JP2022549235A - 薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼及びその製造方法を提供し、当該高穴拡張鋼は、化学成分が、重量百分率でＣ：０．０１－０．０５％，Ｓｉ：０．２－０．６％，Ｍｎ：０．８－１．５％，Ｐ≦０．０２％，Ｓ≦０．００５％，Ｎ≦０．００８％，Ａｌｓ＜０．００１％，Ｃａ≦０．００５０％，Ｂ：０．００１－０．００６％，Ｍｎ／Ｓ＞２５０であり、全酸素［Ｏ］Ｔ：０．００７～０．０２０％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらにＣｕ：０．１－０．６％及びＳｎ：０．００５－０．０４％の１種又は２種の元素を含む。本発明は、スクラップ鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの残留元素を利用して製錬し、Ｂなどのマイクロ合金元素を選択的に添加し；製錬プロセスでは、スラグの塩基度、鋼に含まれる介在物の種類と融点、溶鋼中の遊離酸素の含有量、及び酸可溶性アルミニウムＡｌｓの含有量を制御し；双ロール薄ストリップ連続鋳造によって鋼ストリップを鋳造し、鋼ストリップが結晶化ロールから出た後、下部密閉チャンバーに直接入り、密閉条件下でオンライン圧延機に入って熱間圧延を行い、圧延された鋼ストリップが、ガス噴霧冷却法によって冷却され、最後に巻き取られる。
Description
本発明は高穴拡張鋼の製造技術に関し、特に薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼及びその製造方法に関する。
従来の鉄鋼製造プロセスでは、スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）が鋼中の典型的な残留元素又は有害元素である。製鋼工程でＳｎ、Ｃｕを完全に除去することは非常に困難で費用がかかる。鋼にＳｎ、Ｃｕが含まれると、基本的に完全に除去することはできない。Ｓｎ、Ｃｕの含有量は、溶鋼を希釈することによって削減できるが、鋼製品の製錬コストの増加につながる。
近年、スクラップ鋼の継続的なリサイクルにより、スクラップ鋼資源が増加し、電気料金も下がり続けており、国内のスクラップ鋼による短プロセスの電気炉製鋼がますます出現し、鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの残留元素の含有量が向上してしまう。鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの偏析しやすい元素は粒界に蓄積しやすく、割れなどの欠陥を引き起こすため、従来のプロセスではＳｎ、Ｃｕ元素の含有量が厳密に管理されており、通常の構造用鋼では、Ｓｎ、Ｃｕの含有量に、Ｓｎ（ｗｔ％）≦０．００５％；Ｃｕ（ｗｔ％）≦０．２％という明確な要件がある。
従って、鋼（特にスクラップ鋼）に含まれるＳｎ、Ｃｕなどの残留元素を合理的に利用し、「害を利益に変える」ことができれば、冶金業界全体にプラスの影響を与え、既存の鉄鋼スクラップや低品質で劣った鉱物資源（高錫鉱石、高銅鉱石）の有効活用を実現し、鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、鉄鋼産業の持続可能な発展を実現することができる。
従来の薄鋼ストリップのほとんどは、７０－２００ｍｍの厚さのビレットを複数のパスで連続的に圧延することによって製造される。従来の熱間圧延プロセスは、連続鋳造＋ビレットの再加熱と保温＋粗圧延＋仕上げ圧延＋冷却＋巻取りであり、即ち、まず連続鋳造で厚さ約２００ｍｍのビレットを作り、ビレットを再加熱して保温した後、粗圧延と仕上げ圧延を行い、一般に２ｍｍを超える厚さの鋼ストリップを得、最後に鋼ストリップを層流冷却と巻取りを行って、熱間圧延製造プロセス全体を完了する。１．５ｍｍ以下の厚さの鋼ストリップを製造することは比較的困難であり、通常、その後の熱間圧延鋼ストリップに対する冷間圧延及び焼鈍によって完成する。また、プロセスフローが長く、エネルギー消費量が多く、ユニット設備が多く、設備建設費が高いため、製造コストが高くなる。
薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスフローは、連続鋳造＋ビレットの保温と浸漬＋熱間連続圧延＋冷却＋巻取りである。このプロセスと従来のプロセスの主な違いは、以下の通りである。薄スラブプロセスのビレットの厚さが５０－９０ｍｍに大幅に減少することであり、ビレットが薄いため、ビレットは１－２パスの粗圧延を行うだけで済むか（ビレットの厚さが７０－９０ｍｍの場合）、粗圧延を行う必要がない（ビレットの厚さが５０ｍｍの場合）。一方、従来のプロセスの連続鋳造ビレットは、仕上げ圧延前に必要な仕様に薄くする前に、複数のパスで繰り返し圧延する必要がある。さらに、薄スラブプロセスのビレットは冷却されず、直接浸漬炉に入れて浸漬と保温、または少量の温度補給を行うため、プロセスフローが大幅に短縮され、エネルギー消費量が低減され、投資が削減され、生産コストが低減される。ただし、薄スラブ連続鋳造連続圧延の冷却速度が速いため、鋼の強度が増し、降伏比が大きくなり、圧延荷重が大きくなるため、経済的に製造できる熱間圧延製品の厚さ仕様は、薄すぎてはならず、通常１．５ｍｍ以上であり、中国特許ＣＮ２００６１０１２３４５８．１、ＣＮ２００６１００３５８００．２及びＣＮ２００７１００３１５４８．２を参照する。これらの特許は、いずれもＳｎ及びＣｕ元素に係わらない。
近年出現しているエンドレス薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセス（略称：ＥＳＰ）は、上記のセミエンドレス薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスに基づいて開発された改良プロセスであある。ＥＳＰは、スラブ連続鋳造のエンドレス圧延を実現し、スラブ火炎切断、及び保温、浸漬、スラブ遷移の役割を果たす加熱炉が不要になり、生産ライン全体の長さを約１９０メートルに大幅に短縮する。連続鋳造機で鋳造されたスラブの厚さは９０－１１０ｍｍ、幅は１１００－１６００ｍｍである。連続鋳造で製造されたスラブは、誘導加熱ロールテーブルを通過してスラブへの保温と浸漬の役割を果たし、その後、粗圧延、仕上げ圧延、層冷却、巻取り工程を順次に経て、熱間圧延鋼板を得る。このプロセスでは、エンドレス圧延を実現したため、最薄厚さ０．８ｍｍの熱間圧延鋼板が得られ、熱間圧延鋼板の仕様範囲が拡大され、さらに、単一の生産ラインの生産量は年間２２０万トンに達する可能性がある。現在、このプロセスは急速に開発され、推進されている。現在、世界中で複数本のＥＳＰ生産ラインが稼働している。
薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスよりも短いプロセスフローは、薄ストリップ連続鋳造連続圧延プロセスである。薄ストリップ連続鋳造技術は、冶金及び材料研究の分野における最先端の技術であり、その出現は鉄鋼業界に革命をもたらし、従来の冶金業界における鋼ストリップの製造プロセスを変え、連続鋳造、圧延、さらには熱処理を１つに統合することで、製造された薄いストリップを１パスのオンライン熱間圧延で一度に薄い鋼ストリップに成形できるため、製造プロセスが大幅に簡素化され、製造サイクルが短縮され、そのプロセスラインの長さがわずか約５０ｍである。これは、設備投資もそれに応じて大幅に削減され、製品のコストが大幅に削減され、低炭素で環境に優しい熱間圧延薄ストリップの製造プロセスである。ツインロール薄ストリップ連続鋳造プロセスは、薄ストリップ連続鋳造プロセスの主な形態であり、世界で唯一の工業化を達成した薄ストリップ連続鋳造プロセスでもある。
双ロール薄ストリップ連続鋳造の典型的なプロセスフローを図１に示す。取鍋１中の溶鋼は、取鍋のロングノズル２、タンディッシュ３、浸漬ノズル４、及び分配器５を介して、対向して回転しかつ急速に冷却することができる２つの結晶化ローラー８ａ、８ｂ、及びサイドシール装置６ａ、６ｂによって囲まれた溶融池７に直接注がれる。溶鋼は、結晶化ローラー８ａ、８ｂの回転円周面上で凝固して、凝固シェルが形成され、徐々に成長し、その後、２つの結晶化ロール８ａ、８ｂの間の最小ギャップ（ニップ点）に厚さ１－５ｍｍの鋳造ストリップ１１が形成される。鋳造ストリップ１１は、ガイドプレート９によってピンチロール１２に案内され、圧延機１３に送られ、０．７－２．５ｍｍの薄いストリップに圧延され、そして冷却装置１４により冷却され、フライングシヤー装置１６により切断された後、最終的に巻取機１９に送られ、コイル状に巻き取られる。
高穴拡張鋼は、高度な高張力鋼（ＡＨＳＳ）の重要な鋼種であり、高い強度、伸び率、優れた成形性及びフランジ性能を有し、自動車シャーシのリアアクスルサスペンションのスイングアームなど、成形性能要件の高い複雑な形状の自動車部品の要件を満たすことができ、フランジが必要な他の部品にも使用できる。そのフランジング能力は穴拡張率で表され、穴拡張性能は鋼の成形性能の指数として、穴拡張プロセスにおいて穴の端の過度の局所的な伸びと変形による穴の端に垂直な方向での局所的な亀裂に対する材料の抵抗能力を反映する。
シャーシ構造に対する自動車設計の要件が高まるにつれ、部品の成形がより複雑になり、鋼板のフランジ加工及び穴広げ加工性能に対する要求がさらに高まる。自動車部品のフランジング及び穴拡張形状への局所的な設計により部品の強度と剛性を向上させ、自動車用鋼板を薄肉化、軽量化するという目的を達成することができる。従来の炭素マンガン固溶強化鋼及び低合金析出強化鋼構造鋼板は、自動車シャーシ、カンチレバー部品の成形要件を満たすことが困難であり、例えば、従来の４４０ＭＰａ鋼炭素マンガン固溶強化鋼や低合金鋼析出強化鋼の穴拡張率は５０～７０％のみである。従って、高穴拡張鋼が誕生した。１９９０年代、米国、日本などの国々は、穴拡張率が７０％～１３１％である４４０－７８０ＭＰａ級高拡張性の熱間圧延鋼板を次々と開発し、主に成形性、特にフランジ性能が良好であると要求される自動車のシャーシ、ホイールなどの部品に使用する。鋼板の穴拡張性能は、鋼板の成分、強度、及び構造の均一性に関係している。Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏなどの貴重な合金元素が多く含まれているため、低冷却速度でフェライト／ベイナイト二相構造が得られるが、コストが高くなる。
