JPH03291136A - 薄板連続鋳造法による微細フェライト結晶粒組織を有する炭素鋼の製造方法 - Google Patents
薄板連続鋳造法による微細フェライト結晶粒組織を有する炭素鋼の製造方法Info
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- JPH03291136A JPH03291136A JP8921490A JP8921490A JPH03291136A JP H03291136 A JPH03291136 A JP H03291136A JP 8921490 A JP8921490 A JP 8921490A JP 8921490 A JP8921490 A JP 8921490A JP H03291136 A JPH03291136 A JP H03291136A
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Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は薄板連続鋳造法、特に双ロール連続鋳造法によ
り、微細なフェライト結晶粒組織をＨする炭素鋼を製造
する方法に関するものである。
り、微細なフェライト結晶粒組織をＨする炭素鋼を製造
する方法に関するものである。
（従来の技術）
従来鋳片の製造はインゴット法から、製造効率の高い連
続鋳造法に代り、現状特殊な合金鋼の製造を除いて商用
鋼材の製造には、この連続鋳造法が主流となっている。
続鋳造法に代り、現状特殊な合金鋼の製造を除いて商用
鋼材の製造には、この連続鋳造法が主流となっている。
周知のように、この連続鋳造法は厚さ２００〜３００關
の断面矩形の鋳片を連続的に製造しこれを切断したスラ
ブを熱間圧延−冷間圧延等の圧延処理を行い、所定の板
厚としてストリップ製品を製造している。すなわち、厚
い鋳片から薄い特性のすぐれたストリップ製品にするま
でには、熱間圧延における再結晶、冷延板の再結晶焼鈍
などにより、鋼細織の微細化を計っている。
の断面矩形の鋳片を連続的に製造しこれを切断したスラ
ブを熱間圧延−冷間圧延等の圧延処理を行い、所定の板
厚としてストリップ製品を製造している。すなわち、厚
い鋳片から薄い特性のすぐれたストリップ製品にするま
でには、熱間圧延における再結晶、冷延板の再結晶焼鈍
などにより、鋼細織の微細化を計っている。
一方従来の連続鋳造法における大型設備、エネルギーを
見直し、作業工程の効率化、省エネ化を目的に、薄鋳片
の製造法が盛んに研究され一部開発されつつある。例え
ばベルト式、あるいはキャタピラ式の連続鋳造法が提案
されているが、これらは何れも数ｌｏｓｍ厚の薄鋳片を
製造しようとするものであり、その後のストリップ製品
を製造するには、従来の連続鋳造法によるものよりは簡
略化されるもの＼、熱間圧延や冷間圧延は必須の工程で
あり、これら工程を経ることにより所望の特性を有する
ストリップ製品を得ることが可能となる。
見直し、作業工程の効率化、省エネ化を目的に、薄鋳片
の製造法が盛んに研究され一部開発されつつある。例え
ばベルト式、あるいはキャタピラ式の連続鋳造法が提案
されているが、これらは何れも数ｌｏｓｍ厚の薄鋳片を
製造しようとするものであり、その後のストリップ製品
を製造するには、従来の連続鋳造法によるものよりは簡
略化されるもの＼、熱間圧延や冷間圧延は必須の工程で
あり、これら工程を経ることにより所望の特性を有する
ストリップ製品を得ることが可能となる。
また、近時、双ロール法による連続鋳造法が提案され、
数ｎ以下の薄い鋳片の製造が試みられている。これによ
れば、ストリップ製品を熱間圧延工程を経ることなく製
造することが可能となるためコストメリットを充分享受
