JP4834223B2 - 冷間圧延鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、最終引張り強さと破断伸び(elongation to break)のバランスが優れ、構造鋼製品の製造に特に適した、プレーン炭素鋼(plain carbon steel)ストリップの製造方法を提供する。本発明により製造されるストリップは、例えば、亜鉛又はアルミニウム/亜鉛合金で溶融メッキ被覆され、屋根デッキ用材、雨樋等の構造鋼製品を製造する、供給材料として使うことができる。
【0002】
本明細書で用いられる「ストリップ」という用語は、板厚5mm以下の製品を意味すると理解すべきである。
【0003】
連続鋳造技術の最近の発展には、双ロール鋳造装置での連続鋳造による鋼ストリップ鋳造が含まれている。この技術では、溶融金属を、内部を水冷した一対の相互方向に回転する水平鋳造ロール間に導入して金属殻を移動ロール表面上で凝固し、それら間のロール間隙で共に合わせて、ロール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造る。「ロール間隙」という用語は、ロールが互いに最接近する領域全般を示すものとして使うことにする。溶融金属は、取鍋から小容器へと注がれ、そこからロール間隙上方に位置した金属供給ノズルを介して流れ、ロール間のロール間隙へと向かうことができ、従って、ロール間隙直上のロール鋳造表面に支持されロール間隙長さ方向に沿って延びる溶融金属の鋳造溜めを形成する。この鋳造溜めは、溢流しないよう鋳造溜めの2端を堰き止めるためロール端面との摺動係合で保持される側部板又は堰で通常構成されるが、電磁バリヤ等の代替手段も提案されている。この種の双ロール鋳造装置での鋼ストリップ鋳造は、例えば、アメリカ特許5,184,668、5,277,243及び5,934,359に記述されている。
【0004】
我々は連続ストリップ鋳造によって、冷間圧延による工作物硬化の影響を大いに受けやすいストリップを製造することが可能であること、即ち、冷間圧延を加減することによりストリップの最終引張り強さを劇的に増加させることができることを験知した。又、この工作物硬化効果が、珪素/マンガンキルドプレーン炭素鋼の場合に特に顕著であり、鋼成分中のマンガン含量及び珪素含量の増加につれて増加することも見出した。珪素/マンガンキルド鋼は双ロールストリップ鋳造に特に適している。何故なら、アルミニウムキルド又は部分キルド鋼であると、固体異物が形成されて塊化し、鋳造装置の金属供給システムの細い通路を詰まらせ、生じるストリップ製品に影響を及ぼして裂け目を生じるため、満足の行く鋳造ができないからである。珪素/マンガンキルド鋼は一般にマンガン含量が0.20重量%以上(典型的には、約0.6重量%)、珪素含量が0.10重量%以上(典型的には、約0.3重量%)である。
【0005】
広範な試験プログラムにより、我々は、連続鋳造したプレーン炭素鋼ストリップを冷間圧延することで、屋根デッキ用材や雨樋等多数の構造鋼製品に使うのに優れた特性バランスである、少なくとも680MPaの最終引張り強さと8%〜12%の範囲の破断伸びを持つストリップが製造可能であることを験知した。
【0006】
出願人が気づいている限りでは、本発明以前には、プレーン炭素鋼から、特性のこの組合わせを有する溶融メッキ被覆した鋼ストリップを製造することは不可能であり、従って、強化成分追加を特に含む低合金鋼等の比較的グレードの高い鋼から鋼ストリップを製造する必要が今まではあった。
【0007】
アルミニウム/亜鉛合金で溶融メッキ被覆する供給材料として使われる公知のタイプのプレーン炭素鋼ストリップの1つが、ビーエイチピー スティール(ジェイエルエイ)プロプライエタリ リミテッド(BHP Steel (JLA) Pty Ltd: 本出願人の一人) によりコード名G550のもとに製造されている。G550鋼ストリップは、プレーン炭素鋼スラブを鋳造し、スラブを熱間圧延してストリップを形成し、続いて、ストリップを巻取り、巻戻し、その後ストリップを冷間圧延して0.25〜2mmの最終製品寸法にし、冷間圧延されたストリップを熱処理して最終製品を製造することで造られる。G550鋼ストリップは最小最終引張り強さ550MPaの保証があり、多数の例で最終引張り強さが700MPaを超えている。例えば、プレーン炭素鋼から造られ屋根デッキ用材に用いられる市販のG550鋼ストリップ(Zincalume G550被覆鋼)は最終引張り強さが680〜780MPaである(板厚0.42mm、オリジナルゲージ長さ80mmの試験サンプルに基づく)。しかし、このG550鋼ストリップは破断伸びが1〜6%しかない。本発明は、同程度の引張り強さを持ち、しかも破断伸びがはるかに優れているプレーン炭素鋼ストリップの製造を可能にする 。