これまで、車のシャーシの鋼板の使用条件を満たすために、一般的に２つの選択がある。１つは、強度を下げた（≦３００ＭＰａ）鋼板を使用して、より高い穴拡張性能を得ることである。もう１つは、部品設計におけるフランジの量を減らして、鋼板の拡張性能の要件を減らすことである。自動車用鋼の強度が継続的に増加するについて、従来の自動車用鋼の穴拡張率が低下し、鋼板の穴拡張率に対する車のシャーシの要件を満たすことは困難になる。自動車設計におけるシャーシ構造への要求の高まりに伴い、部品の形状はますます複雑になり、強度への要求は絶えず増加し、鋼板の穴拡張率の増加も要求している。高穴拡張鋼は自動車用鋼の重要な品種の１つになっている。
現在、最も一般的に使用されている高孔拡張鋼の強度レベルは、主に４４０ＭＰａと５９０ＭＰａのレベルに集中しており、その微細構造は主にフェライトとベイナイトであり、少量のマルテンサイトを含むこともありる。鋼板の穴拡張性能は多くの要因に関係しており、これらの要因には主に、介在物のレベル、組織中の各相の性能差、組織の均一性、降伏比、及び組織タイプなどが含まれる。組織タイプの観点から、フェライトとベイナイトの組織は比較的高い穴拡張性能を持っているが、強度が比較的低く、７８０ＭＰａ以上のレベルに到達するのは困難である。これは、高穴拡張鋼が主に４４０ＭＰａと５９０ＭＰａの２つの強度レベルに集中している主な理由でもある。高穴拡張鋼は、自動車用鋼板の重要な品種の１つになっている。
従来の熱間圧延プロセスと比較して、薄ストリップ連続鋳造の自然なプロセスの利点により、薄ストリップ連続鋳造は、圧延後の冷却プロセス中にベイナイト型のミクロ組織を生成しやすく、生産された製品に優れた穴拡張性能を持たせることができる。従って、薄ストリップ連続鋳造を使用して高穴拡張鋼を製造することにも、自然な利点がある。
薄ストリップ連続鋳造により製造された高穴拡張鋼は、主に厚さ１．８ｍｍ以下の熱間圧延薄型自動車用鋼市場を対象としている。厚さが薄いため、薄ストリップ連続鋳造プロセスには、製造とコストの面で大きな利点がある。熱間圧延・酸洗い状態で直接供給される高穴拡張鋼ストリップの製品仕様特徴厚さは、１．２ｍｍ、１．２５ｍｍ、１．４ｍｍ、１．５ｍｍ、１．６ｍｍ、１．７ｍｍ、及び１．８ｍｍなどである。製品の厚さが薄いため、従来の薄型高穴拡張鋼の場合、多くのメーカーは、従来の熱間連続圧延ラインの容量制限のために、全仕様の鋼を供給できないことがよくあり、或いは、最初に熱間連続圧延プロセスで製造し、次に冷間圧延を行うという製造プロセスを採用して、このように薄型高穴拡張鋼の製造コストを増加させる。
熱間圧延鋼ストリップを薄型熱間圧延製品として使用する場合、鋼ストリップの表面品質に対する要求は最高ではない。一般に、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さは可能な限り薄くする必要がある。これには、鋳造ストリップの後続の段階で酸化物スケールの形成を制御する必要がある。典型的なプロセスでは、結晶化ロールから圧延機の入口まで密閉チャンバー装置を使用して、鋳造ストリップの酸化を防止すること、米国特許ＵＳ６９２０９１２のように密閉チャンバー装置内に水素を追加すること、及び米国特許ＵＳ２００６０１８２９８９のように酸素含有量を５％未満に制御することにより、鋳造ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを制御できる。しかし、圧延機から巻取機への搬送プロセスで酸化物スケールの厚さを制御する方法に関する特許はほとんどない。特に層流冷却又はスプレー冷却による鋼ストリップの冷却プロセス中に、高温鋼ストリップは冷却水と接触すると、鋳造ストリップの表面の酸化物スケールの厚さが急速に増加する。同時に、高温の鋼ストリップと冷却水との接触も多くの問題を引き起こす。第一に、鋼ストリップの表面にウォータースポット（錆びスポット）が形成され、表面品質に影響を与える。第二に、層流冷却又はスプレー冷却に使用される冷却水は、鋼ストリップ表面の不均一な局所冷却を引き起こし、鋼ストリップ内部のミクロ組織が不均一になり、鋼ストリップに不均一な性能をもたらし、製品品質及び穴拡張性能に影響を与える。第三に、鋼ストリップ表面の不均一な冷却は、ストリップの形状の劣化を引き起こし、ストリップの形状の品質に影響を与える。
しかし、薄ストリップ連続鋳造は、それ自体の急速凝固プロセス特性のため、製造される鋼種に、一般に、不均一な構造、低い伸び率、高い降伏比、及び成形性の悪さの問題を抱えている。同時に、鋳造ストリップのオーステナイト粒子は明らかな不均一性を有し、これによりオーステナイト変態後に得られる最終製品の構造が不均一なってしまい、製品性能が不安定になってしまう。従って、薄ストリップ連続鋳造生産ラインを使用して、自動車産業及び石油化学産業に要求される高穴拡張性能を備えたいくつかの製品を生産することには特定の困難と挑戦がある。従って、薄ストリップ連続鋳造生産ラインによって高穴拡張鋼を製造する場合、従来の成分とプロセスに倣って製造することは不可能であり、成分とプロセスの飛躍的進歩が必要である。
中国特許ＣＮ１０３６０２８９０は、引張強度５４０ＭＰａ級の高穴拡張鋼板及びその製造方法を開示している。この特許は、従来の連続鋳造＋従来の熱間圧延プロセスを採用して製造し、１段階の従来の層流冷却法を採用している。
中国特許ＣＮ１０３６０２８９０は、引張強度４４０ＭＰａ級の高穴拡張鋼板及びその製造方法を開示している。この特許は、従来の連続鋳造＋従来の熱間圧延プロセスを採用して製造し、１段階の従来の層流冷却法を採用している。
中国特許ＣＮ１０５１５４７６９及びＣＮ１０６１１９７０２は、それぞれ７８０ＭＰａ、９８０ＭＰａ級の熱間圧延高強度高穴拡張鋼及びその製造方法を開示しており、これらはすべて高強度鋼のカテゴリーに含まれ、それぞれＴｉ、Ｍｏ、及びＴｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｖなどのマイクロ合金元素を多量に添加することで強化されており、合金のコストが高くなり；同時に、その製造方法は、従来の連続鋳造＋従来の熱間圧延プロセスを採用して製造している。
国際特許ＷＯ２００９２８５１５は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを使用して、少量のＮｂ、Ｔｉ合金元素を添加することにより、引張強度が４９０ＭＰａ以上である穴拡張鋼を製造できる。熱間圧延では、２段階の層流冷却方式を採用する必要がある。実験室では、２段階の冷却制御をより正確にシミュレートでき、良好な試験結果を得ることができる。しかし、熱間圧延生産では、熱間圧延時に鋼ストリップ速度が大きく変動するため、空冷部の鋼板の温度を測定することはできなく、２段階の冷却モデルで層流冷却を制御し、鋼板の実際の温度変動が大きく、鋼コイルのヘッド、ミドル、テールの性能が大きく変動しやすくなる。
本発明の目的は、薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼及びその製造方法を提供し、スクラップ鋼を原料として活用して溶鋼のコストを削減し、薄ストリップ連続鋳造により製造プロセスのコストをさらに削減し、製品性能を向上することができる。
上記目的を達成するために、本発明の技術案は以下の通りである。
本発明は、スクラップ鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの残留元素を利用して溶鋼を製錬し、鋼中にＢなどのマイクロ合金元素を選択的に添加し；製錬プロセスでは、スラグの塩基度、鋼に含まれる介在物の種類と融点、溶鋼中の遊離酸素の含有量、及び酸可溶性アルミニウムＡｌｓの含有量を制御し；次に、双ロール薄ストリップ連続鋳造を行い、厚さ１．５－３ｍｍの鋼ストリップを鋳造し、鋼ストリップが結晶化ロールから出た後、非酸化性雰囲気を有する下部密閉チャンバーに直接入り、密閉条件下でオンライン圧延機に入って熱間圧延を行い；圧延された鋼ストリップが、ガス噴霧冷却法によって冷却される。ガス噴霧冷却法は、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減らし、鋼ストリップの温度均一性を改善し、鋼ストリップの表面品質と拡張性能を改善することができる。最終的に製造された鋼コイルは、熱間圧延板として直接使用されるか、又は酸洗い－平坦化の後に使用される。
本発明は、スクラップ鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの残留元素を利用して溶鋼を製錬し、鋼中にＢなどのマイクロ合金元素を選択的に添加し；製錬プロセスでは、スラグの塩基度、鋼に含まれる介在物の種類と融点、溶鋼中の遊離酸素の含有量、及び酸可溶性アルミニウムＡｌｓの含有量を制御し；次に、双ロール薄ストリップ連続鋳造を行い、厚さ１．５－３ｍｍの鋼ストリップを鋳造し、鋼ストリップが結晶化ロールから出た後、非酸化性雰囲気を有する下部密閉チャンバーに直接入り、密閉条件下でオンライン圧延機に入って熱間圧延を行い；圧延された鋼ストリップが、ガス噴霧冷却法によって冷却される。ガス噴霧冷却法は、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減らし、鋼ストリップの温度均一性を改善し、鋼ストリップの表面品質と拡張性能を改善することができる。最終的に製造された鋼コイルは、熱間圧延板として直接使用されるか、又は酸洗い－平坦化の後に使用される。