できるが、前述の連続鋳造により製造された鋼のように
、細粒化処理工程が少く、すなわち鋳造組織を直接冷間
圧延したものは、微細物−ｍ織が充分に得られないとい
う問題点がある。
数ｎ以下の薄い鋳片の製造が試みられている。これによ
れば、ストリップ製品を熱間圧延工程を経ることなく製
造することが可能となるためコストメリットを充分享受
できるが、前述の連続鋳造により製造された鋼のように
、細粒化処理工程が少く、すなわち鋳造組織を直接冷間
圧延したものは、微細物−ｍ織が充分に得られないとい
う問題点がある。
（発明が解決しようとする課題）
一般に鋳片の凝固過程において、生成する組織は粗大で
あり、急冷凝固される薄鋳片においても、大型鋳片より
は微細化されるが粗粒鋳造組織である。また鋼の冷却過
程においてオーステナイトからフェライトへ変態する場
合に、オーステナイト結晶粒界から粗大なフェライトが
析出し、組織の粗大化は免れない。このような粗大組織
もオーステナイト温度に加熱し、熱間加工（圧延）して
歪を与え、再結晶させることにより微細化でき、その結
果フェライト組織も微細結晶粒となる。
あり、急冷凝固される薄鋳片においても、大型鋳片より
は微細化されるが粗粒鋳造組織である。また鋼の冷却過
程においてオーステナイトからフェライトへ変態する場
合に、オーステナイト結晶粒界から粗大なフェライトが
析出し、組織の粗大化は免れない。このような粗大組織
もオーステナイト温度に加熱し、熱間加工（圧延）して
歪を与え、再結晶させることにより微細化でき、その結
果フェライト組織も微細結晶粒となる。
しかしながら本発明は、双ロール法などの薄板連続鋳造
法によって製造した薄鋳片を、熱間圧延を省略して直接
冷延処理するために、鋳片そのちの＼組織を、従来の熱
延工程におけると同様に細粒組織とする必要がある。
法によって製造した薄鋳片を、熱間圧延を省略して直接
冷延処理するために、鋳片そのちの＼組織を、従来の熱
延工程におけると同様に細粒組織とする必要がある。
すなわち本発明は、薄鋳りの製造に際し、急冷凝固する
鋳片中に、微細析出する各種介在物を利用し、結晶粒の
成長を抑制すると共にオーステナイト（γ）−フェライ
ト（α）変態核となる酸化物、硫化物を微細分散させて
さらに微細なフェライト結晶粒を得る方法を堤供するも
のである。
鋳片中に、微細析出する各種介在物を利用し、結晶粒の
成長を抑制すると共にオーステナイト（γ）−フェライ
ト（α）変態核となる酸化物、硫化物を微細分散させて
さらに微細なフェライト結晶粒を得る方法を堤供するも
のである。
（課題を解決するための手段）
本発明は、上記目的を達成するために以下の構成を要旨
とする。すなわち、 薄板連続鋳造法による炭素鋼の鋳造において、溶鋼中に
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｒ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少くとも１種を添
加し、その濃度〔％Ｘ〕が次式を満足すると共に〔％Ｍ
ｎ）Ｘ（％Ｓ〕が５×１０−４〜５ Ｘ １０−２の範
囲に含有することを特徴とする微細なフェライト結晶粒
組織を有する炭素鋼の製造方法。
とする。すなわち、 薄板連続鋳造法による炭素鋼の鋳造において、溶鋼中に
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｒ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少くとも１種を添
加し、その濃度〔％Ｘ〕が次式を満足すると共に〔％Ｍ
ｎ）Ｘ（％Ｓ〕が５×１０−４〜５ Ｘ １０−２の範
囲に含有することを特徴とする微細なフェライト結晶粒
