JP2000273581A - 極低炭素鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 - Google Patents
極低炭素鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法Info
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- JP2000273581A JP2000273581A JP11079835A JP7983599A JP2000273581A JP 2000273581 A JP2000273581 A JP 2000273581A JP 11079835 A JP11079835 A JP 11079835A JP 7983599 A JP7983599 A JP 7983599A JP 2000273581 A JP2000273581 A JP 2000273581A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】Ｎｂを含有しないでも、溶融亜鉛めっきの耐パ
ウダリング性が優れている超低炭素鋼板を製造する事が
可能な連続鋳造スラブとその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：０．００３％以下、 Ｔｉ：０．０２
〜０．１％で表面から１０ｍｍまでのＰの含有量が０．
０２〜０．０６％でかつ表面から２０ｍｍよりも内部の
Ｐが０．０１％以下である鋳片。鋳型の下部に配された
電磁ブレーキと上部の鋳型内の溶鋼を撹拌する電磁撹拌
装置と、電磁ブレーキよりも下方に吐出孔を有する浸漬
ノズルとを有する連続鋳造機を用いて、電磁ブレーキよ
りも上部の溶鋼にＰ成分を添加しながら浸漬ノズルから
極低炭素溶鋼を供給する。
ウダリング性が優れている超低炭素鋼板を製造する事が
可能な連続鋳造スラブとその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：０．００３％以下、 Ｔｉ：０．０２
〜０．１％で表面から１０ｍｍまでのＰの含有量が０．
０２〜０．０６％でかつ表面から２０ｍｍよりも内部の
Ｐが０．０１％以下である鋳片。鋳型の下部に配された
電磁ブレーキと上部の鋳型内の溶鋼を撹拌する電磁撹拌
装置と、電磁ブレーキよりも下方に吐出孔を有する浸漬
ノズルとを有する連続鋳造機を用いて、電磁ブレーキよ
りも上部の溶鋼にＰ成分を添加しながら浸漬ノズルから
極低炭素溶鋼を供給する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】Ｃが０．００３％以下で、更
にＴｉあるいはＮｂを添加してＣとＮを固定した鋼はＩ
Ｆ鋼（Interstitial free鋼）と称せられ、自動車用鋼
板等として広く用いられている。本発明はこのＩＦ鋼の
製造に供せられる連続鋳造鋳片とその製造方法に関す
る。
にＴｉあるいはＮｂを添加してＣとＮを固定した鋼はＩ
Ｆ鋼（Interstitial free鋼）と称せられ、自動車用鋼
板等として広く用いられている。本発明はこのＩＦ鋼の
製造に供せられる連続鋳造鋳片とその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】ＩＦ鋼は、冷間圧延後に溶融亜鉛めっき
を施す事が多い。Ｔｉを用いてＣとＮを固定したＩＦ鋼
は、溶融亜鉛めっきに際して加工性に有害なΓ相が生成
し易く、このために、溶融亜鉛めっき後の成形加工に際
して、溶融亜鉛めっき相が粉となって剥がれ落ちる、い
わゆるパウダリング現象が発生し易い。このパウダリン
グ現象は、ＣとＮの固定のためにＴｉとＮｂを併用する
事により解消する。これ等の理由で、ＩＦ鋼にはＴｉの
みを含有するものとＴｉとＮｂとを併せ含有するものと
がある。Ｎｂを用いないでＴｉのみを使用して、パウダ
リングを低減防止することができると、２品種を統合し
て１品種とすることができるために、品質管理上、工程
管理上極めて好ましいが、従来技術には有効な方法の示
唆に足る記載はない。
を施す事が多い。Ｔｉを用いてＣとＮを固定したＩＦ鋼
は、溶融亜鉛めっきに際して加工性に有害なΓ相が生成
し易く、このために、溶融亜鉛めっき後の成形加工に際
して、溶融亜鉛めっき相が粉となって剥がれ落ちる、い
わゆるパウダリング現象が発生し易い。このパウダリン
グ現象は、ＣとＮの固定のためにＴｉとＮｂを併用する
事により解消する。これ等の理由で、ＩＦ鋼にはＴｉの