具体的に、本発明の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼は、化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．０１－０．０５％，Ｓｉ：０．２－０．６％，Ｍｎ：０．８－１．５％，Ｐ≦０．０２％，Ｓ≦０．００５％，Ｎ≦０．００８％，Ａｌｓ＜０．００１％，Ｃａ≦０．００５０％，Ｂ：０．００１－０．００６％，Ｍｎ／Ｓ＞２５０であり、全酸素［Ｏ］Ｔ：０．００７～０．０２０％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらにＣｕ：０．１－０．６％及びＳｎ：０．００５－０．０４％の１種又は２種の元素を含む。
本発明の前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼のミクロ組織はフェライト＋ベイナイトであって、ベイナイト相の体積比は１５％以上である。
本発明の前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼は、降伏強度が２９０ＭＰａ以上、引張強度が４４０ＭＰａ以上、伸び率が２９％以上、穴拡張率が１１０％以上である。
いくつかの実施形態において、本発明の前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼は、厚さが０．８－２．５ｍｍであり、好ましくは１．０－１．８ｍｍである。
本発明の前記高穴拡張鋼の化学成分設計において、
Ｃ：Ｃは鋼における最も経済的で基本的な強化元素であり、固溶体強化と析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｃはオーステナイト変態中のセメンタイトの析出に不可欠な元素であるため、Ｃ含有量のレベルが鋼の強度レベルを大きく左右する。つまり、Ｃ含有量が多いほど強度レベルが高くなる。しかし、Ｃの侵入型固溶と析出は鋼の塑性と靭性に大きな悪影響を及ぼし、またＣ含有量が高すぎると溶接性能に悪影響を与えるため、Ｃ含有量が高すぎることはできず、鋼の強度は合金元素の適切な添加によって補償される。同時に、従来のスラブ連続鋳造では、包晶反応領域での鋳造によりスラブに表面亀裂が発生しやすく、ひどい場合にはブレイクアウト事故が発生する可能性がある。薄ストリップ連続鋳造でも、同様であり、包晶反応領域でストリップの鋳造により表面に亀裂が発生しやすく、ひどい場合にはストリップが破断する。従って、Ｆｅ－Ｃ合金の薄ストリップ連続鋳造も包晶反応領域を回避する必要がある。従って、本発明で採用されるＣ含有量の範囲は、０．０１－０．０５％である。
Ｃ：Ｃは鋼における最も経済的で基本的な強化元素であり、固溶体強化と析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｃはオーステナイト変態中のセメンタイトの析出に不可欠な元素であるため、Ｃ含有量のレベルが鋼の強度レベルを大きく左右する。つまり、Ｃ含有量が多いほど強度レベルが高くなる。しかし、Ｃの侵入型固溶と析出は鋼の塑性と靭性に大きな悪影響を及ぼし、またＣ含有量が高すぎると溶接性能に悪影響を与えるため、Ｃ含有量が高すぎることはできず、鋼の強度は合金元素の適切な添加によって補償される。同時に、従来のスラブ連続鋳造では、包晶反応領域での鋳造によりスラブに表面亀裂が発生しやすく、ひどい場合にはブレイクアウト事故が発生する可能性がある。薄ストリップ連続鋳造でも、同様であり、包晶反応領域でストリップの鋳造により表面に亀裂が発生しやすく、ひどい場合にはストリップが破断する。従って、Ｆｅ－Ｃ合金の薄ストリップ連続鋳造も包晶反応領域を回避する必要がある。従って、本発明で採用されるＣ含有量の範囲は、０．０１－０．０５％である。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼において固溶強化の効果を果たし、本発明ではＳｉの添加は脱酸の役割も果たし、鋼の純度を向上させる。同時に、Ｓｉはフェライト形成の範囲を拡大し、パーライト相の出現を回避することができる。しかし、Ｓｉ含有量が多すぎると、圧延後の鋼板の表面に「レッドスケール」の欠陥が発生しやすくなる。従って、本発明で採用されるＳｉ含有量の範囲は、０．２－０．６％である。
Ｍｎ：Ｍｎは最も安価な合金元素の１つであり、鋼の焼入れ性を向上させることができ、鋼にかなりの固溶性を有し、固溶体強化により鋼の強度を向上させるとともに、基本的に鋼の塑性と靭性に損傷がなく、鋼の強度を向上させるための最も重要な強化元素であり、鋼において脱酸の役割もある。しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が低下してしまう。従って、本発明で採用されるＭｎ含有量の範囲は、０．８－１．５％である。
Ｐ：Ｐの含有量が多いと、粒界に偏析しやすくなり、鋼の冷間脆性が増し、溶接性能が低下し、塑性が低下し、冷間曲げ性能が低下する。薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、鋳造ストリップの凝固と冷却速度が非常に速く、Ｐの偏析を効果的に抑制できるため、Ｐの欠点を効果的に回避し、Ｐの利点を十分に活用できる。従って、本発明では、Ｐ含有量が従来の製造プロセスのよりも高く、Ｐ元素の含有量が適切に緩和され、製鋼プロセスにおいて脱リン工程が排除され、実際の操作では、脱リン工程をわざと行う必要がなく、余分のリンの添加も必要ではなく、Ｐの含有量の範囲は、≦０．０２％である。
Ｓ：Ｓは、通常の場合、鋼を高温で脆くし、鋼の延性と靭性を低下させ、圧延の時に亀裂を引き起こす鋼中の有害元素である。Ｓは鋼中でＭｎＳを形成しやすく、鋼中の硫化物の量と形態は鋼板の穴拡張率に直接影響し、Ｓは０．００５％未満であることが必須である。介在物元素の量と形態は、鋼板の穴拡張性能に大きな影響を及ぼし、特に、ストリップ状の硫化物介在物は、変形中に亀裂を生じやすくなる。従って、本発明において、Ｓは不純物元素として制御され、その含有範囲は、０．００５％以下、かつＭｎ／Ｓ＞２５０である。
Ａｌｓ：鋼中の介在物を制御するために、本発明はＡｌを脱酸に使用できないことを要求し、耐火物の使用において、Ａｌの追加の導入は可能な限り回避されるべきであり、酸可溶性アルミニウムＡｌｓの含有量は、＜０．００１％に厳密に制御される必要がある。
Ｎ：Ｃ元素と同様に、Ｎ元素は、侵入型固溶により鋼の強度を向上させることができる。本発明は、鋼中のＮを利用し、Ｂと作用してＢＮ析出相を生成する必要があり、鋼中に一定量のＮが必要である。ただし、Ｎの侵入型固溶は鋼の塑性と靭性に大きな悪影響を及ぼし、遊離Ｎの存在は鋼の降伏比を増加させるので、Ｎ含有量が高すぎないようにする必要がある。本発明で採用されるＮ含有量の範囲は、０．００８％以下である。いくつかの実施形態では、Ｎ含有量は０．００４－０．００８％である。
Ｃａ：鋼中の硫化物の形態を変化させ、細長いＭｎＳ介在物を球状のＣａＳ介在物に変換し、鋼板の塑性と靭性を改善し、鋼板の穴拡張率を改善するのに役立つ。本発明は、Ｃａを０．００５０％以下に制御する。いくつかの実施形態では、Ｃａ含有量は０．００１－０．００５％である。
Ｃｕ：Ｃｕは、鋼において主に固溶と析出硬化の役割を果す。Ｃｕは偏析しやすい元素であるため、従来のプロセスフローでは一般的に銅の含有量を厳しく管理している。本発明は、薄ストリップ連続鋳造の急速凝固効果を利用して、Ｃｕの上限を０．６０％に増加させる。図２は、界面熱流に対する銅の影響を示し、さまざまな組成の銅元素が鋼に添加されている。実験結果から、銅含有量の増加に伴い、鋼の界面熱伝達のピーク熱流が減少し、平均熱流も減少する。Ｃｕ含有量が０．８０％に達する場合、ピーク熱流と平均熱流は依然として高く、Ｃｕ含有量が２．５％を超える場合、ピーク熱流と平均熱流の両方が大幅に減少する。本発明において、Ｃｕの含有量は、０．１－０．６％の間に制御され、Ｃｕ元素によるピーク熱流及び平均熱流は、ほとんど影響を及ぼさない。Ｃｕ含有量の増加は、ある意味でスクラップ鋼や劣った鉱物資源（高銅鉱石）での銅の有効利用を実現し、鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、持続可能な発展の目的を達成することができる。本発明において、スクラップ鋼中のＣｕ元素を十分に利用し、製鋼のコストを増加させる追加の金属Ｃｕを追加する必要がないことは注目に値する。
Ｓｎ：Ｓｎ元素もスクラップ鋼の主要な関与元素の１つであり、鋼中の有害元素として認識されている。Ｓｎは偏析しやすい元素であるため、少量のＳｎでも粒界で富化され、亀裂などの欠陥の発生を引き起こす。そのため、従来のプロセスではＳｎの含有量は厳しく管理されている。薄ストリップ連続鋳造の急速凝固の特性により、デンドライト間の元素の偏析が大幅に減少し、元素の固溶体を大幅に増加させる。従って、薄ストリップ連続鋳造プロセスの条件下で、Ｓｎ元素の範囲を拡大することができ、製鋼のコストを大幅に削減することができる。図３にＳｎ元素と平均熱流密度との関係を示す。図３から、Ｓｎの添加量が０．０４％未満の場合、熱流密度への影響は小さく、即ち、薄ストリップの凝固過程への影響はないことがわかる。図４にＳｎ含有量と表面粗さとの関係を示す。鋳造ストリップの表面の亀裂は通常、鋳造ストリップの表面のでこぼこの折り目で発生するため、表面粗さを使用して表面亀裂の発生を特徴付ける。粗さが大きいと、亀裂発生の可能性が高くなる。図４から、Ｓｎ含有量の増加は、急速凝固条件下での鋳造ストリップの表面品質に悪影響を及ぼさないことがわかる。図３及び図４の結果から分かるように、Ｓｎは、鋳造ストリップの凝固及び表面品質に悪影響を及ぼさないことが分かる。従って、本発明では、Ｓｎ含有量の要件をさらに緩和することができ、設計されたＳｎ含有量の範囲は、０．００５－０．０４％である。本発明において、スクラップ鋼中のＳｎ元素を十分に利用し、製鋼のコストを増加させる追加の金属Ｓｎを追加する必要がないことは注目に値する。