【0008】
本発明によれば、プレーン炭素鋼を5mm厚以下のストリップに連続鋳造し、
ストリップを巻取り、
ストリップを巻戻し、
巻戻されたストリップを冷間圧延し、
冷間圧延されたストリップを焼きなまして、内部に応力軽減微構造を生み出し、
冷間圧延により、ストリップの引張り強さを少なくとも680MPaに増加させるのに充分な範囲であり、しかも、前記焼きなまし後のストリップの全破断伸びを8%〜12%の範囲とするような、冷間圧下(cold reduction)を生み出すことからなる、鋼ストリップ製造方法が提供される。
【0009】
ストリップの引張り強さは少なくとも700MPaとすることができる。
【0010】
連続ストリップ鋳造段階は、双ロールストリップ鋳造装置によって行うことができる。
【0011】
「プレーン炭素鋼」という用語は、以下の組成(重量%)の鋼を意味すると理解される。
炭素 0.02〜0.08
珪素 0.5以下
マンガン 1.0以下
残留/付随不純物 1.0以下
鉄 残り
【0012】
「残留/付随不純物」という用語は、銅、スズ、亜鉛、ニッケル、クロム、モリブデン等のレベルの、これらの成分が特に添加の結果ではなく標準製鋼の結果として比較的少量存在し得る、成分を包含する。例えば、スクラップ鋼を用いてプレーン炭素鋼を製造した結果としてそれら成分が存在し得る。
【0013】
「残留/付随不純物」という用語には、次のものは含まれない。
(a)「プレーン炭素鋼」の定義の範囲外の量の珪素及びマンガン成分、及び (b) 鋼を強化する目的で鋼に特に加えた、前段落で挙げた成分等の、量成分。
【0014】
プレーン炭素鋼は、珪素/マンガンキルドであってよく、次のような重量組成を有してよい。
炭素 0.02 〜0.08%
マンガン 0.30 〜0.80%
珪素 0.10 〜0.40%
硫黄 0.005〜0.05%
アルミニウム <0.01%
典型的な組成は次の通りである。
炭素 0.06%
マンガン 0.66%
珪素 0.32%
硫黄 0.01%
全酸素含量 1600℃で60ppm
【0015】
好ましくは、冷間圧延により、40%〜80%の範囲のストリップ板厚冷間圧下を生み出す。
【0016】
好ましくは更に、前記焼きなましにより、再結晶化が10%以下、破断伸びが少なくとも10%の応力軽減微構造を生み出す。
【0017】
焼きなまし温度は、好ましくは、少なくとも450℃である。より特定すれば、焼きなまし温度は500℃〜600℃の範囲であるのが好ましい。
【0018】
オプションとして、連続鋳造されたストリップをインライン熱間圧延して巻取り前のストリップ板厚を減らすことができる。好ましくは、熱間圧延により、40%以下の板厚減少を生み出す。
【0019】
ストリップを熱間圧延する場合、続いての冷間圧延で40%〜60%の範囲のストリップ冷間圧下を生み出すのが好ましい。
【0020】
本発明は、更に又、少なくとも700MPaの最終引張り強さと8%〜12%の範囲の破断伸びを有するプレーン炭素鋼ストリップを提供する。
【0021】
本発明を更に詳細に説明するため、添付図面を参照して幾つかの例を記述する。
【0022】
図1及び3は、本発明により鋼ストリップを製造することのできる製造ラインの、連続する部分を示す。図1及び2は、鋳造鋼ストリップ12を製造する全般に11で表示した双ロール鋳造装置を示し、ストリップは輸送路10を通りガイドテーブル13を超え、ピンチロール14Aからなるピンチロールスタンド14へ至る。ピンチロールスタンド14を出た直後、ストリップは、一対の圧下ロール16Aと支持ロール16Bとからなる熱間圧延機16内を通り、それにより熱間圧延されて板厚を減らす。圧延したストリップをランアウトテーブル17上に通し、水噴出流18により強制冷却することができ、更に一対のピンチロール20Aからなるピンチロールスタンド20を経て、コイラ19へと至る。