組織を有する炭素鋼の製造方法。
２．２Ｘ １０−’／（（％Ｍｎ ）Ｘ （％Ｓ） ）
０．６３≦〔％Ｘ：ｌ≦１本発明において製造する鋳
片は、通常の炭素鋼であるが、特に冷間加工性のよい低
炭素鋼を対象とするのが好ましい。この鋼を！１２造す
るｇ造法は、厚さ１０ｍｙａ以下、好ましくは５ｍｍ以
下の鋳片を連続的に製造する方法であり、これには双ロ
ール連続鋳造法が好適である。しかしこれに限定するも
のでなく、前記薄鋳片の製造が可能であれば、特に制約
をしない。
０．６３≦〔％Ｘ：ｌ≦１本発明において製造する鋳
片は、通常の炭素鋼であるが、特に冷間加工性のよい低
炭素鋼を対象とするのが好ましい。この鋼を！１２造す
るｇ造法は、厚さ１０ｍｙａ以下、好ましくは５ｍｍ以
下の鋳片を連続的に製造する方法であり、これには双ロ
ール連続鋳造法が好適である。しかしこれに限定するも
のでなく、前記薄鋳片の製造が可能であれば、特に制約
をしない。
（作 用）
通常溶鋼中には、酸素（Ｏ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）
等の不純物が存在する。これらが鋼中に固溶していると
、鋼の特性に種々の悪影響を与えるため、これらを固定
して無害化する方策がとられるのが一般的である。
等の不純物が存在する。これらが鋼中に固溶していると
、鋼の特性に種々の悪影響を与えるため、これらを固定
して無害化する方策がとられるのが一般的である。
本発明は、双ロール法のような薄鋳片の連続鋳造法では
、鋳片が急冷凝固する点に着眼し、前記溶鋼中の不純物
元素を無害化するだけでなく、これを特殊な元素を添加
して微細な析出物として利用するものである。すなわち
、溶鋼にＴｉ、Ｚｒ。
、鋳片が急冷凝固する点に着眼し、前記溶鋼中の不純物
元素を無害化するだけでなく、これを特殊な元素を添加
して微細な析出物として利用するものである。すなわち
、溶鋼にＴｉ、Ｚｒ。
Ｈ「、Ｙ、Ｌａ 、Ｃｅ（以下Ｘ元素という）の少くと
も１種を添加し、またＭｎ含有量（％ＭｎＸ％Ｓ）を特
定して、前記鋳造法による急冷凝固によって、酸化物、
硫化物或は窒化物、炭化物を、凝固完了後、結ＡＭ粒先
および結晶粒内に微細置物−に析出分散させるものであ
り、この結果、凝固後、粒界に析出した前記介在物によ
り凝固δ相、およびオーステナイト（γ）相の粒成長を
抑制し、さらにオーステナイト結晶粒内に析出させた微
細酸化物、硫化物を変態核としてγ−α変！！！特に微
細フェライト結晶を生成させしめて、鋳片α組織を微細
化するものである。
も１種を添加し、またＭｎ含有量（％ＭｎＸ％Ｓ）を特
定して、前記鋳造法による急冷凝固によって、酸化物、
硫化物或は窒化物、炭化物を、凝固完了後、結ＡＭ粒先
および結晶粒内に微細置物−に析出分散させるものであ
り、この結果、凝固後、粒界に析出した前記介在物によ
り凝固δ相、およびオーステナイト（γ）相の粒成長を
抑制し、さらにオーステナイト結晶粒内に析出させた微
細酸化物、硫化物を変態核としてγ−α変！！！特に微
細フェライト結晶を生成させしめて、鋳片α組織を微細
化するものである。
双ロール法による薄鋳片連続鋳造法では、例えば鋳片厚
さ２關のときの鋳片中心部冷却速度は凝固開始温度から
１０００℃の範囲で平均してはｖ１００℃／秒という急
冷になる。そのため添加してＸ元素やＭｎと結合して析
出する酸化物、硫化物系の介在物は、極めて微細であり
、これらの微細介在物が凝固過程で形成されるδ相や、
γ相、結晶粒生長の抑止剤の役割を果たす。
さ２關のときの鋳片中心部冷却速度は凝固開始温度から
１０００℃の範囲で平均してはｖ１００℃／秒という急
冷になる。そのため添加してＸ元素やＭｎと結合して析
出する酸化物、硫化物系の介在物は、極めて微細であり