Ｂ：鋼におけるＢの重要な役割は次のとおりである。ごく少量のホウ素は鋼の焼入れ性を２倍にすることができ、Ｂは高温オーステナイト中に粗いＢＮ粒子を優先的に析出させ、それによって微細なＡｌＮの析出を抑制し、粒界に対する微細ＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒をより均質化することができ、さらに、ＢとＮの結合により、粒界での低融点相Ｂ２Ｏ３の出現を効果的に防ぐことができる。
Ｂは活気があり、偏析しやすい元素であり、粒界で容易に偏析する。従来のプロセスでＢ含有鋼を製造する場合、Ｂ含有量は一般に非常に厳密に制御され、一般に約０．００１－０．００３％である。薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、凝固と冷却速度が速く、Ｂの偏析を効果的に抑制し、より多くのＢ含有量を固溶できるため、Ｂの含有量を適切に緩和できる。また、合理的なプロセス制御によってＢＮ粒子の生成を抑制し、窒素固定の役割を果たすことができる。他の研究では、ＢがＣ原子の偏析傾向を低減し、粒界でのＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６の析出を回避するため、より多くのＢを添加できることが示されている。従って、本発明では、従来のプロセスよりも高いＢ含有量を採用し、その範囲は０．００１－０．００６％である。
本発明の前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法は、以下のステップを含む。
１） 製錬
上記の化学成分に従って製錬を行い、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２（質量比）はａ＜１．５、好ましくはａ＜１．２、又はａ＝０．７－１．０に制御され；低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物を得る必要があり、ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物中のＭｎＯ／ＳｉＯ２（質量比）は０．５～２、好ましくは１～１．８に制御され；溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅ含有量は０．０００５－０．００５％であり；溶鋼成分において、Ｍｎ／Ｓ＞２５０であり；
２） 連続鋳造
連続鋳造は双ロール薄ストリップ連続鋳造を採用しており、２つの結晶化ロール間の最小ギャップに１．５－３ｍｍの厚さの鋳造ストリップが形成され；結晶化ローラーの直径は５００－１５００ｍｍであり、好ましくは直径が８００ｍｍであり；結晶化ローラーの内部は水で冷却され、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎであり；連続鋳造の分配は、２段階の溶鋼分配システム、すなわちタンディッシュ＋分配器を採用しており；
３） 下部密閉チャンバーの保護
鋳造ストリップが結晶化ローラーから出た後、鋳造ストリップの温度は１４２０－１４８０℃で、下部密閉チャンバーに直接入り、下部密閉チャンバーに非酸化ガスを通過させ、下部密閉チャンバー内の酸素濃度（体積比）は＜５％に制御され、下部密閉チャンバーの出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃であり；
４） オンライン熱間圧延
鋳造ストリップは、下部密閉チャンバー内でピンチロールを介して圧延機に送られ、鋼ストリップに圧延され、圧延温度は１１００－１２５０℃であり、熱間圧延の圧下率は１０－５０％、好ましくは３０－５０％に制御され、圧延後のストリップの厚さは、０．８－２．５ｍｍ、好ましくは１．０－１．８ｍｍであり；
５） 圧延後の冷却
オンライン熱間圧延後の鋼ストリップについて圧延後の冷却を行い、冷却はガス噴霧冷却法を採用し、冷却速度は２０℃／ｓ以上であり；
６） 鋼ストリップの巻取り
冷却された熱間圧延鋼ストリップは直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は５５０－６５０℃である。
１） 製錬
上記の化学成分に従って製錬を行い、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２（質量比）はａ＜１．５、好ましくはａ＜１．２、又はａ＝０．７－１．０に制御され；低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物を得る必要があり、ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物中のＭｎＯ／ＳｉＯ２（質量比）は０．５～２、好ましくは１～１．８に制御され；溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅ含有量は０．０００５－０．００５％であり；溶鋼成分において、Ｍｎ／Ｓ＞２５０であり；
２） 連続鋳造
連続鋳造は双ロール薄ストリップ連続鋳造を採用しており、２つの結晶化ロール間の最小ギャップに１．５－３ｍｍの厚さの鋳造ストリップが形成され；結晶化ローラーの直径は５００－１５００ｍｍであり、好ましくは直径が８００ｍｍであり；結晶化ローラーの内部は水で冷却され、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎであり；連続鋳造の分配は、２段階の溶鋼分配システム、すなわちタンディッシュ＋分配器を採用しており；
３） 下部密閉チャンバーの保護
鋳造ストリップが結晶化ローラーから出た後、鋳造ストリップの温度は１４２０－１４８０℃で、下部密閉チャンバーに直接入り、下部密閉チャンバーに非酸化ガスを通過させ、下部密閉チャンバー内の酸素濃度（体積比）は＜５％に制御され、下部密閉チャンバーの出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃であり；
４） オンライン熱間圧延
鋳造ストリップは、下部密閉チャンバー内でピンチロールを介して圧延機に送られ、鋼ストリップに圧延され、圧延温度は１１００－１２５０℃であり、熱間圧延の圧下率は１０－５０％、好ましくは３０－５０％に制御され、圧延後のストリップの厚さは、０．８－２．５ｍｍ、好ましくは１．０－１．８ｍｍであり；
５） 圧延後の冷却
オンライン熱間圧延後の鋼ストリップについて圧延後の冷却を行い、冷却はガス噴霧冷却法を採用し、冷却速度は２０℃／ｓ以上であり；
６） 鋼ストリップの巻取り
冷却された熱間圧延鋼ストリップは直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は５５０－６５０℃である。
好ましくは、前記ステップ１）において、製錬原料としては、１００％全スクラップ鋼を事前選別なしで使用することができ、溶融鋼製錬は電気炉による製鋼を採用し；或いは、製錬は転炉による製鋼を採用し、スクラップ鋼を、製錬原料の２０％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、次に精錬のためにＬＦ炉、ＶＤ／ＶＯＤ炉、又はＲＨ炉に入れる。
好ましくは、前記ステップ３）において、前記非酸化性ガスは、Ｎ２、Ａｒ、またはドライアイスの昇華によって得られるＣＯ２である。
好ましくは、ステップ５）において、前記ガス噴霧冷却の空気－水比は１５：１～１０：１であり、空気圧は０．５～０．８ＭＰａであり、水圧は１．０～１．５ＭＰａである。本開示において、空気－水比は、圧縮空気と水の流量比を指し、流量の単位はｍ３／ｈである。
好ましくは、前記ステップ６）において、巻取りは、ダブルコイラーの形態を採用するか、またはカルーセルコイラーの形態を使用する。
好ましくは、前記ステップ６）において、冷却された熱間圧延鋼ストリップは、低品質のヘッドをクロッピングシャーで切断した後、直接コイル状に巻き取られる。
いくつかの実施形態において、ステップ５）における冷却速度は２０－３５℃／ｓである。
本発明の薄ステップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法において：
製錬は電気炉で行われ、製錬原料の１００％はスクラップ鋼から得ることができ；製錬は転炉で行われ、スクラップ鋼を、製錬原料の２０％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、転炉のスクラップ率を最大化し、製造コストを大幅に低減でき；次に精錬のためにＬＦ炉、ＶＤ／ＶＯＤ炉、又はＲＨ炉に入れる。
製錬は電気炉で行われ、製錬原料の１００％はスクラップ鋼から得ることができ；製錬は転炉で行われ、スクラップ鋼を、製錬原料の２０％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、転炉のスクラップ率を最大化し、製造コストを大幅に低減でき；次に精錬のためにＬＦ炉、ＶＤ／ＶＯＤ炉、又はＲＨ炉に入れる。
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるために、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２をａ＜１．５、好ましくはａ＜１．２、又はａ＝０．７－１．０に制御する。
