取鍋から小容器へと注がれて、そこからロール間隙の上方に位置した金属供給ノズルを通って流れ、ロール間のロール間隙へと向かわされ、ロール間隙直上にあってロール間隙長さ方向に沿って延びるロール鋳造表面に支持された溶融金属鋳造溜めを形成できる。通常、この鋳造溜めを画成するのは、ロール端面に摺動係合で保持されて、溢流しないよう鋳造溜めの２端を堰止める側板又は堰である。

双ロール鋳造機で薄鋼ストリップを鋳造する場合、鋳造溜めの溶鋼は全般に１５００〜１６００℃程度又はそれ以上の温度であり、従って鋳造ロール表面を急速に冷却する必要がある。鋳造時に鋳造表面での鋼の初期凝固で高い熱流束と広範な核生成を達成して金属殻を形成することが重要である。特許文献１は、溶融金属と鋳造表面との界面に本質的な液体層が形成されるよう、脱酸品として形成される金属酸化物の大部分が初期凝固温度で液体であるよう溶鋼成分を調節することで、初期凝固時の熱流束を増やすことのできる仕方を開示している。特許文献２、特許文献３及び特許文献４に開示されているように、初期凝固時の鋼の核生成は鋳造表面のきめ(texture)に影響され得る。特に、特許文献４は、ランダムな凹凸のきめが、鋳造表面全体に分布された核生成可能な場所を提供して初期凝固を高め得ることが開示している。我々は、核生成が溶鋼中の混在酸化物(oxide inclusions)の存在にも左右されること、そして、驚くべきことには双ロールストリップ鋳造で、鋳造前の溶鋼脱酸時に形成される混在物の数を最少にした「クリーンな」鋼での鋳造が有利でないことを今回つきとめた。冷却速度を極度に速くすることで、鋼組成が高レベルの酸素を持ち、５０ナノメートル未満の、一般には５〜３０ナノメートルのケイ素及び鉄酸化物粒子の微細な沈殿した分布が形成されることを見いだした。これらの粒子の組成はＳｉ−Ｆｅ−Ｏ尖晶石であると思われる。

連続鋳造用の鋼は注入前に取鍋で脱酸処理される。双ロール鋳造では鋼がケイ素マンガン取鍋脱酸を受けるのが一般であるが、カルシウムを加えたアルミニウム脱酸を用いることで、溶融金属を鋳造溜めに送給する金属供給システムの細い金属流通路を詰まらせ得る固形Ａｌ_２Ｏ_３混在物の形成を制御することが可能である。今までは、取鍋処理して溶鋼中の全酸素レベルを最小限とすることにより、鋼の最適なクリーンさを求めるのが望ましいと考えられてきた。しかしながら、我々が今回つきとめたのは、鋼の酸素レベルを下げることで混在物の容積が減らされ、そして、もし鋼の全酸素含量及び遊離酸素含量が或るレベル以下に減少したら、溶鋼と鋳造ロール表面との初期接触の質が悪影響を受け、急速な初期凝固と高い熱流束を生じるのに不充分な核生成となってしまい得ることである。取鍋での脱酸により溶鋼は、全酸素含量及び遊離酸素含量が鋳造ロール上での充分な凝固と充分な鋼ストリップの製造を確保する範囲内となるよう、整えられる。溶鋼は、高速の初期及び継続凝固に充分な密度の核生成場所をロール表面上に提供するのに適した混在酸化物（典型的にはＭｎＯ、ＣａＯ、ＳｉＯ_２及び／又はＡｌ_２Ｏ_３）の分布を含み、結果としてのストリップ品が凝固混在物の特徴的な分布を呈する。

我々が造ったのは、０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムからなり、 鋼微構造に分布し平均沈殿物サイズが５０ナノメートル未満、若しくは４０．ナノメートル未満のケイ素及び鉄を含んだ微細サイズの酸化物粒子を有するオーステナイト粒粗化温度の高い鋼材である。平均酸化物粒子サイズは５〜３０ナノメートルであり得る。アルミニウム含量は０．０５％未満又は０．０２％未満又は０．０１％未満であり得る。鋼材を造るのに使われる溶鋼は、２〜４ｇ／ｃｍ^３の混在物密度で鋼に分布したＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のうちの１つ又は複数からなる混在酸化物を含むことができる。溶鋼中の混在酸化物のサイズは２〜１２ミクロンとすることができる。

オーステナイト粒粗化温度が高い鋼材は０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムからなることができ、微構造により高温での粗化に抗するオーステナイト粒を造ることができる微細サイズの酸化物粒子を有することができる。少なくとも１０００℃まで若しくはもっと高温の１０５０℃まで且つ少なくとも２０分の滞留時間で、鋼微構造は５０ミクロン未満又は４０ミクロン未満の平均オーステナイト粒サイズを持つことができる。少なくとも１０００℃又は少なくとも１０５０℃まで且つ少なくとも２０分の滞留時間で、平均オーステナイト粒サイズは５〜５０ミクロンとすることができる。微細粒子は、５０ナノメートル未満のケイ素及び鉄の酸化物であってよい。アルミニウム含量は０．０５重量％未満又は０．０２重量％未満又は０．０１重量％未満とすることができる。

若しくは、オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材は、０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムからなり、７５０℃の温度まで少なくとも１０％までの歪みレベルについて（従来の処理加熱速度及び少なくとも３０分までの滞留時間について） フェライト再結晶に抗することができる炭素鋼である。オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材は炭素含量が０．０１％未満若しくは０．００５％未満、アルミニウム含量が０．０１％未満若しくは０．００５％未満であってよい。

オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材は、双ロール鋳造機で、鋳造溜めの全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ未満、そして遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶鋼で造ることができる。溶鋼は、鋳造溜めの全酸素含量を少なくとも１００ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ未満、そして遊離酸素含量を３０〜５０ｐｐｍとすることができる。溶鋼の密に制御された化学組成、特に溶解性の酸素含量及び工程の非常高速な凝固速度 により微細サイズの、鋼微構造に分布される全般に球状(spheroid-shaped)の酸化物粒子の形成条件が提供され、そのことにより、後の再熱時の平均オーステナイト粒サイズが少なくとも１０００℃までの温度について少なくとも２０分の滞留時間で５０ミクロン未満に制限される。