、これらの微細介在物が凝固過程で形成されるδ相や、
γ相、結晶粒生長の抑止剤の役割を果たす。
このことは本発明者らがすでに明らかにしている。すな
わち、本発明者らは、鋼組織を微細化する有効な手段と
して、鋼中に均一に分散させた微細な介在物を変態核と
して、オーステナイト粒内に微細なフェライト（Ｉｎｔ
ｒａｇｒａｎｕｌａｒ ＦｅｒｒｉｔｅＰｌａｔｅ 、
以下ＩＦＰという。）を生成させることを提案した（例
えば特り５ｎ昭ｌｉｔ −２３８９４（１号公報参照）
。つまり、フェライト変態核の一つにＭｎＳがあり、多
数のＭｎＳを鋼中に微細ｌＩ）散させることにより、こ
れを核として析出するフェライト結晶粒が微細化するこ
とを確めた。また、このＭｎＳの微細均一な分散析出に
は、脱酸生成物を核とすることが有効であることがわか
った（特開平１−２２８６４３号公報）。
わち、本発明者らは、鋼組織を微細化する有効な手段と
して、鋼中に均一に分散させた微細な介在物を変態核と
して、オーステナイト粒内に微細なフェライト（Ｉｎｔ
ｒａｇｒａｎｕｌａｒ ＦｅｒｒｉｔｅＰｌａｔｅ 、
以下ＩＦＰという。）を生成させることを提案した（例
えば特り５ｎ昭ｌｉｔ −２３８９４（１号公報参照）
。つまり、フェライト変態核の一つにＭｎＳがあり、多
数のＭｎＳを鋼中に微細ｌＩ）散させることにより、こ
れを核として析出するフェライト結晶粒が微細化するこ
とを確めた。また、このＭｎＳの微細均一な分散析出に
は、脱酸生成物を核とすることが有効であることがわか
った（特開平１−２２８６４３号公報）。
通常、溶鋼の脱酸処理はＡｆｉの添加によりｊテなわれ
るが、脱酸生成物のＡＮ２０３は比重か小さく、かつ凝
集しやすいため直ちに浮上する。そのため、ＭｎＳの析
出個数は非常に少なく、微細均一化は期待できない。
るが、脱酸生成物のＡＮ２０３は比重か小さく、かつ凝
集しやすいため直ちに浮上する。そのため、ＭｎＳの析
出個数は非常に少なく、微細均一化は期待できない。
本発明は、溶鋼中に強脱酸元素としてＸ成分であるＴｉ
、Ｚｒ、Ｈｒ 、Ｙ、ＬａおよびＣｅの少くとも１種
を添加するものであり、すなわち、各Ｘ元素は、それ自
体、溶鋼中の酸素と反応し、或はＭｎＯ，Ｓｉｇｈの一
部を還元し、Ｔｉ２０．、ＺｒＯ２，ＨｆＯ２，Ｙ２０
３゜Ｌａ２０３ 、Ｃｅ２０３となって微ｔｍに分散す
る。
、Ｚｒ、Ｈｒ 、Ｙ、ＬａおよびＣｅの少くとも１種
を添加するものであり、すなわち、各Ｘ元素は、それ自
体、溶鋼中の酸素と反応し、或はＭｎＯ，Ｓｉｇｈの一
部を還元し、Ｔｉ２０．、ＺｒＯ２，ＨｆＯ２，Ｙ２０
３゜Ｌａ２０３ 、Ｃｅ２０３となって微ｔｍに分散す
る。
これらの複合酸化物は、Ｍｎ０−５ｉ０２酸化物より、
比重が大きいので浮上しに＜＜、溶鋼中に分散残留する
。その結果、これらの酸化物上に急冷凝固時に析出する
ＭｎＳも多く、かつ微細化される。
比重が大きいので浮上しに＜＜、溶鋼中に分散残留する
。その結果、これらの酸化物上に急冷凝固時に析出する
ＭｎＳも多く、かつ微細化される。
このようにして製造した本発明法による鋳片は、直接冷
間圧延しても、粗大なフェライト粒にならず、表面肌あ
れや伸びの異方性を解消できる。
間圧延しても、粗大なフェライト粒にならず、表面肌あ
れや伸びの異方性を解消できる。
本発明がＸ元素及びＳとの関係でＭｎＱを規定したのは
次の実験結果に基づく。
次の実験結果に基づく。
Ｃ： ０．０１〜０．１％、Ｓ ｉ：０．０１〜０．２
％、Ｍｎ：０．２〜１，２％、残部実質的にＦｃよりな
る溶鋼を溶製し、これにＳ ：０．００５〜０．１％、
さらにＴｉ。
％、Ｍｎ：０．２〜１，２％、残部実質的にＦｃよりな
る溶鋼を溶製し、これにＳ ：０．００５〜０．１％、
さらにＴｉ。
Ｚｒ、Ｈｆ’、Ｙ、ＬａおよびＣｅ （Ｘ元素）が０