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるためには、低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物を得る必要がある。図５の影付きの領域に示されているように、ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物におけるＭｎＯ／ＳｉＯ２は０．５～２、好ましくは１～１．８に制御されている。
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるために、鋼中のＯは酸化物介在物の形成に不可欠な元素である。本発明は、低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３の三元介在物を形成する必要があり、溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅは０．０００５－０．００５％の範囲である必要がある。
鋳造ストリップの下部密閉プロセスに関与するＢＮ析出物の理論的根拠：
鋼中のγ－Ｆｅ中のホウ素と窒素、アルミニウムと窒素の熱力学的方程式は次のとおりである。
鋼中のγ－Ｆｅ中のホウ素と窒素、アルミニウムと窒素の熱力学的方程式は次のとおりである。
BN=B+N； Log[B][N]=-13970/T+5.24 (1)
AlN=Al+N；Log[Al][N]=-6770/T+1.03 (2)
図６に示すように、鋼中のＢＮの析出開始温度は約１２８０℃であり、ＢＮの析出が９８０℃でバランスをとる傾向があるが、この時のＡｌＮの析出が始まったばかりであり（ＡｌＮの析出温度は約９８０℃）、熱力学的には、ＢＮの析出はＡｌＮよりも優先される。よって、本発明は、合理的なプロセス制御手段により、下部密閉チャンバー内でＢとＮの結合を完了して、ＢＮ粒子が高温オーステナイト中に優先的に析出し、それによりＡｌＮの析出を抑制し、ＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒がより均一になる。さらに、ＢとＮの結合により、粒界での低融点相Ｂ２Ｏ３の出現を効果的に防ぐことができる。
AlN=Al+N；Log[Al][N]=-6770/T+1.03 (2)
図６に示すように、鋼中のＢＮの析出開始温度は約１２８０℃であり、ＢＮの析出が９８０℃でバランスをとる傾向があるが、この時のＡｌＮの析出が始まったばかりであり（ＡｌＮの析出温度は約９８０℃）、熱力学的には、ＢＮの析出はＡｌＮよりも優先される。よって、本発明は、合理的なプロセス制御手段により、下部密閉チャンバー内でＢとＮの結合を完了して、ＢＮ粒子が高温オーステナイト中に優先的に析出し、それによりＡｌＮの析出を抑制し、ＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒がより均一になる。さらに、ＢとＮの結合により、粒界での低融点相Ｂ２Ｏ３の出現を効果的に防ぐことができる。
オンライン熱間圧延後の鋼ストリップについて圧延後の冷却を行い、冷却はガス噴霧冷却法を採用する。ガス噴霧冷却法は、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減らし、鋼ストリップの温度均一性を改善し、鋼ストリップの表面品質及び穴拡張性能を改善することができる。ガス噴霧冷却の空気－水比は１５：１～１０：１であり、空気圧は０．５～０．８ＭＰａであり、水圧は１．０～１．５ＭＰａである。ガス噴霧後、高圧水ミストが形成され、鋼ストリップの表面に噴霧され、鋼ストリップの温度を下げる役割を果たす一方で、水ミストは高ストリップの表面を覆う緻密なガス膜を形成し、鋼ストリップの酸化防止の役割を果たし、それによって熱間圧延鋼ストリップの表面での酸化物スケールの成長を効果的に制御できる。この冷却方法は、従来のスプレー又は層流冷却によって引き起こされる問題を回避し、鋼ストリップの表面温度を均一に低下させ、鋼ストリップの温度均一性を改善して、内部のミクロ組織を均質化する効果を達成することができる。同時に、冷却が均一であるため、鋼ストリップの形状品質と性能の安定性を向上させ；鋼ストリップ表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減少できる。ガス噴霧冷却の冷却速度の範囲は≧２０℃／ｓであり、鋼ステップを５５０－６５０℃に冷却し、圧延後の高温オーステナイトを、図７に示すようにフェライト＋少量のベイナイトの混合ミクロ組織に変換する。
原料として１００％全スクラップ鋼を事前選別なしで使用することに関する説明：
投資コストと生産コストを節約するために、現代の鉄鋼生産企業は、既存の生産プロセスに対して積極的に技術革新を行っている。既存の熱間鋼ストリップ製造におけるプロセスフローが長く、設備が多く、複雑であるという問題を考慮して、多くの製造業者は、連続鋳造連続圧延技術を従来のプロセスと緊密に組み合わせて、連続鋳造連続圧延プロセスのニーズを満たす。
投資コストと生産コストを節約するために、現代の鉄鋼生産企業は、既存の生産プロセスに対して積極的に技術革新を行っている。既存の熱間鋼ストリップ製造におけるプロセスフローが長く、設備が多く、複雑であるという問題を考慮して、多くの製造業者は、連続鋳造連続圧延技術を従来のプロセスと緊密に組み合わせて、連続鋳造連続圧延プロセスのニーズを満たす。
転炉による製鋼で溶鋼を提供するには、製造業者が溶鉄を提供するための条件を備えている必要があり、一般的に、高炉製鉄設備又は非高炉製鉄設備が必要であり、これは現在の長いプロセスの鉄鋼生産モードに属す。しかし、今日のますます豊富なスクラップ資源では、国は、エネルギーの節約、消費の削減、及びコストの削減という目的を達成するために、転炉のスクラップ率を上げることを提唱している。過去の転炉のスクラップ率の平均レベルは約８％であり、現在及び将来の転炉のスクラップ率の目標は１５－２５％である。
電気炉製鋼で溶鋼を提供するには、スクラップ鋼を主原料として使用する。ダイカストや厚板連続鋳造などの従来のプロセスでは、凝固冷却速度はわずか１０－１－１０℃／ｓである。スクラップ鋼中のこれらの残留元素は、凝固プロセス中に粒界偏析を引き起こし、鋼の性能と品質を低下させ、深刻な場合に亀裂や破壊が直接発生する。従って、従来のプロセスでは、これらの有害な要素を厳密に管理する必要がある。スクラップ原料の選定では、事前選別や製鋼プロセスでの特殊処理、例えば、希釈のためにいくつかの濃縮物を追加するなどが必要であり、これは、間違いなく生産操作のコストを増加する。鋼の組成を管理する必要があるため、使用するスクラップ鋼には一定の品質要件がある。一般的に、鉄スクラップは事前に選別して分類する必要がある。国内の電気炉製鉄所の一部は、生産効率を上げるために、別に購入した海綿鉄や炭化鉄などの精鉱を原料組成に加えて、スクラップ鋼における除去しにくい有害元素を希釈し、溶鋼の品質を向上させる。高炉と電気炉の両方を備えた一部の国内製鉄所では、電気炉の原料として自家生成溶融鉄を電気炉に混合し、電気炉の生産効率を向上させ、タッピング時間を大幅に短縮し、電気炉での溶融鉄の混合率は３０～５０％に達することができる。
使用される双ロール薄ストリップ連続鋳造技術は、典型的なサブラピッド凝固プロセスであり、凝固冷却速度が１０２－１０４℃／秒と高速である。Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐなどのスクラップ鋼中のいくつかの有害な残留元素は、粒界偏析を起こさずに最大限に鋼マトリックスに溶解することができる。従って、電気炉で製鋼する場合、事前選別なしで１００％全スクラップ鋼の製錬を実現でき、原材料のコストを大幅に削減できる。転炉で製錬する場合、スクラップ鋼を、製錬原料の２０％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、転炉のスクラップ率を最大化し、製造コストを大幅に低減できる。これらの残留元素は固溶体強化にも関与し、優れた特性を備えた極薄の熱間圧延ストリップを製造できる。低品質のスクラップ鋼資源の総合活用を実現し、スクラップ鋼中のこれらの有害な残留元素を「害を利益に変える」、「廃棄物を利用する」との効果を発揮する。
本発明の薄ストリップ連続鋳造の鋳造性の理由に関する説明：
鋳造性については、まだ正確な定義はないが、伝統的に、溶鋼の流動性、冷却傾向、収縮特性、及び製品品質に密接に関連し、頻繁に使用される概念であり、これは、金属の種類とそのプロセス要因に関連している。定義「薄ストリップ連続鋳造の鋳造性（Ｃａｓｔ Ａｂｉｌｉｔｙ ｏｆ Ｓｔｒｉｐ Ｃａｓｔｉｎｇ，ＣＡＳＣ）」とは、鋼種の双ロール鋳造の実現可能性を指す。鋳造性が良いということは、鋳造プロセスで、鋳造プロセスの実施を妨げるか、又は鋳造製品の品質が鋳造プロセス中の要件を満たせないという制限的な問題がないを意味する。鋳造性が悪いということは、鋳造プロセスで、溶鋼の流動性の低下、溶融池の凝集と架橋、深刻なストリップの破損、表面の亀裂、及び表面のスラグの混入などの問題が頻繁に発生し、生産が不安定になったり、製品の品質が不十分になることを意味する。
鋳造性については、まだ正確な定義はないが、伝統的に、溶鋼の流動性、冷却傾向、収縮特性、及び製品品質に密接に関連し、頻繁に使用される概念であり、これは、金属の種類とそのプロセス要因に関連している。定義「薄ストリップ連続鋳造の鋳造性（Ｃａｓｔ Ａｂｉｌｉｔｙ ｏｆ Ｓｔｒｉｐ Ｃａｓｔｉｎｇ，ＣＡＳＣ）」とは、鋼種の双ロール鋳造の実現可能性を指す。鋳造性が良いということは、鋳造プロセスで、鋳造プロセスの実施を妨げるか、又は鋳造製品の品質が鋳造プロセス中の要件を満たせないという制限的な問題がないを意味する。鋳造性が悪いということは、鋳造プロセスで、溶鋼の流動性の低下、溶融池の凝集と架橋、深刻なストリップの破損、表面の亀裂、及び表面のスラグの混入などの問題が頻繁に発生し、生産が不安定になったり、製品の品質が不十分になることを意味する。