本鋼材により呈されるオーステナイト粒粗化特性は、鋼微構造中の窒化アルミニウム粒子の存在がオーステナイト粒成長を制限するよう作用する従来の焼きならしたアルミニウムキルド鋼で一般にみられるのと同様であるか若しくはそれよりも良い。鋼のオーステナイト粒粗化特性は、実際には、チタン処理したアルミニウムキルド連続スラブ鋳造鋼に見られる粒粗化特性にほぼ等しい。特開昭６１−２１３３２２参照。チタン処理したアルミニウムキルド鋼では、連続鋳造したスラブの冷却速度により粒子サイズが５〜１０ナノメートルの微細なチタン窒化物粒子が造られる。適宜レベルのアルミニウム及び窒素が鋼中に存在する場合に、アルミニウムが適宜の窒化アルミニウム粒子の分散(dispersion)を形成する能力がアルミニウムキルド微細粒鋼の製造につながる。しかしながら、熱間ストリップ圧延機で製造されるストリップ鋼の場合、後圧延冷却工程時に窒化アルミニウム粒子の堆積温度範囲で鋼ストリップの冷却速度を速くすることで、堆積の程度を制限することができる（約７００℃未満の従来の巻き取り温度に関して）。このことは、アルミニウムレベルが０．０２％ 以上で０．０６％までの場合であっても特にストリップ縁及びコイル端で顕著であり得る。更に又、ストリップ鋼の後の再熱時に通常達成される速い加熱速度 も窒化アルミニウム堆積の程度を制限する。それ故、アルミニウムキルドストリップ鋼は 必ずしも高いオーステナイト粒粗化温度を呈することができるものでもない。本発明の鋼材の場合、後圧延冷却工程時のストリップの冷却速度は本質的に鋼のオーステナイト粒粗化温度に影響しない。

本明細書で開示のオーステナイト粒粗化温度の高い鋼材は、従来の粒微細化元素であるアルミニウム、チタン、ニオビウム及びバナジウムなしにアルミニウムキルド細粒鋼よりもより良いオーステナイト粒成長効果を備えた微構造を有する。従って、異なる微構造と結果として強度特性を備えた独自の鋼が、従来技術における斯かる細粒鋼に関連する追加費用なしに、本鋳造鋼により提供される。本鋳造鋼のオーステナイト粒粗化特性により溶接工程及び他の焼きならし、エナメル加工及び焼き鈍し等の熱処理に関連した熱影響部の微構造の微細化としての利点がもたらされる。従来は、熱処理時のオーステナイト粒の過度の粗化が、冷却時の鋼微構造の粗化及びそれに関連した雰囲気温度での鋼の強度及び硬度喪失に至ることが判明していた。

本開示の鋼材におけるチタン、ニオビウム及びバナジウムの程度は、電気アーク炉で製鋼する出発材料としてくず鉄を用いることによって引き起こされる不純物として観測される程度であることに注目すべきである。しかしながら、程度が上記したような代替手段による微細粒特徴を提供しない位に低い場合、今回請求の本発明の範囲内でチタン、ニオビウム及びバナジウムを意図的に導入することができる。

オーステナイト粒粗化温度の高い低炭素鋼ストリップは
間にロール間隙を有し、ロール間隙の端に隣接した閉込めクロージャを備えた、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
溶融炭素鋼を対の鋳造ロール間に導入して、ロール間隙端に隣接して鋳造溜めを閉込める前記クロージャにより鋳造ロール間の鋳造溜めを形成し、溶鋼の鋳造溜めでの全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ未満で、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍであり、
鋳造ロールを相互方向に回転させて溶鋼を凝固させ、溶鋼の全酸素含量を反映したレベルの混在酸化物を含む金属殻を鋳造ロールに形成して、薄鋼ストリップの形成を促進し、
鋳造ロール間のロール間隙を介して凝固薄鋼ストリップを形成して、ロール間隙から下方に送給される凝固鋼ストリップを製造する
という諸段階で造ることができる。

オーステナイト粒粗化温度が高い炭素鋼ストリップは、又、
間にロール間隙を有し、ロール間隙の端に隣接した閉込めクロージャを備えた、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
溶融炭素鋼を対の鋳造ロール間に導入して、ロール間隙端に隣接して鋳造溜めを閉込める前記クロージャにより鋳造ロール間の鋳造溜めを形成し、溶鋼の鋳造溜めでの全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ未満で、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍであり、
鋳造ロールを相互方向に回転させて溶鋼を凝固させ、溶鋼の全酸素含量を反映したレベルの混在酸化物を含む金属殻を鋳造ロールに形成して、薄鋼ストリップの形成を促進し、
鋳造ロール間のロール間隙を介して凝固薄鋼ストリップを形成して、ロール間隙から下方に送給される凝固鋼ストリップを製造する
という諸段階で造ることができる。

鋳造溜めの溶鋼の全酸素含量は約２００ｐｐｍ又は約８０〜１５０ｐｐｍとすることができる。全酸素含量は、２０〜６０ｐｐｍ又は３０〜５０ｐｐｍの遊離酸素含量を含む。遊離酸素は酸素含量が通常計測される金属送給システムにおける溶鋼の通常温度である１５４０〜１６００℃で計測できることに注目すべきである。全酸素含量には、遊離酸素に加え、鋳造溜めへの溶鋼導入時に溶鋼中に存在する脱酸混在物が含まれる。遊離酸素は金属殻及び鋳造ストリップ形成時に鋳造ロール表面に隣接した凝固混在物中に形成される。これらの凝固混在物は溶融金属と鋳造ロールとの間の伝熱速度を改良する液体混在物であり、金属殻の形成を促進する。混在酸化物は遊離酸素の存在ひいては凝固混在物の存在も促進するので、遊離酸素含量は混在酸化物含量に関連する。

ここで、低炭素鋼は炭素含量が０．００１重量％〜０．１重量％、マンガン含量が０．０１重量％〜２．０重量％及びケイ素含量が０．２０重量％〜１０重量％の鋼として限定される。鋼はアルミニウム含量が０．０２重量％又は０．０１重量％程度又はそれ以下であってよい。アルミニウムは例えば０．００８重量％又はそれ以下の少量であってよい。溶鋼はケイ素／マンガンキルド鋼であってよい。

混在酸化物は凝固混在物と脱酸混在物である。凝固混在物は鋳造時の鋼の冷却・凝固で形成され、混在酸化物は鋳造前の溶鋼の脱酸時に形成される。凝固鋼は、２〜４ｇ／ｃｍ^３の混在物密度で鋼に分布したＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上から通常なる混在酸化物を含んでいてよい。

溶鋼は、鋳造ロール間に導入して鋳造溜めを形成する前に取鍋内で、投入鋼及び鉱滓形成材料を加熱してケイ素、マンガン、カルシウム酸化物を含む鉱滓によって覆われた溶鋼を形成することにより微細化できる。溶鋼は不活性ガスを吹き込むことで撹拌して脱硫を起こし、次いで酸素を吹き込んで、鋳造溜め内で所望全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ未満、そして遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶鋼とすることができる。上記したように、鋳造溜めの溶鋼の全酸素含量は少なくとも１００ｐｐｍであり、遊離酸素含量は３０〜５０ｐｐｍであり得る。これに関して、取鍋内の全酸素及び遊離酸素含量は全般に鋳造溜め内のそれらよりも多いことが注目されるが、それは溶鋼の全酸素含量及び遊離酸素含量の両方が溶鋼の温度に直接関連するからで、これらの酸素レベル は取鍋から鋳造溜めへ行く際の温度低下により減少する。脱硫により溶鋼の硫黄含量を０．０１重量％未満に減らすことができる。