【0023】
図2に示すように、双ロール鋳造装置11を構成する主機械フレーム21は、鋳造面22Aを有する一対の平行鋳造ロール22を支持する。鋳造作業時に溶融金属が取鍋(図示せず)からタンディッシュ23へ、耐火シュラウド24を介して分配器25へ、更には、金属供給ノズル26を介して鋳造ロール22間のロール間隙27へと供給される。このようにロール間隙27へと送給された溶融金属はロール間隙上方に溜め30を形成し、この溜めをロール端で区画する一対の側部閉止堰又は板28を、側部板ホルダに接続された流体圧シリンダユニットからなる一対のスラスタ(図示せず)によりロール端に当てる。溜め30の上面(一般に、「メニスカス」レベルと呼ばれる)が供給ノズル下端より上方に上がり、供給ノズル下端がこの溜め内に浸漬し得る。
【0024】
鋳造ロール22が水冷されるので殻が移動ロール表面に凝固し、それらの間のロール間隙27で合わされて凝固したストリップ12を生み出し、ロール間のロール間隙から下方に送給される。
【0025】
双ロール鋳造装置は、アメリカ特許5,184,668及び5,277,243又はアメリカ特許5,488,988に幾分詳細に示され、記述された種類のものであってよく、本発明の一部を構成しない適宜の構造的詳細についてこれらの特許を参照することができる。
【0026】
図3は、装置上に造られたコイルを巻戻しできるアンコイラ31を示す。巻戻されたストリップ12を、ピンチロールスタンド32を介して、圧下ロール33Aと支持ロール33Bとからなる冷間圧延機33へと通し、次いで、焼きなましエンクロージャ34に通す。
【0027】
ストリップ鋳造における微構造の進展プロセスは、従来の高温ストリップ圧延機でのそれとは基本的に異なる。高温ストリップ圧延機の産物は大きな圧下を受けるので再結晶化動態の増加(enhanced recrystallisation kinetics)により本来のスラブ微構造が壊れ、オーステナイト粒子(略20ミクロン)が著しく精製され、変質時に微細な等軸フェライト粒子構造(略10ミクロン、これは完全多角形の微構造である)が生み出される。ストリップ鋳造でのオーステナイト粒子サイズ(典型的には幅が150〜250ミクロン、長さが500ミクロン)は専ら鋳造方法によって左右され、転換時に斯かる粗オーステナイト粒子は、粗多角形フェライト粒子(標準冷却/巻取り条件で、典型的には10〜50/50〜250ミクロン幅/長さ、容積割合が30〜60%)と比較的微細なウィドマンステッテン/針状フェライトとからなる混合微構造となる。粒子精製の範囲が限られるのは、第1に、粗オーステナイト粒子が生得的に再結晶化に対し抵抗性があるからであり、又、通常のストリップ鋳造プラントレイアウトでは単一の熱間圧延パスしか得られないからでもある。しかしながら、熱間圧下量が30%を超える場合、かなりの量の粒子精製が観測され、10〜50ミクロンの範囲の粒子の多角形フェライトの含量が80%を超えることになる。
【0028】
珪素/マンガンキルド鋼で起きる典型的なストリップ鋳造及びストリップ鋳造/熱間圧延微構造について、我々は冷間圧延により工作物硬化が高まることを観測した。例えば、40%冷間圧下することが冷間圧延引張り強さを約420MPaから750MPa以上へと増加させるのに充分であり、回収焼きなまし引張り強さが約700MPaとなる。これがために、680MPa以上の引張り強さを持つ製品を40%から最高80%の範囲の冷間圧下で得ることができるが、高率の冷間圧下では伸びが悪くなりがちなので40〜60%が一般に好ましい。
【0029】
ランアウトテーブル冷却/巻取り条件が、初期鋳放し微構造を決める。前記した微構造は、冷却速度が10〜20℃/秒、巻取り温度が600〜700℃という典型的操作条件のもとに得られる。これらの条件は、通常、全伸び値が20〜30%という結果をもたらし、斯かる初期特性が、必要な引張り強さと伸びのバランスがあるストリップを製造するのに理想的である。高速冷却・低巻取り条件(例えば巻取り温度が500℃)では、初期伸びが15%という低い値になり得、このため、最終製品で所要の伸び値を生み出す冷間圧延の範囲が減少する。これらの考察が、以下の実験結果で実証される。