薄ストリップ連続鋳造の鋳造性に関する研究と分析を通じて、鋼種の薄ストリップ連続鋳造の鋳造性を判断することができ、簡単に要約すると、次の側面を考慮することができる。第一に、不均一な凝固収縮を回避できるかどうか；第二に、界面熱伝達の均一性を改善し、それによって凝固の均一性を改善できるかどうか；第三に、凝固過程中の熱脆性を改善または制御できるかどうかである。鋼種の薄ストリップ連続鋳造の鋳造性が非常に悪い場合、製造過程の安定性が非常に悪く、製造された製品の品質安定性も非常に低く、最終的には生産能力を発揮できなく、そして製品の合格率も非常に低いことを意味する。このような製品は、薄ストリップ連続鋳造による生産には適していない。
本発明に係わる鋼類は、炭素含有量の制御（不均一な凝固収縮を解決するために包晶ゾーンを回避）；塩基性の制御、Ａｌｓの制御、遊離酸素全酸素の制御及び低融点ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物制御（凝固の均一性を解決するために界面熱伝達の均一性を改善）；Ｍｎ／Ｓ制御（高温脆性を回避）などの側面で、薄ストリップ連続鋳造の鋳造性を厳密に満たす。
本発明に係わる薄ストリップ連続鋳造熱間圧延鋼コイルの圧延後に噴霧冷却が好ましく使用される理由は以下の通りである。
従来の連続鋳造も噴霧冷却を使用するが、影響を受ける領域と温度は異なる。従来の連続鋳造は、結晶器から出るビレットの出口セクターの領域でビレットを噴霧冷却する。この時、ビレットの温度は比較的高く、状態図の高温オーステナイト単相領域にある。この領域で噴霧冷却する主な目的は、凝固末端の位置を制御し、ビレットの表面冷却を促進し、表面のオーステナイト結晶粒の組織を微細化し、ビレットの表面強度を向上させ、ビレットの表面質量を改善し、亀裂の発生を避ける。本発明において、鋳造ストリップのオンライン熱間圧延後、極薄鋼ストリップを噴霧冷却し、温度が比較的低く、状態図の高温オーステナイトからフェライトへの変態の固体変態領域にある。この領域で鋼ストリップを噴霧冷却し、噴霧冷却強度を調整することにより、固相変態後の微細構造タイプを効果的に制御することができ、ひいては最終製品の性能要件を達成する。
本発明の薄ストリップ連続鋳造熱間圧延鋼コイルがカルーセルコロケーションコイラーを好ましく採用する理由は以下の通りである。
現在、極薄熱間圧延鋼コイルの生産ラインの大部分は、地下二重巻取りまたは地下三重巻取り方式を使用している。これは主に、これらの生産ラインが厚仕様の熱間圧延板の生産も考慮しているためであり、例えば、Ａｖｅｄｉ会社のＥＳＰ生産ラインの巻取りは地下三重巻取り方式を採用し、唐山鋼鉄が導入したＤａｎｉｅｌｉのＦＴＳＣ生産ラインの巻取りは地下二重巻取り方式を採用している。米国のＮｕｃｏｒのＣａｓｔｒｉｐ薄ストリップ連続鋳造生産ラインは、従来の方法を採用し、地下二重巻取り方式も採用している。地下巻取機と巻取機の間の距離は一般に８～１０メートル（典型的な値は９．４ｍ）である。薄ストリップ連続鋳造で極薄の熱間圧延ストリップを製造する場合、空気中の鋼ストリップの冷却速度も非常に速く、この距離は巻取り温度の差に影響を与えるのに十分であり、２つの巻取機の間の温度偏差は４９℃に達する可能性があり、これは鋼コイルの性能偏差に深刻な影響を及ぼす。
しかし、本発明は、カルーセル巻取り方式を好ましく採用し、熱間圧延鋼コイルのココイリングを実現し、巻取り温度の均一性を確保し、鋼コイル製品の性能安定性をさらに大幅に改善することができる。現在の市場で、カルーセルコイラーは冷間圧延分野で広く使用されており、その主な利点は、薄いストリップの巻取りを実現でき、占有面積が小さいため、生産ラインの長さを大幅に短縮できるが、冷間圧延の分野では、鋼ストリップの温度が低いため、比較的容易に実現できる。本発明は、極薄熱間圧延鋼ストリップの巻取りの分野でカルーセルコイリング法を採用することを提案し、装置の高温耐性を考慮して極薄熱間圧延鋼ストリップの巻取りを実現する。この巻取り方式は、米国のＮｕｃｏｒのＣａｓｔｒｉｐ薄ストリップ連続鋳造生産ラインの巻取り方式よりも進んでいる。
本発明と先行技術との相違点及び改善点：
本発明は、既存の薄ストリップ連続鋳造技術と区別する最も明白な特徴が、結晶化ロールの直径及びそれに対応する分配方式である。ＥＵＲＯＳＴＲＩＰの技術的特徴は、Φ１５００ｍｍの大径の結晶化ロールであり、結晶化ロールが大きく、溶融池の溶鋼容量が大きく、分配が容易で、結晶化ロールの製造及び操作と維持管理のコストが高いことである。ＣＡＳＴＲＩＰの技術的特徴は、直径Φ５００ｍｍの小径の結晶化ロールであり、結晶化ロールが小さく、溶融池の溶鋼容量が小さく、流れの分配が非常に難しいであるが、鋳造設備の製造及び操作と維持管理のコストが低いことである。ＣＡＳＴＲＩＰは、小さな溶融池での均一な分配の問題を解決するために、３段階の溶鋼分配システム（タンディッシュ＋トランジションバッグ＋分配器）を採用している。３段階の分配システムを採用しているため、耐火物のコストが直接増加する。さらに重要なのは、３段階の分配システムにより溶鋼の流路が長くなり、溶鋼の温度降下も大きくなり、溶融池内の溶鋼の温度を満たすために、タッピング温度を大幅に上げる必要がある。タッピング温度の上昇は、製鋼コストの増加、エネルギー消費の増加、及び耐火材料の寿命の短縮などの問題につながる。
本発明は、既存の薄ストリップ連続鋳造技術と区別する最も明白な特徴が、結晶化ロールの直径及びそれに対応する分配方式である。ＥＵＲＯＳＴＲＩＰの技術的特徴は、Φ１５００ｍｍの大径の結晶化ロールであり、結晶化ロールが大きく、溶融池の溶鋼容量が大きく、分配が容易で、結晶化ロールの製造及び操作と維持管理のコストが高いことである。ＣＡＳＴＲＩＰの技術的特徴は、直径Φ５００ｍｍの小径の結晶化ロールであり、結晶化ロールが小さく、溶融池の溶鋼容量が小さく、流れの分配が非常に難しいであるが、鋳造設備の製造及び操作と維持管理のコストが低いことである。ＣＡＳＴＲＩＰは、小さな溶融池での均一な分配の問題を解決するために、３段階の溶鋼分配システム（タンディッシュ＋トランジションバッグ＋分配器）を採用している。３段階の分配システムを採用しているため、耐火物のコストが直接増加する。さらに重要なのは、３段階の分配システムにより溶鋼の流路が長くなり、溶鋼の温度降下も大きくなり、溶融池内の溶鋼の温度を満たすために、タッピング温度を大幅に上げる必要がある。タッピング温度の上昇は、製鋼コストの増加、エネルギー消費の増加、及び耐火材料の寿命の短縮などの問題につながる。
本発明の結晶化ローラーは、直径５００－１５０ｍｍ、好ましくは直径Φ８００ｍｍの結晶化ローラーであり、２段階の溶鋼分配システム（タンディッシュ＋分配器）を採用している。分配器から流出する溶鋼は、ローラー表面と２つの端面に沿って異なる分配パターンを形成し、互いに干渉することなく２つの経路を流れる。２段階の分配システムを使用しているため、３段階の分配システムに比べて耐火物のコストが大幅に削減され；溶鋼流路を短くすることで溶鋼の温度低下を抑え、タッピング温度を下げることができ、３段階の分配システムと比較して、タッピング温度を３０－５０℃下げることができる。タッピング温度の低下は、製鋼のコストを効果的に削減し、エネルギーを節約し、耐火材料の寿命を延ばすことができる。本発明は、好ましい直径Φ８００ｍｍの結晶化ロールと協調し、２段階の溶鋼分配システムを採用することで、安定した溶鋼分配の要件を達成するとともに、単純な構造、便利な操作、低い加工コストの目標も達成できる。
中国特許ＣＮ１０１３５３７５７は、低炭素マイクロアロイド成分を使用して引張強度４４０ＭＰａの穴拡張鋼を製造し、成分には、微量のＮｂ：０－０．２５％及びＴｉ：０－０．０３％が添加されており、巻取り温度６００℃を採用したため、当該特許は従来の連続鋳造＋従来の熱間圧延プロセスを使用して生産する。炭素マンガン鋼の熱間圧延板の場合、帯状構造が存在することが多く、これにより鋼板の穴拡張率が低下してしまい、同時にさまざまなマイクロアロイを添加すると、製鋼のコストが増加する。本発明は、当該特許と比較して、製造プロセスが明らかに異なる。本発明は、薄ストリップ連続鋳造プロセスを採用することで、生産フローを大幅に短縮し、帯状構造を回避することができると同時に、マイクロアロイの量を節約し、少量のマイクロアロイを添加するだけで、同じ又はさらに優れた性能を実現できる。
中国特許ＣＮ１０１９２８８８１は、引張強度５９０ＭＰａ級の熱間圧延高穴拡張鋼板及びその製造プロセスを開示している。当該特許の成分には、微量のＮｂ：０－０．１０％及びＴｉ：０－０．０４％が添加されている。従来の連続鋳造＋従来の熱間圧延プロセスを採用して製造する。仕上げ圧延後の鋼板を、５０℃／ｓ～１００℃／ｓの冷却速度で６００～７５０℃に冷却し、次に５℃／ｓ～１５℃／ｓの冷却速度で３～１０秒間空冷し、次に鋼板を７０℃／ｓ～１５０℃／ｓの冷却速度で３５０～５００℃に再度冷却して巻取った後、室温まで空冷する。後続の冷却は複雑な３段階冷却を採用し、巻取り温度の変動が大きく、鋼コイルのヘッド、ミドル、テールの性能が大きく変動し、穴拡張率も大きく変動する。本発明は薄ストリップ連続鋳造プロセスを採用し、製造プロセスのフローを大幅に簡素化し、複雑な３段階冷却を採用する必要がなく、明らかな進歩を遂げている。
日本特許ＪＰ２００６０６３３９４は、熱間圧延高穴拡張鋼を開示し、炭素含有量が０．２０～０．４８％、引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、Ｃｒ合金元素が添加されているが、穴拡張率が７０％以上だけであり、かつ熱間圧延の後に６４０℃でのアニーリング処理も行う必要がある。当該発明の炭素含有量の設計は、中炭素鋼及び高炭素鋼の範囲に達し、本発明の低炭素設計よりも明らかに高い。日本特許ＪＰ２００６３０５７００に開示されている熱間圧延高強度鋼板は、Ｃ－Ｓｉ－Ｍｎ＋Ｔｉの組成設計を採用しており、７８０ＭＰａ以上の引張強度を実現し、穴拡張率が６８％以上だけである。日本特許ＪＰ２００３／０１６６１４に開示されている熱間圧延高穴拡張鋼は、炭素含有量が０．０２～０．１０％、Ｓｉ≦０．５％、引張強度が５９０ＭＰａ以上であるが、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＲＥなどの合金元素が多く添加されており、製鋼のコストが高く、良好な表面塗装性を主な目標とする。当該特許と比較して、本発明は単純な合金成分システムと薄ストリップ連続鋳造プロセスを採用して、高穴拡張鋼の性能を実現しており、本発明は、単純で高効率であるという特徴を有する。