上記のように連続双ロール鋳造により造られた薄鋼ストリップは厚みが５ｍｍ未満であり、凝固混在酸化物を含む鋳造鋼で構成される。鋳造ストリップでの混在物の分布は、外面から２ミクロンの深さのストリップ表面領域で凝固混在物を単位面積当たりの密度で少なくとも１２０混在物／ｍｍ^２含むような分布であってよい。

凝固鋼はケイ素／マンガンキルド鋼であってよく、混在酸化物はＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３混在物のいずれか１つ又はそれ以上からなることができる。混在物は典型的には２〜１２ミクロンのサイズとすることができるので、少なくとも混在物の大部分はそのサイズ範囲である。

上記した方法により、混在酸化物に分布した酸素含量の多い独自の鋼が造られる。

より明細には、鋼ストリップ形成における溶鋼中の高酸素含量と溶鋼の短い滞留時間により展性及び硬度特性の改良された独自の鋼が造られることになる。

本発明をより詳細に記述するために、いくつかの実施例を添付図面を参照して提供する。

本発明を図面及び以下の記載により詳細に説明・記述するが、それらは例示的なものであって限定的性格のものではなく、本発明の範囲内にある全ての局面、変更及び改変を当業者は理解するであろうし、それらの保護が望まれると理解すべきである。

我々は、アメリカ特許第５，１８４，６６８号及び第５，２７７，２４３号に充分に記述された種類の双ロール鋳造機を用いて１ｍｍ厚程度及びそれ以下の鋼ストリップを製造し、広範な鋳造試験を行った。ケイ素マンガンキルド鋼を用いた斯かる鋳造試験により、図１に示すように、溶鋼中の酸化混在物の融点が鋼凝固時に得られる熱流束に対し効果を有することが実証された。低融点酸化物により、溜め上域での溶融金属と鋳造ロール表面との伝熱接触が改良され、高い伝熱速度を生み出す。

融点が鋳造溜めの鋼温度よりも高い場合、液状混在物は生じない。従って、混在物融点が約１６００℃以上の場合には伝熱速度の劇的な減少がある。アルミニウムキルド鋼での鋳造試験により、高融点アルミナ混在物（融点２０５０℃）の形成を避けるまでいかなくとも制限し得るのは、組成物にカルシウム添加をして液体ＣａＯ・Ａｌ_２Ｏ_３混在物を提供するようにすればよいことが判明した。

凝固混在酸化物は凝固した金属殻内に形成される。従って、薄鋼ストリップは、鋼の冷却・凝固時に形成される混在物と、取鍋での微細化時に形成される脱酸混在物とで構成される。

鋼中の遊離酸素レベルは冷却時にメニスカスで劇的に減少され、ストリップ表面近くに凝固混在物が生ずることになる。これらの凝固混在物は、次式により大部分はＭｎＯ・ＳｉＯ_２からなる。
Ｍｎ ＋ Ｓｉ ＋ ３Ｏ ＝ ＭｎＯ・ＳｉＯ_２

エネルギ分散型分光法（ＥＤＳ）マップから得られるストリップ表面の凝固混在物の様子を 図２に示す。凝固混在物が非常に微細（典型的には２〜３ミクロン未満）であり、表面から１０〜２０ミクロン以内に帯状に位置していることがわかる。ストリップ中の混在酸化物の典型的な大きさ分布を、ドイツ、デュッセルドルフで行われたＭＥＴＥＣ会議９９（１９９９年６月１３〜１５日）に提出した我々の書類「プロジェクトＭでの最近の開発、ＢＨＰ及びＩＨＩによる低炭素鋼ストリップ鋳造の共同開発」から図３に示す。

マンガンケイ素キルド鋼において、凝固混在物の比較レベルは主に鋼中のマンガン及びケイ素レベルによって決められる。図３は、ケイ素に対するマンガンの比が混在物の液相温度に有意な効果を持つことを示している。炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．１〜２．０重量％、ケイ素含量が０．１〜１０重量％、そしてアルミニウム含量が０．０１重量％以下のマンガンケイ素キルド鋼は鋼冷却時に鋳造溜めの上方域に斯かる凝固混在酸化物を造ることができる。特に、鋼はＭ０６と名付けられた次のような組成を持つことができる。
炭素 ０．０６重量％
マンガン ０．６重量％
ケイ素 ０．２８重量％
アルミニウム ０．００２重量％。

一般に、脱酸混在物はアルミニウム、ケイ素及びマンガンを備えた取鍋内での溶鋼の脱酸時に造られる。従って、脱酸時に形成される混在酸化物の組成は主にＭｎＯ・ＳｉＯ_２・Ａｌ_２Ｏ_３基づいている。これらの脱酸混在物はストリップ内にランダムに位置しており、 鋳造時の遊離酸素の反応により形成されるストリップ表面近くの凝固混在物よりも粗である。

混在物のアルミナ含量は鋼中の遊離酸素レベルに強い効果を有し、溶融物の遊離酸素レベルを制御するのに用いることができる。図４はアルミナ含量が増えると、鋼中の遊離酸素レベルが減ることを示している。図４で報告された遊離酸素はヘラオス・エレクトロ−ナイト(Heraeus Electro-Nite)で制作されたセロックス（Celox:登録商標）計測システムを用いて計測され、計測値は１６００℃に正規化されて、請求項でのように遊離酸素含量の報告を標準化している。

アルミナを導入することで、ＭｎＯ・ＳｉＯ_２混在物が希釈されて、その結果それらの活性が減少し、ひいては次式に見られるように遊離酸素レベルが減少する。
Ｍｎ＋Ｓｉ＋３Ｏ＋Ａｌ_２Ｏ_３ ⇔ （Ａｌ_２Ｏ_３）・ＭｎＯ・ＳｉＯ_２

ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３ 系（ｂａｓｅｄ）混在物について、混在物組成の液相温度に対する効果は図５に示した三元状態図から得ることができる。

薄鋼ストリップ中の混在酸化物の分析により、ＭｎＯ／ＳｉＯ_２比が典型的には０．６〜０．８の範囲内であることが判明し、この体制では、図６に示すように、混在酸化物のアルミナ含量が混在物の融点（液相温度）に最強の効果を有することが判明した。