みを含有するものとＴｉとＮｂとを併せ含有するものと
がある。Ｎｂを用いないでＴｉのみを使用して、パウダ
リングを低減防止することができると、２品種を統合し
て１品種とすることができるために、品質管理上、工程
管理上極めて好ましいが、従来技術には有効な方法の示
唆に足る記載はない。
【０００３】特開昭６１−２６６１６３号公報は、鋳型
内のパウダー層にＰ成分を添加し、鋳片の表層部のＰ含
有量を高める方法を記載している。即ちＰ成分を添加す
る事により、Ｐの含有量が高いフラックスを凝固シェル
と鋳型壁との間の隙間に流入させる。このＰの高いフラ
ックス中のＰは凝固シェル中に拡散し、表面から４〜６
ｍｍの鋳片の表層部にＰの含有量が０．０２〜０．０５
％のＰの濃化層を形成する。尚この方法ではＰの濃化層
は、熱間圧延時にスケールとなるものであり、熱間圧延
後に残留させるものではない。
内のパウダー層にＰ成分を添加し、鋳片の表層部のＰ含
有量を高める方法を記載している。即ちＰ成分を添加す
る事により、Ｐの含有量が高いフラックスを凝固シェル
と鋳型壁との間の隙間に流入させる。このＰの高いフラ
ックス中のＰは凝固シェル中に拡散し、表面から４〜６
ｍｍの鋳片の表層部にＰの含有量が０．０２〜０．０５
％のＰの濃化層を形成する。尚この方法ではＰの濃化層
は、熱間圧延時にスケールとなるものであり、熱間圧延
後に残留させるものではない。
【０００４】特開平８−２９０２３６号公報は、電磁ブ
レーキと電磁撹拌装置と電磁ブレーキよりも下方に吐出
孔を有する浸漬ノズルとを有する連続鋳造装置を用い
て、合金元素を添加する連続鋳造方法を記載している。
この方法の合金元素の添加は、合金元素を含有させたパ
ウダーを使用する事によって行うとあるが、Ｐの添加方
法については記載がない。
レーキと電磁撹拌装置と電磁ブレーキよりも下方に吐出
孔を有する浸漬ノズルとを有する連続鋳造装置を用い
て、合金元素を添加する連続鋳造方法を記載している。
この方法の合金元素の添加は、合金元素を含有させたパ
ウダーを使用する事によって行うとあるが、Ｐの添加方
法については記載がない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｎｂを用い
ないでＴｉのみを用いて、パウダリングを低減防止する
事が可能なＩＦ鋼の提供を課題としている。尚通常の方
法では、本発明の上記のＩＦ鋼を製造する事が難しい。
本発明はこのＩＦ鋼の製造方法の提供を併せ課題として
いる。
ないでＴｉのみを用いて、パウダリングを低減防止する
事が可能なＩＦ鋼の提供を課題としている。尚通常の方
法では、本発明の上記のＩＦ鋼を製造する事が難しい。
本発明はこのＩＦ鋼の製造方法の提供を併せ課題として
いる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は（１）表面から
１０ｍｍの位置でのＰの濃度をＰ10、表面から２０ｍｍ
の位置でのＰの濃度をＰ20としたとき、下記の関係が成
り立つことを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片である。 ０．０２％≦Ｐ10≦０．０６％ Ｐ20≦０．０１％。
１０ｍｍの位置でのＰの濃度をＰ10、表面から２０ｍｍ
の位置でのＰの濃度をＰ20としたとき、下記の関係が成
り立つことを特徴とする鋼の連続鋳造鋳片である。 ０．０２％≦Ｐ10≦０．０６％ Ｐ20≦０．０１％。
【０００７】また（２）Ｃ：０．００３％以下、Ｔｉ：
０．０２〜０．１％で、表面から１０ｍｍの位置でのＰ
の濃度が０．０２〜０．０６％で、かつ表面から２０ｍ
ｍの位置でのＰの濃度が０．０１％以下であることを特
徴とする極低炭素鋼の連続鋳造鋳片である。
０．０２〜０．１％で、表面から１０ｍｍの位置でのＰ
の濃度が０．０２〜０．０６％で、かつ表面から２０ｍ
ｍの位置でのＰの濃度が０．０１％以下であることを特
徴とする極低炭素鋼の連続鋳造鋳片である。
【０００８】また（３）鋳片の広幅面の全幅に亘ってそ
の厚みを横切る静磁場を形成する電磁ブレーキを鋳型の
下部あるいは鋳型下に設け、該電磁ブレーキよりも上方
の鋳型内の溶鋼を撹拌する電磁撹拌装置を備え、電磁ブ
レーキの上端よりも下方の位置に吐出孔を有する浸漬ノ
ズルを設け、鉄−燐合金を予め含有させたパウダー及び
又はパウダーとは別に鉄−燐合金を鋳型内湯面上に供給
し、表層から２０ｍｍの位置で、Ｃ：０．００３％以
下、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下の