．００５〜１％になるように添加し、第１表に示す成分
構成となるように試料（溶鋼）を調整した。
．００５〜１％になるように添加し、第１表に示す成分
構成となるように試料（溶鋼）を調整した。
これらの溶鋼を、第１図にそのＲ便を示す双ロール連続
鋳造装置によって鋳片を製造した。すなわち、内部冷却
される左右の冷却ロール１，２とサイドダム（せき）３
により溶鋼ブール４を形成し、回転する冷却ロール１．
２の外周で冷却された溶鋼は、凝固シェル５を生成しな
がら薄肉鋳片６となって前記ロール１，２より引き出さ
れる。この際の注入溶鋼温度は１６００℃、冷却ロール
１．２の回転速度は４５ｒｐｍ、鋳片厚さは１．５ｍｍ
であった。
鋳造装置によって鋳片を製造した。すなわち、内部冷却
される左右の冷却ロール１，２とサイドダム（せき）３
により溶鋼ブール４を形成し、回転する冷却ロール１．
２の外周で冷却された溶鋼は、凝固シェル５を生成しな
がら薄肉鋳片６となって前記ロール１，２より引き出さ
れる。この際の注入溶鋼温度は１６００℃、冷却ロール
１．２の回転速度は４５ｒｐｍ、鋳片厚さは１．５ｍｍ
であった。
このようにして製造した第１表に示す成分の各試片につ
いて、添加成分〔％Ｘ〕と、ｃ％Ｍｌ） Ｘ ［％Ｓ〕
の関係を第２図に示した。またこれらの各試料について
のフェライト結晶粒度を測定し、第１表及び第２図に１
００μｍ以上の粗大フェライト粒のあるものを×印それ
のないものを○印で示した。図中の線Ｂはｔ００μｓ以
上のフェライト粗大粒を有する試料を区分する境界線で
あり、Ｍｎ、Ｓとの関係からこれは２．２Ｘ１０−’／
（Ｃ％Ｍｎ）Ｘ［％Ｓ〕） ０．６３であられされる
。すなわち１００μｓ以下の微細フェライト結晶粒を得
る下限となる。
いて、添加成分〔％Ｘ〕と、ｃ％Ｍｌ） Ｘ ［％Ｓ〕
の関係を第２図に示した。またこれらの各試料について
のフェライト結晶粒度を測定し、第１表及び第２図に１
００μｍ以上の粗大フェライト粒のあるものを×印それ
のないものを○印で示した。図中の線Ｂはｔ００μｓ以
上のフェライト粗大粒を有する試料を区分する境界線で
あり、Ｍｎ、Ｓとの関係からこれは２．２Ｘ１０−’／
（Ｃ％Ｍｎ）Ｘ［％Ｓ〕） ０．６３であられされる
。すなわち１００μｓ以下の微細フェライト結晶粒を得
る下限となる。
このように、本発明において、フェライト結晶粒を微細
す°るのは、製品の表面肌あれ発生を防止し、例えば自
動車ボディ用冷延鋼板に必要な加工性、塗装性を充分満
足できるものである。第２図の線Ａは、Ｘ元素の添加上
限であり、これ以上添加すると製品の伸びが劣化し、溶
接性も低下するからであり、このような１象は、〔％Ｍ
ｎ）Ｘ〔％Ｓ〕についても同様であり、この積が５×１
０−２以上にすべきではない。また〔％Ｍｎ）〔％Ｓ〕
を５ Ｘ ＩＯ−’以上としたのは、鋼のγ→α変態に
おける前記ＭｎＳの効果が光揮されず、フェライト粒の
微細組織が得られないからである。
す°るのは、製品の表面肌あれ発生を防止し、例えば自
動車ボディ用冷延鋼板に必要な加工性、塗装性を充分満
足できるものである。第２図の線Ａは、Ｘ元素の添加上
限であり、これ以上添加すると製品の伸びが劣化し、溶
接性も低下するからであり、このような１象は、〔％Ｍ
ｎ）Ｘ〔％Ｓ〕についても同様であり、この積が５×１
０−２以上にすべきではない。また〔％Ｍｎ）〔％Ｓ〕
を５ Ｘ ＩＯ−’以上としたのは、鋼のγ→α変態に
おける前記ＭｎＳの効果が光揮されず、フェライト粒の
微細組織が得られないからである。
これらの限定を第３図の線Ａ、Ｃ，Ｄにそれぞれ示した
。このＡ、 Ｂ、 Ｃ，Ｄの各線で囲まれた範囲が
本発明の範囲である。
。このＡ、 Ｂ、 Ｃ，Ｄの各線で囲まれた範囲が
本発明の範囲である。