初期試験作業で、鋼の初期凝固温度では液体であるような凝固混在物及び脱酸混在物を有し、鋳造溜めの溶鋼が少なくとも１００ｐｐｍの酸素含量及び３０〜５０ｐｐｍの遊離酸素レベルを有して金属殻を造ることが本発明による鋳造では重要であると我々は突き止めた。溶鋼の全酸素含量及び遊離酸素含量により造られる混在酸化物のレベルにより、鋳造ロール表面での鋼の初期凝固及び継続凝固時の核生成及び高熱流束が促進される。凝固混在物も脱酸混在物も混在酸化物であり、核生成場所を提供して金属凝固工程時の核生成に著しく貢献するが、脱酸混在物は濃度を変えることができる点で速度制御であり得、その濃度が存在する遊離酸素の濃度に影響を与える。脱酸混在物は非常に大きくて典型的には４ミクロン以上であるが、凝固混在物は全般に２ミクロン以下であり、ＭｎＯ・ＳｉＯ_２系であってＡｌ_２Ｏ_３を含まないが、脱酸混在物は混在物の一部としてＡｌ_２Ｏ_３も有する。

上記Ｍ０６等級のケイ素／マンガンキルド鋼を用いた鋳造試験で、鋼の全酸素含量が取鍋精製工程で１００ｐｐｍより低いレベルに減少したら、熱流束が減少して鋳造が損なわれるが、全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍ以上、典型的には２００ｐｐｍ程度ならば、良好な鋳造結果が達成できることが判明している。以下で更に詳しく述べるように、取鍋でのこれらの酸素レベルが、タンディッシュでは全酸素レベルが少なくとも７０ｐｐｍで遊離酸素レベルが２０〜６０ｐｐｍとなり、鋳造溜めでは同じか少し低い酸素レベルになる。全酸素含量は「ルコ」(Leco)機器により測定でき、取鍋処理時の「リンス」(rinsing)の程度、即ち、多孔栓又はトップランスを介し取鍋内で泡立てられるアルゴンの量と処理の持続時間により制御される。全酸素含量は、ルコＴＣ−４３６窒素／酸素測定器を用い、ルコから入手可能であるＴＣ４３６窒素／酸素測定器指示マニュアル（フォーム番号２００−４０３、改訂版、１９９６年４月、７−１頁〜７−４頁の第７章）に記述の従来の手順により測定した。

高い全酸素含量で得られる高められた熱流束が鋳造時の核生成場所としての混在酸化物の可用性によるものかどうかを知るために、取鍋での脱酸がケイ化カルシウム（Ｃａ−Ｓｉ）で行なわれる鋼での鋳造試験が行われ、その結果がＭＯ６等級鋼として知られる低炭素ケイ素キルド鋼での鋳造と比較された。

結果を次の諸表で示す。

マンガン及びケイ素レベルは通常のケイ素キルド等級と類似していたが、Ｃａ−Ｓｉ組（ｈｅａｔｓ）の遊離酸素レベルは低く、混在酸化物は比較的多くの酸化カルシウムを含んでいた。従ってＣａ−Ｓｉ組の熱流束は混在物融点が低いのにも関わらず、低かった（表２参照）。

Ｃａ−Ｓｉ等級の遊離酸素レベルはＭ０６等級の４０〜５０ｐｐｍに比べ低く、典型的には２０〜３０ｐｐｍであった。酸素は表面活性素子であり、従って、遊離酸素レベルの減少は溶鋼と鋳造ロールとの間の濡れを減少させると予想され、金属と鋳造ロールとの間の伝熱速度の減少を引き起こす。しかしながら、図７から、４０〜２０ｐｐｍの遊離酸素減少では、観測された熱流束の減少が説明できるレベルに表面張力を増加させるのに充分なものでないように思われる。

鋼中の遊離及び全酸素レベルを下げることにより混在物の容積が減り、従って、鋳造時の凝固混在物の初期核生成用及び連続形成用の混在酸化物の数が減る、と結論できる。これは、鋼殻とロール表面との間の初期及び継続密接接触の性質に悪影響を与える可能性がある。ディップテスト(dip testing)作業により約１２０／ｍｍ^２の核生成単位面積当たり密度が、鋳造溜め上部メニスカス域での初期凝固で充分な熱流束を発生させるのに必要であることが示された。ディップテストは、双ロール鋳造機の鋳造表面での接触状態を密にシュミレートした速度で冷却ブロックを溶鋼浴内へと進めることを含む。鋼は溶融浴内を移動しつつ冷却ブロック上に凝固してブロック表面に凝固鋼の層を生み出す。この層厚を面積全体にわたり所々の地点で計測して凝固速度の変動、従って、種々の位置での伝熱の有効速度をマッピングできる。従って、全体の凝固速度や全熱流束計測を行うことが可能である。ストリップ表面の微構造を調べ、凝固微構造の変化を観測凝固速度及び伝熱値の変化と関連づけて、冷却表面での初期凝固時の核生成に関連した構造を調べることも可能である。ディップテスト装置は、特許文献１により詳細に記述されている。

初期核生成時の液鋼の酸素含量と伝熱の関係を付録１に記述したモデルを用いて調べた。このモデルは全ての混在酸化物が球状であり、鋼全体にわたり均一に分配されている、と想定している。表面層を２ミクロンと想定し、その表面層に存在する混在物のみが鋼初期凝固時の核生成工程に参画し得ると想定した。モデルへの入力は鋼の全酸素含量、混在物サイズ、ストリップ厚、鋳造速度、表面層厚であった。出力は、１２０／ｍｍ^２の目標核生成単位面積当たり密度を達成するのに必要な鋼中の全酸素の混在物％であった。

図８は、ストリップ厚を１．６ｍｍ、鋳造速度を８０ｍ／分と想定した場合の、核生成プロセスに参画し、全酸素含量で表現される種々の鋼クリーンレベルで目標の核生成単位面積当たり密度を達成するのに必要な、表面層中の酸化混在物の％のグラフである。これは、混在物の大きさが２ミクロン、全酸素含量が２００ｐｐｍでは、表面層の利用可能な全混在酸化物の２０％が、１２０／ｍｍ^２の目標核生成単位面積当たり密度を達成するのに必要であることを示している。しかしながら、全酸素含量８０ｐｐｍでは、混在物の約５０％が臨界核生成速度を達成するのに必要であり、全酸素レベル４０ｐｐｍは目標核生成単位面積当たり密度を達成するのに不充分な混合酸化物レベルである。従って、取鍋内での脱酸により鋼を整える場合、鋼の酸素含量を制御して１００〜２５０ｐｐｍの範囲の、典型的には約２００ｐｐｍの全酸素含量を生み出すことができる。この結果、初期凝固時に鋳造ロールに隣接した２ミクロンの深さの層は単位面積当たり密度が少なくとも１２０／ｍｍ^２の混在酸化物を含む。これらの混在物は最終凝固ストリップ品の外表面層中に存在し、適宜の試験、例えばエネルギ分散型分光法(EDS)で検出できる。