【0030】
第1の一連の実験が、鋳造速度34m/分で鋳造された2.17mm厚の鋳放しプレーン炭素鋼ストリップのサンプルについて行われた。鋼は珪素/マンガンキルド鋼で、炭素含量が重量で0.06%、マンガン含量が0.6%、珪素含量が0.3%、そして硫黄含量が0.01%であった。
【0031】
サンプルをグループに分け、冷間圧延して20%、40%、60%、80%及び90%の板厚減少を生み出した。ついで、各グループからのサンプルの一組を流動床炉で、500℃、60秒間熱処理した。各グループからのサンプルの別の一組をその炉で、550℃、60秒間熱処理した。最後に、各グループからのサンプルの第三の一組をその炉で、600℃、60秒間熱処理した。次いで、それらの冷間圧延され焼きなまされた複数の組サンプルと冷間圧延されたサンプルの第4の一組を引張り試験機で試験し、サンプルの最終引張り強さと破断伸びを測定した。引張り試験はオーストラリア基準1391(AS1391)に従って行われた。試験サンプルはゲージ長さが12mm、平行長さが22mmだった。
【0032】
図4は、サンプルの冷間圧下に対する最終引張り強さ及び破断伸びのグラフである。
【0033】
第2の一連の実験を、865℃で熱間圧延されて36%の板厚減少を生み出した2.17mm厚の鋳放しプレーン炭素鋼ストリップのサンプルについて行った。次いで熱間圧延コイルからのサンプルを最初の一連の実験と同様に冷間圧延し、焼きなました。
【0034】
図5は、サンプルの冷間圧下に対する最終引張り強さ及び破断伸びのグラフである。
【0035】
図4及び5からわかるように、本発明の方法によれば、少なくとも680MPaの最終引張り強さがと少なくとも10%の破断伸びを有する最終製品を造ることが可能であると見て取れる。
【0036】
例として、板厚減少60%に冷間圧延されてから550℃、60秒間熱処理された鋳放しプレーン炭素鋼ストリップが最終引張り強さ略720MPa、破断伸び15%を有することが図4から見て取ることができる。
【0037】
別の例として、板厚減少60%に冷間圧延されてから500℃、60秒間熱処理された鋳放しプレーン炭素鋼ストリップが最終引張り強さ略740MPa、破断伸び12%を有することが図4から見て取ることができる。
【0038】
図4及び5は、鋳放し状態で冷間圧延されたストリップの80%冷間圧下と熱間圧延されたストリップの60%冷間圧下、で起きる大幅な伸び下落を実証している。これが示しているのは、ストリップを最初に熱間圧延した場合、これにより、最小破断伸び8%を維持する最大許容可能な冷間圧下が減少するということである。
【0039】
図6及び7は、図4及び5で前に呈示したのと同じ実験データに50mmゲージサンプルで得られた追加のデータを加えたものを提供している。これは、少なくとも680MPAの最終引張り強さ値及び少なくとも10%破断伸びが50mmゲージサンプルでも測定されることを示している。
【0040】
図8及び9は、500℃〜600℃の範囲で焼きなまし温度を増加させた場合の全伸び回復効果の増加を示している。
【0041】
図8は、図4で最初に呈示したデータからの派生であり、相異なる百分率の冷間圧下についての焼きなまし時の伸び増加率を、焼きなまし温度500℃、550℃及び600℃についてプロットしている。
【0042】
図9は、図5で最初にプロットしたのと同様な、最初に熱間圧延したストリップから得られる相応する値をプロットしている。
【0043】
再結晶化は、80%及び90%の冷間圧下と600℃の焼きなまし温度を受けたサンプルの場合を除き、観測されなかった。これらの場合でも再結晶化は10%より小であった。図8及び9にプロットしたデータは、最大伸び回復効果が鋳放しストリップの80%冷間圧下と、最初に熱間圧延したストリップの約60%冷間圧下で達成されることを示している。
【0044】
図10及び11は、異なる鋳造速度で製造され、鋳放しストリップで異なる初期微構造及び異なる初期伸び特性となったプレーン炭素鋼ストリップサンプルで行われた一連の実験から得られたデータをプロットしている。鋼は珪素/マンガンキルド鋼で、図4〜9のデータを生じた前記実験のと本質的に同じ組成のものであった。