第３図にベース成分をＣ： ０．０５％、Ｓ ｉ：０．
０１％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ ：０．０１５％、Ｓ
：０．００５％、Ａρ ：０．０２％とした試＄４（ａ
）に、Ｓを０．０２％に添加した試料（ｂ）およびＳ
： ０．０２％、Ｚ ｒ：０．０９％添加した試料（ｃ
）を作成し、これらの顕微鏡拡大＃］織を図示した。試
料（ａ）−節３図（ａ）−は、１００如以上のフェライ
ト粒が３３％、存在する粗大組織であり、特性が悪い。
０１％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ ：０．０１５％、Ｓ
：０．００５％、Ａρ ：０．０２％とした試＄４（ａ
）に、Ｓを０．０２％に添加した試料（ｂ）およびＳ
： ０．０２％、Ｚ ｒ：０．０９％添加した試料（ｃ
）を作成し、これらの顕微鏡拡大＃］織を図示した。試
料（ａ）−節３図（ａ）−は、１００如以上のフェライ
ト粒が３３％、存在する粗大組織であり、特性が悪い。
試料（ｂ）−第３図（ｂ）−は試料（ａ）にＳを添加し
、ＭｎＳを形成させたものであるが１００ｔｕｎ以上の
フェライト粒は１８％に減少しているもの＼粗粒であり
、表面肌あれがみられた。試料（ｃ）−第３図（ｃ）−
は本発明対象材であり、微細なＭｎＳとＺｒＯ２の析出
効果によりフェライト粒度も微細となり、１１００ｔ１
以上の粗大粒はみられなかった。このような鋳片を冷間
圧延した結果、表面肌あれらなく表面性状の極めてすぐ
れた鋼板が得られた。
、ＭｎＳを形成させたものであるが１００ｔｕｎ以上の
フェライト粒は１８％に減少しているもの＼粗粒であり
、表面肌あれがみられた。試料（ｃ）−第３図（ｃ）−
は本発明対象材であり、微細なＭｎＳとＺｒＯ２の析出
効果によりフェライト粒度も微細となり、１１００ｔ１
以上の粗大粒はみられなかった。このような鋳片を冷間
圧延した結果、表面肌あれらなく表面性状の極めてすぐ
れた鋼板が得られた。
（発明の効果）
以上説明しまたように、本発明は、双ロール法のような
薄鋳片連続鋳造法によって鋳片を製造するにあたり、Ｍ
ｎ、Ｓの成分を規定し特殊元素（Ｘ）を添加することに
よって、凝固過程で凝固変態相の粒界および粒内に微細
な化合物（酸化物、硫化物あるいは窒化物、炭化物）等
を析出させ、結晶粒の粗大成長を抑制すると共に微細化
を計ることができる。すなわち薄鋳片から直接冷間圧延
した製品は微細なツユライト組織となって表面性状、加
］″、性等、すぐれた従来並みあるいはそれ以上の材質
となり、かつこれらが極めて安価に安定して製造できる
。
薄鋳片連続鋳造法によって鋳片を製造するにあたり、Ｍ
ｎ、Ｓの成分を規定し特殊元素（Ｘ）を添加することに
よって、凝固過程で凝固変態相の粒界および粒内に微細
な化合物（酸化物、硫化物あるいは窒化物、炭化物）等
を析出させ、結晶粒の粗大成長を抑制すると共に微細化
を計ることができる。すなわち薄鋳片から直接冷間圧延
した製品は微細なツユライト組織となって表面性状、加
］″、性等、すぐれた従来並みあるいはそれ以上の材質
となり、かつこれらが極めて安価に安定して製造できる
。
第１図は、双ロール薄鋳片連続装置の概略図、汎
第２図は結晶粒厚におよぼすＸ元素と、〔％Ｍｎ）〔％
Ｓ〕の関係を示す図、第３図（ａ） 、（ｂ） 、（ｃ
）はＢ 薄鋳片より製造した鋼板の顕微鏡拡大組織＃貴である。
Ｓ〕の関係を示す図、第３図（ａ） 、（ｂ） 、（ｃ
）はＢ 薄鋳片より製造した鋼板の顕微鏡拡大組織＃貴である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 薄板連続鋳造法による炭素鋼の鋳造において、溶鋼中に