鋳造試験を受けて、より広範な製造が開始され、それらの全酸素及び遊離酸素レベルが を 図９〜図１８で報告する。我々は、溶鋼の全酸素含量を約７０ｐｐｍより上に維持しなければならないこと、遊離酸素含量は２０〜６０ｐｐｍとなり得ることを見出した。これは一連のシーケンス操業について図９〜図１８で報告している。

図９及び 図１４で報告の測定では、鋳造溜め直上のタンディッシュにおいて第１のサンプルからの全酸素レベルと遊離酸素レベルがとられた。ここでも、全酸素含量は上記したようなリコ機器で計測し、遊離酸素含量は上記したセロックスシステムで計測した。報告される遊離酸素レベルは実際の計測値を１６００℃に正規化したもので、請求項で記述されたような本発明の遊離酸素計測を標準化している。

これらの遊離酸素及び全酸素レベルは鋳造溜め直上のタンディッシュ内で計測され、タンディッシュ内の鋼温度は鋳造溜めでの鋼温度よりも高いが、これらのレベルは鋳造溜めでの溶鋼のわずかに低い全酸素レベル及び遊離酸素レベルを表示するものである。操業開始時での鋳造溜め充填中に若しくは鋳造溜め充填直後に採られた第１のサンプルからの全酸素及び遊離酸素の計測値を図９及び図１４で報告している。操業中に全酸素及び遊離酸素レベルは減少すると理解される。図１０〜図１３及び図１５〜図１８は、その減少を明らかにするために操業中に採られた、鋳造溜め直上のタンディッシュにおけるサンプル２、３、４及び５の全酸素及び遊離酸素の計測値を示している。

また、これらのデータは、取鍋冶金炉(LMF)における酸素ランスでハイ・ブロー（high blow:１２０〜１８０ｐｐｍ）、ロー・ブロー（low blow:７０〜９０ｐｐｍ）及びウルトラ・ロー・ブロー（ultra low blow:６０〜７０ｐｐｍ）で本発明を実施したことを示している。シーケンス番号１０９０〜１１３０はハイ・ブローでの実施を行った。シーケンス番号１１３０〜１１６０はロー・ブローでの実施を行い、シーケンス番号１１６０〜１２２０はウルトラ・ロー・ブローでの実施を行った。これらのデータは、ブローの実施が下がると全酸素レベルが減少するが遊離酸素レベルはさほど減少しないことを示している。これらのデータは、本発明の実施で充分な全酸素レベルと遊離酸素レベルを提供しつつ使われる酸素を節約するための最良の手順はウルトラ・ロー・ブローでブローを実行することであることを示している。

これらのデータからわかるように、全酸素は（１つの異常値を除き）少なくとも約７０ｐｐｍ、典型的には２００ｐｐｍより少であり、全酸素レベルは一般に約８０〜１５０ｐｐｍである。遊離酸素レベルは約２５ｐｐｍで、一般には約３０〜５０ｐｐｍに集まっているから、遊離酸素含量は２０〜６０ｐｐｍにすべしということになる。遊離酸素レベルが高すぎると酸素が結びついて不所望な鉱滓を形成してしまうし、遊離酸素レベルが低すぎると凝固混在物が不充分に形成されて効率的な殻形成及びストリップ鋳造とならない。

（例）
［入力］
単位面積あたりの臨界核生成 １２０。この値は、ディップテスト作業での実験での（充分な伝熱速度を得るのに必要な）密度数／ｍｍ^２ であった。
ロール幅（ｍ） １
ストリップ厚（ｍｍ） １．６
取鍋トン（ｔ） １２０
鋼密度（ｋｇ／ｍ^３） ７８００
全酸素（ｐｐｍ） ７５
混在物密度（ｋｇ／ｍ^３） ３０００
［出力］
混在物質量（ｋｇ） ２１．４２８５７
混在物サイズ（ｍ） ２．００Ｅ−０６
混在物容積（ｍ^３） ０．０
混在物の全数 １７０６０９６４５１３１９３８１．５
表面層厚μｍ（片側） ２
表面混在物のみの全数 ４２６５２４１１２８２９８．４５３６

これらの混在物が初期核生成工程に参画できる

鋳造速度（ｍ／分） ８０
ストリップ長（ｍ） ９６１５．３８４６２
ストリップ表面積（ｍ^２） １９２３０．７６９２３
必要な核生成場所の全数 ２３０７６９２．３０７６０
核生成工程に参画するのに必要な利用可能な混在物の％ ５４．１０４６２

微細粒子の分布による特性の向上
本発明のオーステナイト粒粗化温度の高い鋼材を造るのに用いられる化学組成及び処理条件により、鋼微構造全体にわたって平均粒子サイズが５０ナノメートル未満であるケイ素及び鉄の沈殿、微細サイズ酸化物粒子が分布形成されることになる。溶鋼の化学組成及び特定の全酸素含量及び遊離酸素含量並びに本双ロール鋳造方法の非常に高速な凝固速度 は、鋼材中に斯かる微細粒子が全般に均一分布で形成されることを引き起こすことができる。微細酸化物粒子のこの分布が特に、従来未知であった高いオーステナイト粒粗化温度という特性を鋼材に与えることが判明している。

透過型電子顕微鏡(TEM)技術を用いて鋼材を金属学的に詳細に調べた結果、鋼微構造全体にわたって微細酸化物粒子がほぼ均一に分布していることが判明している。これらの粒子を透過型電子顕微鏡で示したのが図１９である。粒子サイズは５〜３０ナノメートル程度であることが判明した。粒子サイズは透過型電子顕微鏡での測定で判明した。エネルギー分散形分析法(EDS)を用いたこれらの微細サイズ酸化物粒子の化学分析によりそれらの粒子には図２０に示されるように鉄、ケイ素及び酸素が含まれることが判明した。特に組成、サイズ及び分布を考慮した斯かる粒子の形成は処理技術の結果であると考えることができる。上記した双ロール鋳造技術に関わる液鋼の全酸素レベル及び遊離酸素レベル及非常に高速な冷却速度が、結果として５０ナノメートル未満でありケイ素と鉄を含む斯かるナノサイズ酸化物粒子の沈殿及び斯かる分布形成となることができる。

我々は、鋼材のオーステナイト粒成長挙動がオーステナイト粒が少なくとも１０００℃までの比較的高温まで粗化に抗するという点で独自であることを見出した。０．０５％炭素鋼材についてのオーステナイト粒成長挙動の例を図２１に示す。オーステナイト粒サイズはＡＳ１７３３−１９７６に記述された線形遮断法(linear intercept method)を用いて計測した。オーステナイト粒境界を飽和ピクリン酸系エッチング液を用いてエッチングした。オーステナイト粒サイズが少なくとも１０５０℃までの温度について２０分の温度での滞留時間で微細なままであると見ることができる。異なる炭素レベルの鋼について同様の研究を行って同様の結果を得た。２０分の滞留時間でのオーステナイト粒粗化温度は０．０２％炭素鋼については１０５０℃を超え、０．２０％炭素鋼では１０００℃を超えた。特定のサンプルを下記表３に示す。