米国特許ＵＳ２００６０９６６７８に開示されている熱間圧延鋼板は、強度が７８０ＭＰａ以上、伸び率が２２％以上、穴拡張率が６０％以上である。米国特許ＵＳ４４１５３７６に開示されている熱間圧延鋼板は、降伏強度が８０ｋｓｉ（５５０ＭＰａ）以上、穴拡張率が５８％以上であり、Ｎｂ、Ｖによって強化されている。これらの特許で使用される製造プロセスはすべて、従来の連続鋳造＋従来の熱間圧延プロセスによって製造されており、本発明の製造プロセスとは異なり、製品の穴拡張率は低い。
本発明の主な利点は以下の通りである。
本発明で薄ストリップ連続鋳造技術を利用して製造する、スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）を含む高穴拡張鋼／スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）、ホウ素（Ｂ）を含む高穴拡張鋼は、これまでに報告されていなく、その利点は次のように要約される。
本発明で薄ストリップ連続鋳造技術を利用して製造する、スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）を含む高穴拡張鋼／スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）、ホウ素（Ｂ）を含む高穴拡張鋼は、これまでに報告されていなく、その利点は次のように要約される。
１ 本発明は、スラブ加熱、複数のパスの繰り返し熱間圧延などの複雑なプロセスを省略し、双ロール薄ストリップ連続鋳造＋１パスのオンライン熱間圧延プロセスにより、製造プロセスがより短く、効率がより高く、そして生産ラインの投資コスト及び生産コストが大幅に削減される。
２ 本発明は、従来の高穴拡張鋼の製造における多くの複雑な中間ステップを節約し、従来の高穴拡張鋼と比較して、製造のエネルギー消費及びＣＯ２排出が大幅に削減され、グリーンであり、環境にやさしい製品である。
３ 従来の熱間圧延プロセスと比較して、薄ストリップ連続鋳造の自然なプロセスの利点により、薄ストリップ連続鋳造は、圧延後の冷却プロセス中にベイナイト型のミクロ組織を生成しやすく、生産された製品に優れた穴拡張性能を持たせることができる。
４ 本発明は、薄ストリップ連続鋳造プロセスを採用して高穴拡張鋼を製造し、鋳ストリップ自体の厚さは比較的薄く、所望の製品厚さまでのオンライン熱間圧延により、薄型製品の製造は冷間圧延する必要がなく、市場に直接供給され、薄型熱間圧延板を供給する目的を達成し、シートとストリップの費用対効果を大幅に向上させることができる。
５ 本発明は、微量のホウ素元素を添加して高温オーステナイト中にＢＮ粒子を優先的に析出させることにより、ＡｌＮの析出を抑制し、粒界への微細なＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒を均質化し、鋼ストリップの高穴拡張性を発揮するのに有益である。
６ 本発明は、電気炉による製錬で製錬を行う場合、製錬される原材料は、事前選別なしで、真の意味で１００％全スクラップ鋼の製錬を実現することができ、原材料のコストを大幅に削減できる。転炉による製錬で製錬を行う場合は、スクラップ鋼を製錬原料の２０％以上の割合で転炉に添加し、事前選別が不要であるため、転炉のスクラップ率を最大限に向上し、製錬コストとエネルギー消費を大幅に削減できる。
７ 本発明は、Ｃｕ、Ｓｎを含むスクラップ鋼を利用して、鋼中のＣｕ、Ｓｎについて「害を利益に変える」ことを実現し、既存のスクラップ鋼又は低品質で劣った鉱物資源（高錫鉱石、高銅鉱石）の有効利用を実現し、スクラップ鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、鉄鋼産業の持続可能な発展を実現することができる。
８ 本発明は、圧延後の鋼ストリップのガス噴霧冷却法を採用し、これにより、従来のスプレー又は層流冷却によって引き起こされる問題を回避し、鋼ストリップの表面温度を均一に低下させ、鋼ストリップの温度均一性を改善して、内部のミクロ組織を均質化する効果を達成することができる。同時に、冷却が均一であるため、鋼ストリップの形状品質と穴拡張性能の安定性を向上させ；鋼ストリップ表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減少できる。
９ 従来のプロセスにおけるスラブの冷却過程では、合金元素の析出が発生し、スラブを再加熱すると、合金元素の再溶解が不十分なため、合金元素の利用率が低下することがよくある。本発明の薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、高温鋳造ストリップを直接熱間圧延し、添加する合金元素が主に固溶体状態で存在するため、合金の利用率を向上させることができる。
１０ 本発明は、生産ラインの長さを効果的に短縮する熱間圧延鋼ストリップカルーセルコイラーを選択する。同時に、ココイリングは、コイリング温度の制御精度を大幅に改善し、製品性能の安定性を改善することができる。
２ 本発明は、従来の高穴拡張鋼の製造における多くの複雑な中間ステップを節約し、従来の高穴拡張鋼と比較して、製造のエネルギー消費及びＣＯ２排出が大幅に削減され、グリーンであり、環境にやさしい製品である。
３ 従来の熱間圧延プロセスと比較して、薄ストリップ連続鋳造の自然なプロセスの利点により、薄ストリップ連続鋳造は、圧延後の冷却プロセス中にベイナイト型のミクロ組織を生成しやすく、生産された製品に優れた穴拡張性能を持たせることができる。
４ 本発明は、薄ストリップ連続鋳造プロセスを採用して高穴拡張鋼を製造し、鋳ストリップ自体の厚さは比較的薄く、所望の製品厚さまでのオンライン熱間圧延により、薄型製品の製造は冷間圧延する必要がなく、市場に直接供給され、薄型熱間圧延板を供給する目的を達成し、シートとストリップの費用対効果を大幅に向上させることができる。
５ 本発明は、微量のホウ素元素を添加して高温オーステナイト中にＢＮ粒子を優先的に析出させることにより、ＡｌＮの析出を抑制し、粒界への微細なＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒を均質化し、鋼ストリップの高穴拡張性を発揮するのに有益である。
６ 本発明は、電気炉による製錬で製錬を行う場合、製錬される原材料は、事前選別なしで、真の意味で１００％全スクラップ鋼の製錬を実現することができ、原材料のコストを大幅に削減できる。転炉による製錬で製錬を行う場合は、スクラップ鋼を製錬原料の２０％以上の割合で転炉に添加し、事前選別が不要であるため、転炉のスクラップ率を最大限に向上し、製錬コストとエネルギー消費を大幅に削減できる。
７ 本発明は、Ｃｕ、Ｓｎを含むスクラップ鋼を利用して、鋼中のＣｕ、Ｓｎについて「害を利益に変える」ことを実現し、既存のスクラップ鋼又は低品質で劣った鉱物資源（高錫鉱石、高銅鉱石）の有効利用を実現し、スクラップ鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、鉄鋼産業の持続可能な発展を実現することができる。
８ 本発明は、圧延後の鋼ストリップのガス噴霧冷却法を採用し、これにより、従来のスプレー又は層流冷却によって引き起こされる問題を回避し、鋼ストリップの表面温度を均一に低下させ、鋼ストリップの温度均一性を改善して、内部のミクロ組織を均質化する効果を達成することができる。同時に、冷却が均一であるため、鋼ストリップの形状品質と穴拡張性能の安定性を向上させ；鋼ストリップ表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減少できる。
９ 従来のプロセスにおけるスラブの冷却過程では、合金元素の析出が発生し、スラブを再加熱すると、合金元素の再溶解が不十分なため、合金元素の利用率が低下することがよくある。本発明の薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、高温鋳造ストリップを直接熱間圧延し、添加する合金元素が主に固溶体状態で存在するため、合金の利用率を向上させることができる。
１０ 本発明は、生産ラインの長さを効果的に短縮する熱間圧延鋼ストリップカルーセルコイラーを選択する。同時に、ココイリングは、コイリング温度の制御精度を大幅に改善し、製品性能の安定性を改善することができる。
本発明は、以下に実施例及び図面によってさらに説明されるが、これらの実施例は、決して本発明を限定するものではない。本明細書の啓示の下で本発明の実施において当業者によってなされたいかなる変更も、本発明の特許請求の範囲内に入る。
図１を参照して、本発明の化学成分設計に適合する溶鋼は、取鍋１を経過し、取鍋のロングノズル２、タンディッシュ３、浸漬ノズル４、及び分配器５を介して、対向して回転しかつ急速に冷却することができる２つの結晶化ローラー８ａ、８ｂ、及びサイドシール装置６ａ、６ｂによって囲まれた溶融池７に直接注がれる。溶鋼は、結晶化ローラー８ａ、８ｂの回転円周面上で凝固して、凝固シェルが形成され、徐々に成長し、その後、２つの結晶化ロールの間の最小ギャップ（ニップ点）に厚さ１．５－３ｍｍの鋳造ストリップ１１が形成される。本発明の前記結晶化ロールの直径は５００－１５００ｍｍの間であり、内部は水で冷却される。鋳造ストリップの厚さに応じて、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎである。