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少くとも１種を添
加し、その濃度〔％Ｘ〕が次式を満足すると共に〔％Ｍ
ｎ〕×〔％Ｓ〕が５×１０＾−＾４〜５×１０＾−＾２
の範囲になるように含有させることを特徴とする微細な
フェライト結晶粒組織を有する炭素鋼の製造方法。 ２．２×１０＾−＾４／（〔％Ｍｎ〕×〔％Ｓ〕）＾０
＾．＾６＾３≦〔％Ｘ〕≦１
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8921490A JPH03291136A (ja) | 1990-04-05 | 1990-04-05 | 薄板連続鋳造法による微細フェライト結晶粒組織を有する炭素鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8921490A JPH03291136A (ja) | 1990-04-05 | 1990-04-05 | 薄板連続鋳造法による微細フェライト結晶粒組織を有する炭素鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03291136A true JPH03291136A (ja) | 1991-12-20 |
Family
ID=13964471
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8921490A Pending JPH03291136A (ja) | 1990-04-05 | 1990-04-05 | 薄板連続鋳造法による微細フェライト結晶粒組織を有する炭素鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03291136A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1995005909A1 (fr) * | 1992-02-26 | 1995-03-02 | Nippon Steel Corporation | Metal coule en continu contenant de tres petites particules en dispersion et de l'acier |
| JP2004195522A (ja) * | 2002-12-19 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 双ドラム式連続鋳造法で得た低炭素鋼薄肉鋳片、低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-04-05 JP JP8921490A patent/JPH03291136A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1995005909A1 (fr) * | 1992-02-26 | 1995-03-02 | Nippon Steel Corporation | Metal coule en continu contenant de tres petites particules en dispersion et de l'acier |
| JP2004195522A (ja) * | 2002-12-19 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 双ドラム式連続鋳造法で得た低炭素鋼薄肉鋳片、低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
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