本鋼によって呈示されたオーステナイト粒粗化温度は、鋼微構造における窒化アルミニウム粒子の存在がオーステナイト粒成長を制限するよう作用する従来のその他アルミニウムキルド鋼で通常観測されるのと同程度である。本鋼のオーステナイト粒粗化温度は、実際、チタン処理したアルミニウムキルド連続スラブ鋳造鋼で観測される粒粗化温度に近い。チタン処理したアルミニウムキルド鋼の連続鋳造の場合、連続鋳造されたスラブの冷却速度により粒子サイズが５〜１０ミクロンにダウンした微細なスズ粒子を造ることができる。適宜レベルのアルミニウムと窒素が鋼中に存在する場合に適宜に分散したスズ粒子を形成できるアルミニウムの能力によりアルミニウムキルド細粒鋼という概念がもたらされた。本鋼で造られる５０ナノメートル未満の超微細な粒子はアルミニウムキルド細粒鋼と同程度若しくはより良いオーステナイト粒成長阻止効果をもたらす。即ち、本鋼は従来の微細化元素であるアルミニウム、チタン、ニオビウム及びバナジウムなしに細粒鋼を造る。

オーステナイト粒成長に抗するよう作用する本鋼材の微細酸化物粒子は、溶接、エナメル処理又は完全な焼き鈍しを受ける鋼材を造るのに有益となり得る。冷却時に粗い微構造をもたらし、それに関連して雰囲気温度での強度及び硬度の喪失をもたらし得る、熱処理時のオーステナイト粒の過度の粗化が避けられる。

我々は、フェライト粒粗化により引き起こされる歪みへの抵抗に関して他の研究を行った。この研究では、本鋼材と従来のＡ１００６ストリップのサンプルを成型具の回りに折り曲げて、軽変形された鋼材の製造で生じ得るストリップ厚み方向の所定歪みレベルを生み出して６００℃〜９００℃の温度で熱処理した。次いで、サンプルを金相的に調べて歪みと熱処理に対する微構造の応答を割り出した。結果として生じた微構造の幾つかの顕微鏡写真が図２２に示されている。本発明の鋼材は粗化に対する抵抗の度合いが従来のＡ１００６鋼よりもはるかに強かった。斯かる粗化があると鋼はかなり軟化してしまう。

顕微鏡写真は、フェライト粒粗化を開始するのに必要な歪みをも示している。厚み方向の歪み分布が計算されて顕微鏡写真に当てはめられてフェライト粒を粗化する再結晶が始まる歪みと温度の組み合わせが割り出された。この分析の結果を図２３に示す。その結果は、フェライトの粗化を引き起こすためには従来のＡ１００６よりも本鋼材の方がかなり高度の歪みを必要とすることを示している。実際、従来のＡ１００６ストリップではフェライト粒の粗化をもたらすには非常に小さな歪みで充分である。本鋼材のこの挙動は、上記で記述したようなほぼ均一分布の微細サイズの酸化物粒子が存在する鋼と類似している。この特性は、成形した鋼材に蝋付けなどの接合工程として熱を加え得る場合に関連する。

液鋼の化学的組成、特に全酸素含量及び遊離酸素含量、並びに工程の非常に高速な凝固速度を制御することで、５０ナノメートルサイズ粒子未満の均一分布のナノサイズ粒子の沈殿・形成の条件が提供される。これらの微細酸化物粒子は高温加熱時にオーステナイト粒成長に抗するよう作用し、歪みを起こしてフェライト再結晶を引き起こす。これらの特性は鋼材の作成において重要である。これらの特性を有する本鋼材が上記したような薄鋼ストリップの双ロール連続鋳造により製造できるのは明らかである。

図面と前述の記述において詳細に説明・記述してきたが、それは単に例示的なものであって限定的性格のものではなく、単に好適実施例を明示・記述しただけであって本発明の要旨の範囲内にあるあらゆる変更・改変についても保護が希望されていると理解すべきである。
（付録１）
ａ．記号一覧表
ｗ ＝ ロール幅（ｍ）
ｔ ＝ ストリップ厚（ｍｍ）
ｍ_ｓ ＝ 取鍋内の鋼重量（トン）
ρ_ｓ ＝ 鋼密度（ｋｇ／ｍ^３）
ρ_ｉ ＝ 混在物密度（ｋｇ／ｍ^３）
Ｏ_ｔ ＝ 鋼の全酸素（ｐｐｍ）
ｄ ＝ 混在物径（ｍ）
ｖ_ｉ ＝ １混在物の容積（ｍ^３）
ｍ_ｉ ＝ 混在物の質量（ｋｇ）
Ｎ_ｔ ＝ 混在物の全数
ｔ_ｓ ＝ 表面層厚（ミクロン）
Ｎ_ｓ ＝ （核生成プロセスに参画できる）表面中にある混在物の全数
ｕ ＝ 鋳造速度（ｍ／分）
Ｌ_ｓ ＝ ストリップ長（ｍ）
Ａ_ｓ ＝ ストリップ表面積（ｍ^２）
Ｎ_ｒｅｑ ＝ 目標の核生成密度を達成するのに必要な混在物全数
ＮＣ_ｔ ＝ （ディップテストから得た）単位面積当たりの目標核生成密度（数／ｍｍ^２）
Ｎ_ａｖ ＝ 初期核生成工程のため鋳造ロール表面での溶鋼から利用可能な全混在物の％
ｂ．式
（１）ｍ_ｉ＝ （Ｏ_ｔ× ｍ_ｓ× ０．００１）／０．４２
注：マンガンケイ素キルド鋼では、酸素０．４２ｋｇが、３０％ＭｎＯ、４０％ＳｉＯ_２及び３０％Ａｌ_２Ｏ_３組成の混在物１ｋｇを製造するのに必要である。（カルシウム注入の）アルミニウムキルド鋼では、酸素０．３８ｋｇが、５０％Ａｌ_２Ｏ_３及び５０％ＣａＯ組成の混在物１ｋｇを製造するのに必要である。
（２）ｖ_ｉ ＝ ４．１９ × （ｄ／２）^３
（３）Ｎ_ｔ＝ ｍ_ｉ／（ρ_ｉ× ｖ_ｉ）
（４）Ｎ_ｓ＝ （２．０ｔ_ｓ× ０．００１ × Ｎ_ｔ／ｔ）
（５）Ｌ_ｓ＝ （ｍ_ｓ× １０００）／（ρ_ｓ× ｗ × ｔ／１０００）
（６）Ａ_ｓ＝ ２．０ × Ｌ_ｓ× ｗ
（７）Ｎ_ｒｅｑ＝ Ａ_ｓ× １０^６× ＮＣ_ｔ
（８）Ｎ_ａｖ％ ＝ （Ｎ_ｒｅｑ／Ｎ_ｓ） × １００．０
式１は、鋼中の混在物質量を計算する。
式２は、球状であると仮定した１混在物の容積を計算する。
式３は、鋼中で利用可能な混在物全数を計算する。
式４は、（各側で２μｍであると想定して）表面層で利用可能な全混在物数を計算する。これらの混在物が初期核生成でのみ参画できることに注意。
式５及び式６は、ストリップの全表面積を計算するのに用いる。
式７は、目標の核生成速度を達成するのに表面で必要な混在物数を計算する。
式８は、核生成工程に参画しなければならない表面で利用可能な全混在物の％を計算するのに用いられる。この数が１００％より大ならば、表面での混在物の数は目標の核生成速度達成に充分でないことに注意。