【0045】
図10は、鋳造速度37m/分で鋳造され、鋳放し状態で約30%前後の初期破断伸びを持ち、ストリップが次いで20%、40%、60%、80%及び90%の冷間圧下を受け、続いて500℃、550℃及び600℃の温度で焼きなましを受けた、2.07mmストリップの50mmゲージサンプルで得られる引張り強さ値をプロットしている。
【0046】
図11は、鋳造速度100m/分で鋳造され、初期板厚1.30mm、鋳放し状態で20%前後の初期全破断伸びを持つ鋳造ストリップの50mmゲージサンプルから得られた比較できる結果をプロットしている。図10及び11にプロットしたデータは、高伸びの出発材料では最高80%までの冷間圧下で引張り強さ700MPa及び破断伸び値8%〜12%を達成できることを示している。しかしながら、低伸びの出発材料(約20%伸び)では、冷間圧下を最大60%に制限する必要がある。ストリップを巻取る温度を増加させることにより鋳放し材料の高伸びを促進することができる。この理由のため、巻取り温度が650℃を超えるのが好ましい。更に詳しくは、少なくとも700℃の巻取り温度が好ましい。
【0047】
図12及び13は、残留物の多い珪素/マンガンキルドプレーン炭素鋼、具体的には、0.2Cr、0.2Ni、0.2Mo、0.2Sn及び0.5Cuの最大残留物を有する鋼からの双ロール鋳造で造られるストリップについて実験から得られるデータを提供する。ストリップは鋳造速度55m/分で鋳造され、1050℃で25%圧下にインライン熱間圧延された。熱間圧延コイルの種々のサンプルが、次いで、20%、40%、60%及び80%圧下に冷間圧延され、500℃〜800℃の種々の焼きなまし温度で焼きなまされた。図12は焼きなまし時のサンプルの測定引っ張り強さの展開を示し、図13は焼きなまし時の全伸びの展開を示す。このデータは、焼きなまし温度600℃〜660℃での冷間圧延圧下20%〜60%について引張り強さ値が700〜850MPa、伸び値が8%〜12%(50mmゲージで)あることを示している。残留物が再結晶化の開始を激しく遅らせ、それにより、焼きなまし時に再結晶化が観測されることなく600℃〜660℃の高い焼きなまし温度を用いることができた。これらの結果は、残留物が著しく有益であって、特性の範囲拡大を生み出すことができることを示している。更に又、残留物を多く含むことが低マンガン含量・低珪素含量での工作物の硬化減少に相殺でき、アルミニウムキルドプレーン炭素鋼に引張り強さと伸び値の所要のバランスを与えることすらできる。
【図面の簡単な説明】
【図1】 インライン熱間圧延機とコイラを組み入れたストリップ鋳造設備を示す。
【図2】 双ロールストリップ鋳造装置の詳細を示す。
【図3】 巻戻し及び冷間圧延設備を示す。
【図4】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図5】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図6】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図7】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図8】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧延圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図9】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図10】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図11】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図12】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図13】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