鋳造ストリップ１１は、結晶化ローラー８ａ、８ｂから出た後、鋳造ストリップの温度が１４２０－１４８０℃であり、下部密閉チャンバー１０に直接入る。下部密閉チャンバー１０は、鋼ストリップを保護するために非酸化性ガスを通過し、鋼ストリップの抗酸化保護を実現する。抗酸化保護のための雰囲気は、Ｎ２、Ａｒ、又はドライアイスの昇華によって得られるＣＯ２ガスなどの他の非酸化性ガスであることができる。下部密閉チャンバー１０内の酸素濃度は、＜５％に制御されている。下部密閉チャンバー１０は、鋳造ストリップ１１を圧延機１３の入口まで、酸化から保護する。下部密閉チャンバー１０の出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃である。次に、鋳造ストリップは、スイングガイドプレート９、ピンチロール１２及びロールテーブル１５を介して熱間圧延機１３に送られる。熱間圧延後、０．８－２．５ｍｍの熱間圧延ストリップが形成される。圧延後の鋼ストリップは、ガス噴霧急速冷却装置１４により、ガス噴霧冷却の方式で冷却され、鋼ストリップ温度の均一性を改善する。フライングシア装置１６によって切断された後、切断ヘッドは、フライングシアガイドプレート１７に沿ってフライングシアピット１８に落下し、ヘッドが切断された後の熱間圧延ストリップは、巻取機１９に入って巻き取られる。鋼コイルを巻取機から外した後、自然に室温まで冷却する。最終的に製造された鋼コイルは、熱間圧延板として直接使用されるか、又は酸洗い－平坦化の後に使用される。
本発明の実施例の化学成分を表１に示し、成分の残部はＦｅ及び他の不可避不純物である。本発明の製造方法により、プロセスパラメータを表２に示し、最終的に得られた製品の特性を表３に示す。穴拡張率の測定方法は、国際規格ＩＳＯ１６６３０：２００９又は中国規格ＧＢ／Ｔ２４５２４－２００９に従って実施される。
要約すると、本発明は、薄ストリップ連続鋳造プロセスを利用し、鋼種の成分設計と組み合わせて、降伏強度が２９０ＭＰａ以上、引張強度が４４０ＭＰａ以上、伸び率が２９％以上、穴拡張率が１１０％以上である高穴拡張鋼を製造した。
Claims (15)
- 化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．０１－０．０５％，Ｓｉ：０．２－０．６％，Ｍｎ：０．８－１．５％，Ｐ≦０．０２％，Ｓ≦０．００５％，Ｎ≦０．００８％，Ａｌｓ＜０．００１％，Ｃａ≦０．００５０％，Ｂ：０．００１－０．００６％，Ｍｎ／Ｓ＞２５０であり、全酸素［Ｏ］Ｔ：０．００７～０．０２０％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらにＣｕ：０．１－０．６％及びＳｎ：０．００５－０．０４％の１種又は２種の元素を含む、薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼。
- 前記高穴拡張鋼のミクロ組織はフェライト＋ベイナイトであって、ベイナイト相の体積比は１５％以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼。
- 前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の降伏強度が２９０ＭＰａ以上、引張強度が４４０ＭＰａ以上、伸び率が２９％以上、穴拡張率が１１０％以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼。
- 前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の降伏強度が２９０ＭＰａ以上、引張強度が４４０ＭＰａ以上、伸び率が２９％以上、穴拡張率が１１０％以上である、ことを特徴とする請求項２に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼。
- 前記高穴拡張鋼の厚さが０．８－２．５ｍｍである、ことを特徴とする請求項１に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼。
- 前記高穴拡張鋼の厚さが１．０－１．８ｍｍである、ことを特徴とする請求項５に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼。
- 以下のステップを含む薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法であって、
１） 製錬
請求項１に記載の化学成分に従って製錬を行い、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２はａ＜１．５、好ましくはａ＜１．２、又はａ＝０．７－１．０に制御され；低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物を得る必要があり、ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物中のＭｎＯ／ＳｉＯ２は０．５～２、好ましくは１～１．８に制御され；溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅ含有量は０．０００５－０．００５％であり；溶鋼成分において、Ｍｎ／Ｓ＞２５０であり；
２） 連続鋳造
連続鋳造は双ロール薄ストリップ連続鋳造を採用しており、２つの結晶化ロール間の最小ギャップに１．５－３ｍｍの厚さの鋳造ストリップが形成され；結晶化ローラーの直径は５００－１５００ｍｍであり、好ましくは直径が８００ｍｍであり；結晶化ローラーの内部は水で冷却され、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎであり；連続鋳造の分配は、２段階の溶鋼分配システム、すなわちタンディッシュ＋分配器を採用しており；
３） 下部密閉チャンバーの保護
鋳造ストリップが結晶化ローラーから出た後、鋳造ストリップの温度は１４２０－１４８０℃で、下部密閉チャンバーに直接入り、下部密閉チャンバーに非酸化ガスを通過させ、下部密閉チャンバー内の酸素濃度は＜５％に制御され、下部密閉チャンバーの出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃であり；
４） オンライン熱間圧延
鋳造ストリップは、下部密閉チャンバー内でピンチロールを介して圧延機に送られ、鋼ストリップに圧延され、圧延温度は１１００－１２５０℃であり、熱間圧延の圧下率は１０－５０％、好ましくは３０－５０％に制御され、圧延後のストリップの厚さは、０．８－２．５ｍｍであり；
５） 圧延後の冷却
オンライン熱間圧延後の鋼ストリップについて圧延後の冷却を行い、冷却はガス噴霧冷却法を採用し、冷却速度は２０℃／ｓ以上であり；
６） 鋼ストリップの巻取り
冷却された熱間圧延鋼ストリップは直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は５５０－６５０℃である、
ことを特徴とする請求項１に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。 - ステップ１）において、製錬原料としては、１００％全スクラップ鋼を事前選別なしで使用することができ、溶融鋼製錬は電気炉による製鋼を採用し；或いは、製錬は転炉による製鋼を採用し、スクラップ鋼を、製錬原料の２０ｗｔ％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、次に精錬のためにＬＦ炉、ＶＤ／ＶＯＤ炉、又はＲＨ炉に入れる、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- ステップ３）において、前記非酸化性ガスは、Ｎ２、Ａｒ、またはドライアイスの昇華によって得られるＣＯ２ガスである、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- ステップ５）において、前記ガス噴霧冷却の空気と水との流量比は１５：１～１０：１であり、空気圧は０．５～０．８ＭＰａであり、水圧は１．０～１．５ＭＰａであり、流量の単位はｍ３／ｈである、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- 前記ステップ６）において、巻取りは、ダブルコイラーの形態を採用するか、またはカルーセルコイラーの形態を使用する、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- 前記ステップ６）において、冷却された熱間圧延鋼ストリップは、低品質のヘッドをクロッピングシャーで切断した後、直接コイル状に巻き取られる、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- 前記高穴拡張鋼のミクロ組織はフェライト＋ベイナイトであって、ベイナイト相の体積比は１５％以上である、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- 前記薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の降伏強度が２９０ＭＰａ以上、引張強度が４４０ＭＰａ以上、伸び率が２９％以上、穴拡張率が１１０％以上である、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
- 熱間圧延後の鋼ストリップの厚さが１．０－１．８ｍｍである、ことを特徴とする請求項７に記載の薄ストリップ連続鋳造高穴拡張鋼の製造方法。
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