ケイ素／マンガンキルド鋼を用いた双ロール鋳造試験で得られた、熱流束に対する混在物融点の効果を示す。 凝固鋼ストリップ中の一群の微細凝固混在物を示す、マンガンのエネルギ分散型分光法（ＥＤＳ）マップ 混在物液相温度に対し、マンガン：ケイ素含量を変えることの効果を示すグラフである。 （ストリップ混在物から計測される）アルミナ含量と脱酸効果との関係を示す。 ＭｎＯ・ＳｉＯ_２・Ａｌ_２Ｏ_３の三相図である。 アルミナ含量混在物と液相温度との関係を示す。 表面張力に対する溶鋼中の酸素の効果を示す。 相異なる鋼クリーンレベルでの核生成で利用可能な混在物に関する計算結果のグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおける溶鋼製造の全酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおける溶鋼製造の全酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおける溶鋼製造の全酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおける溶鋼製造の全酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおける溶鋼製造の全酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおいて図９〜図１３で示したのと同じ溶鋼製造の遊離酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおいて図９〜図１３で示したのと同じ溶鋼製造の遊離酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおいて図９〜図１３で示したのと同じ溶鋼製造の遊離酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおいて図９〜図１３で示したのと同じ溶鋼製造の遊離酸素含量を示すグラフである。 双ロール鋳造機で薄板ストリップ鋳造時の溶鋼の鋳造溜め直上のタンディッシュにおいて図９〜図１３で示したのと同じ溶鋼製造の遊離酸素含量を示すグラフである。 本発明の薄鋳造ストリップにおける微細サイズ粒子の分散を示す透過型電子顕微鏡写真である。 図１９で観測される微細サイズ粒子のエネルギ分散型分光法(EDS)である。 本発明の鋼材に関し、２０分の滞留時間について温度を関数とした平均オーステナイト粒サイズのグラフである。 曲げて６００℃、６５０℃、７００℃、７５０℃、８００℃及び８５０℃に加熱した後の、本発明の鋼材の微構造と従来の熱間圧延Ａ１００６ストリップ鋼の顕微鏡写真を示す。 本発明高温鋼材と従来の熱間圧延Ａ１００６ストリップ鋼においてフェライト鉄再結晶を引き起こすのに必要な臨界歪みレベルを示すグラフである。

Claims (53)