Claims (18)
- 以下の組成を備えた珪素/マンガンキルド鋼であるプレーン炭素鋼を双ロール鋳造装置で5mm厚以下のストリップ(12)に連続鋳造して前記双ロール鋳造装置から出し、
炭素 0.02〜0.08重量%
珪素 0.5重量%以下
マンガン 1.0重量%以下
残留/付随不純物 1.0重量%以下
鉄 残り
ストリップ(12)を巻取り、
ストリップ(12)を巻戻し、
巻戻されたストリップ(12)を冷間圧延し、
冷間圧延されたストリップ(12)を焼きなまして、内部に応力軽減微構造を生み出し、
冷間圧延により、ストリップ(12)の引張り強さを少なくとも680MPaに増加させるのに充分な範囲であり、しかも、前記焼きなまし後のストリップ(12)の全破断伸びを8%〜12%の範囲とするような、冷間圧下を生み出すことからなる、鋼ストリップ製造方法。 - ストリップ(12)の引張り強さを少なくとも700MPaに増加した、請求項1に記載の方法。
- 冷間圧延により、40%〜80%の範囲のストリップ板厚冷間圧下を生み出す、請求項1に記載の方法。
- 前記焼きなましにより、再結晶化が10%以下、破断伸びが少なくとも10%の応力軽減微構造を生み出す、請求項1に記載の方法。
- 焼きなまし温度が500℃〜600℃の範囲である、請求項4に記載の方法。
- 連続鋳造したストリップ(12)を、巻取り前にインライン熱間圧延する、請求項1乃至5のいずれかに記載の方法。
- 熱間圧延により、40%以下のストリップ板厚減少を生み出す、請求項6に記載の方法。
- 冷間圧延により、40%〜60%の範囲のストリップ厚減少を生み出す、請求項6に記載の方法。
- ストリップ(12)を、圧延前2mm以下の板厚に連続鋳造する、請求項1に記載の方法。
- ストリップ(12)を、圧延前1.5mm以下の板厚に連続鋳造し、前記冷間圧延により0.4mm〜1mmの範囲の板厚に圧下する、請求項9に記載の方法。
- プレーン炭素鋼が以下の組成を有する珪素/マンガンキルド鋼である、請求項1に記載の方法。
炭素 0.02〜0.08重量%
マンガン 0.30〜0.80重量%
珪素 0.10〜0.40重量%
硫黄 0.005〜0.05重量%
アルミニウム <0.01重量%
鉄 残り - 鋼のマンガン含量が0.6重量%、珪素含量が0.3重量%である、請求項11に記載の方法。
- 5mm厚以下に双ロール連続鋳造し、続いて冷間圧延することにより製造されたプレーン炭素鋼ストリップであり、該ストリップは最終引張り強さが少なくとも680MPa、破断伸びが8%〜12%の範囲であり、前記炭素鋼が以下の組成を備える珪素/マンガンキルド鋼である、プレーン炭素鋼ストリップ。
炭素 0.02〜0.08重量%
珪素 0.5重量%以下
マンガン 1.0重量%以下
残留/付随不純物 1.0重量%以下
鉄 残り - 引張り強さが少なくとも700MPaである、請求項13に記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
- 板厚が0.2mm〜1.0mmの範囲である、請求項13又は請求項14に記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
- 破断伸びが少なくとも10%である、請求項13乃至15のいずれかに記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
- プレーン炭素鋼が、以下の組成を有する珪素/マンガンキルド鋼である、請求項13〜15のいずれかに記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
炭素 0.02〜0.08重量%
マンガン 0.30〜0.80重量%
珪素 0.10〜0.40重量%
硫黄 0.005〜0.05重量%
アルミニウム <0.01重量%
鉄 残り - 鋼のマンガン含量が0.6重量%、珪素含量が0.3重量%である、請求項17に記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
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