1. ０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムからなり、鋼微構造に分布した平均沈殿物サイズ５０ナノメートル未満のケイ素及び鉄の微細酸化物粒子を有する、オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。
2. アルミニウム含量が０．０２％未満である、請求項１に記載の鋼材。
3. アルミニウム含量が０．０１％未満である、請求項１に記載の鋼材。
4. 平均酸化物粒子サイズが５〜３０ナノメートルである、請求項１乃至３のいずれかに記載の鋼材。
5. 平均酸化物粒子サイズが４０ナノメートル未満である、請求項１乃至３のいずれかに記載の鋼材。
6. 鋼材を造るのに使われる溶鋼が、２〜４ｇ／ｃｍ^３の混在物密度で鋼に分布したＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる混在酸化物を含む、請求項１乃至５のいずれかに記載の鋼材。
7. 混在酸化物の大部分以上が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項６に記載の鋼材。
8. ０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムからなり、鋼微構造に分布したケイ素及び鉄の微細酸化物粒子を有し、酸化物粒子がオーステナイト粒粗化に対する抵抗を少なくとも１０００℃にまで高めた、オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。
9. アルミニウム含量が０．０２％未満である、請求項８に記載の鋼材。
10. アルミニウム含量が０．０１％未満である、請求項８に記載の鋼材。
11. 鉄・ケイ素系酸化物粒子の平均サイズが５〜３０ナノメートルである、請求項８乃至１０のいずれかに記載の鋼材。
12. 鉄・ケイ素系酸化物粒子の平均サイズが４０ナノメートル未満である、請求項８乃至１０のいずれかに記載の鋼材。
13. ０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムからなり、少なくとも１０００℃までの温度、少なくとも２０分の滞留時間で平均オーステナイト粒サイズ５０ミクロン未満を造ることができる鋼微構造に分布した微細酸化物粒子を有する、オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。
14. アルミニウム含量が０．０２％未満である、請求項１３に記載の鋼材。
15. 少なくとも１０００℃までの温度、少なくとも２０分の滞留時間で平均オーステナイト粒サイズが５〜５０ミクロンである、請求項１３又は請求項１４に記載の鋼材。
16. 少なくとも１０５０℃までの温度、少なくとも２０分の滞留時間で平均オーステナイト粒サイズが４０ミクロン未満である、請求項１３又は請求項１４に記載の鋼材。
17. ０．４重量％未満の炭素、０．０６重量％未満のアルミニウム、０．０１重量％未満のチタン、０．０１重量％未満のニオビウム及び０．０２重量％未満のバナジウムを有する炭素鋼からなり、１０％までの歪みレベルについて、７５０℃までの温度、２０分までの滞留時間でフェライト再結晶を制限できる微構造に分布した微細酸化物粒子を有する、オーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。
18. アルミニウム含量が０．０２％未満である、請求項１７に記載の鋼材。
19. アルミニウム含量が０．０１％未満である、請求項１７に記載の鋼材。
20. 間にロール間隙を有し、ロール間隙の端に隣接した閉込めクロージャを備えた、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
    全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍ、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍの溶融低炭素鋼を対の鋳造ロール間に導入して鋳造ロール間の鋳造溜めを形成し、
    鋳造ロールを相互方向に回転させて溶鋼を凝固させ、溶鋼の全酸素含量を反映したレベルの混在酸化物を含む金属殻を鋳造ロール表面に形成して、薄鋼ストリップの形成を促進し、
    前記凝固殻から鋳造ロールのロール間隙を介して凝固薄鋼ストリップを形成する、
    という諸段階からなる連続鋳造により造られた鋼ストリップで製造されたオーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。
21. 鋳造溜めの溶鋼の炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．２０〜２．０重量％、ケイ素含量が０．０〜１０重量％である、請求項２０に記載の連続鋳造により製造される鋼材。
22. 鋳造溜めの溶鋼のアルミニウム含量が０．０１重量％程度又はそれ以下である、請求項２０又は請求項２１に記載の鋼材。
23. 鋳造溜めの溶鋼の全酸素含量が１００〜２５０ｐｐｍである、請求項２０乃至２２のいずれかに記載の鋼材。
24. 溶鋼が、２〜４ｇ／ｃｍ^３の混在物密度で鋼に分布したＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる混在酸化物を含む、請求項２０乃至２３のいずれかに記載の鋼材。
25. 混在物の大部分以上が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項２４に記載の鋼材。
26. 溶鋼の硫黄含量が０．０１重量％未満である、請求項２０乃至２５のいずれかに記載の鋼材。
27. 更に加えて、
    投入した鋼及び鉱滓形成材料を加熱してケイ素、マンガン、カルシウム酸化物を含む鉱滓によって覆われた溶鋼を形成することにより鋳造溜め形成前の取鍋の溶鋼を微細化し、
    不活性ガスを溶鋼中に吹き込むことで溶鋼を撹拌して脱硫させ、その後
    酸素を吹き込んで全酸素含量が１００ｐｐｍ以上、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍの溶鋼を製造する、
    という追加の段階からなる、請求項２０乃至２６のいずれかに記載の鋼材。
28. 脱硫により溶鋼の硫黄含量が０．０１重量％未満に減らされる、請求項２７に記載の鋼材。
29. 凝固鋼がケイ素／マンガンキルド鋼であり、混在物がＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる、請求項２７又は請求項２８に記載の鋼材。
30. 混在物の大部分以上が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項２７乃至２９のいずれかに記載の鋼材。
31. 凝固鋼の全酸素含量が１００〜２５０ｐｐｍである、請求項２７乃至３０のいずれかに記載の鋼材。
32. 間にロール間隙を有し、ロール間隙の端に隣接した閉込めクロージャを備えた、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
    全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶融低炭素鋼を対の鋳造ロール間に導入して鋳造ロール間の鋳造溜めを形成し、
    鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼を凝固させ、溶鋼の全酸素含量を反映したレベルの混在酸化物を含む金属殻を鋳造ロール表面に形成して、薄鋼ストリップの形成を促進し、
    前記凝固殻から鋳造ロールのロール間隙を介して凝固薄鋼ストリップを形成する、
    という諸段階からなる連続鋳造によって造られた鋼ストリップから製造されるオーステナイト粒粗化温度の高い鋼材。
33. 鋳造溜めの溶鋼の炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．２０〜２．０重量％、ケイ素含量が０．０〜１０重量％である、請求項３２に記載の鋼材。
34. 鋳造溜めの溶鋼のアルミニウム含量が０．０１重量％程度又はそれ以下である、請求項３２に記載の鋼材。
35. 鋳造溜めの溶鋼の全酸素含量が１００〜２５０ｐｐｍである、請求項３２乃至３４のいずれかに記載の鋼材。
36. 溶鋼が、２〜４ｇｍ／ｃｍ^３の混在物密度で鋼に分布したＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる混在酸化物を含む、請求項３２乃至３５のいずれかに記載の鋼材。
37. 混在物の大部分以上が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項３６に記載の鋼材。
38. 溶鋼の硫黄含量が０．０１重量％未満である、請求項３２乃至３６のいずれかに記載の鋼材。
39. 更に加えて、
    投入した鋼及び鉱滓形成材料を加熱してケイ素、マンガン、カルシウム酸化物を含む鉱滓によって覆われた溶鋼を形成することにより鋳造溜め形成前の取鍋の溶鋼を微細化し、
    不活性ガスを溶鋼中に吹き込むことで溶鋼を撹拌して脱硫させ、その後、
    酸素を吹き込んで全酸素含量が１００ｐｐｍ以上、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍの溶鋼を製造する、
    という追加の段階からなる、
    請求項３２乃至３８のいずれかに記載の鋼材。
40. 脱硫により溶鋼の硫黄含量が０．０１重量％未満に減らされる、請求項３９に記載の鋼材。
41. 凝固鋼がケイ素／マンガンキルド鋼であり、混在物がＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる、請求項３９又は請求項４０に記載の鋼材。
42. 混在物の大部分以上が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項４１に記載の鋼材。
43. 凝固鋼の全酸素含量が１００〜２５０ｐｐｍである、請求項３９乃至４２のいずれかに記載の鋼材。
44. 双ロール鋳造により５ｍｍ未満の厚みに造られ、分布された凝固混在酸化物を含む凝固鋼で形成され、分布は表面から２ミクロンの深さのストリップ表面域が斯かる混在物を単位面積当たり密度で少なくとも１２０混在物／ｍｍ^２含む、オーステナイト粒粗化温度の高い薄鋼ストリップ
45. 凝固鋼の大部分がケイ素／マンガンキルド鋼であり、混在物がＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる、請求項４４に記載の薄鋼ストリップ。
46. 混在物の大部分が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項４４又は請求項４５に記載の薄鋼ストリップ。
47. ストリップの造られる溶鋼中での全酸素含量１００ｐｐｍ 〜２５０ｐｐｍ、遊離酸素含量３０〜５０ｐｐｍを反映した酸素含量を凝固鋼が含む、請求項４４乃至４６のいずれかに記載の薄鋼ストリップ。
48. 双ロール鋳造により５ｍｍ未満の厚みに造られ、ストリップの造られる鋼中の全酸素含量１００〜２５０ｐｐｍ、遊離酸素含量 ３０〜５０ｐｐｍを反映して分布した混在酸化物を含む凝固鋼で形成される、オーステナイト粒粗化温度の高い薄鋼ストリップ。
49. 凝固鋼の大部分がケイ素／マンガンキルド鋼であり、混在物がＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる、請求項４８に記載の薄鋼ストリップ 。
50. 混在物の大部分が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項４８又は請求項４９に記載の薄鋼ストリップ。
51. 双ロール鋳造で５ｍｍ未満の厚みに造られ、ストリップの造られる鋼中の全酸素含量７０〜２５０ｐｐｍ、遊離酸素含量２０〜６０を反映して分布される混在酸化物を含む凝固鋼で形成される、オーステナイト粒粗化温度の高い薄鋼ストリップ。
52. 凝固鋼の大部分がケイ素／マンガンキルド鋼であり、混在物がＭｎＯ、ＳｉＯ_２及びＡｌ_２Ｏ_３のいずれか１つ又はそれ以上からなる、請求項５１に記載の薄鋼ストリップ。
53. 混在物の大部分が２〜１２ミクロンのサイズである、請求項５１又は５２に記載の薄鋼ストリップ。