溶鋼を連続鋳造することを特徴とする、前記（１）また
は（２）に記載の極低炭素鋼の連続鋳造鋳片の製造方法
である。
の厚みを横切る静磁場を形成する電磁ブレーキを鋳型の
下部あるいは鋳型下に設け、該電磁ブレーキよりも上方
の鋳型内の溶鋼を撹拌する電磁撹拌装置を備え、電磁ブ
レーキの上端よりも下方の位置に吐出孔を有する浸漬ノ
ズルを設け、鉄−燐合金を予め含有させたパウダー及び
又はパウダーとは別に鉄−燐合金を鋳型内湯面上に供給
し、表層から２０ｍｍの位置で、Ｃ：０．００３％以
下、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下の
溶鋼を連続鋳造することを特徴とする、前記（１）また
は（２）に記載の極低炭素鋼の連続鋳造鋳片の製造方法
である。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者等はＩＦ鋼について、そ
の耐パウダリング性を調査したきたが、その結果、溶鋼
中にＰを高濃度に含有せしめると、Ｎｂを用いないでＴ
ｉのみを使用しても、耐パウダリング性が顕著に向上す
る事を知得した。表１はその結果の例である。
の耐パウダリング性を調査したきたが、その結果、溶鋼
中にＰを高濃度に含有せしめると、Ｎｂを用いないでＴ
ｉのみを使用しても、耐パウダリング性が顕著に向上す
る事を知得した。表１はその結果の例である。
【００１０】
【表１】
【００１１】表１でＮｏ１〜Ｎｏ５は［Ｐ］の含有量が
０．０２０％以下の比較例である。この際、ＴｉとＮｂ
を併せ含有せしめたＮｏ１，Ｎｏ３，Ｎｏ５は十分な耐
パウダリング性を有するがＮｂを含有せしめないでＴｉ
のみを用いたＮｏ２，Ｎｏ４は耐パウダリング性が不十
分である。Ｎｏ６〜Ｎｏ１１はＰを高濃度に含有せしめ
た例で、［Ｐ］の含有量が０．０２０〜０．０５８％の
例である。この際、Ｎｏ６，Ｎｏ７，Ｎｏ８，Ｎｏ１
０，Ｎｏ１１はＮｂを含有せしめないでＴｉのみを用い
た例であるが、Ｐを高濃度に含有せしめるとＮｂを含有
せしめないでも十分な耐パウダリング性を備えている。
０．０２０％以下の比較例である。この際、ＴｉとＮｂ
を併せ含有せしめたＮｏ１，Ｎｏ３，Ｎｏ５は十分な耐
パウダリング性を有するがＮｂを含有せしめないでＴｉ
のみを用いたＮｏ２，Ｎｏ４は耐パウダリング性が不十
分である。Ｎｏ６〜Ｎｏ１１はＰを高濃度に含有せしめ
た例で、［Ｐ］の含有量が０．０２０〜０．０５８％の
例である。この際、Ｎｏ６，Ｎｏ７，Ｎｏ８，Ｎｏ１
０，Ｎｏ１１はＮｂを含有せしめないでＴｉのみを用い
た例であるが、Ｐを高濃度に含有せしめるとＮｂを含有
せしめないでも十分な耐パウダリング性を備えている。
【００１２】これ等の結果に基づき、本発明者等はＰを
高濃度に含有し、その含有量が０．０２０％以上の場合
は、Ｔｉのみを用いても十分な耐パウダリング性が得ら
れる事を知得した。しかし格別の工夫を行わないで、Ｐ
の含有量が高い溶鋼を製造し、この溶鋼を用いて冷延鋼
板を製造すると、Ｐは鋼の強度を高める成分であるた
め、また冷間加工性を損なう成分であるため、例えば自
動車用鋼板等に用いた場合は加工成形性が不十分な鋼板
となる。
高濃度に含有し、その含有量が０．０２０％以上の場合
は、Ｔｉのみを用いても十分な耐パウダリング性が得ら
れる事を知得した。しかし格別の工夫を行わないで、Ｐ
の含有量が高い溶鋼を製造し、この溶鋼を用いて冷延鋼
板を製造すると、Ｐは鋼の強度を高める成分であるた
め、また冷間加工性を損なう成分であるため、例えば自
動車用鋼板等に用いた場合は加工成形性が不十分な鋼板
となる。
【００１３】耐パウダリング性は鋼板の表面近傍の特性
であり、従って耐パウダリング性は鋼板の表面近傍のＰ
含有量を高くする事によって達成できると想考される。
一方加工成形性は鋼板の表面近傍よりも内部の特性であ
り、従って自動車用鋼板に必要な加工成形性は、表面近
傍よりも内部をＰ含有量が低い成分とする事により達成
できると想考される。即ち表面近傍はＰが高濃度で、ま
た内部はＰが低濃度のＩＦ鋼は、表面のＰが高いために
Ｔｉのみでも十分な耐パウダリング性を有し、かつ内部
のＰが低いために自動車用鋼板に必要な加工成形性を有
するものと想考される。
であり、従って耐パウダリング性は鋼板の表面近傍のＰ
含有量を高くする事によって達成できると想考される。
一方加工成形性は鋼板の表面近傍よりも内部の特性であ
り、従って自動車用鋼板に必要な加工成形性は、表面近
傍よりも内部をＰ含有量が低い成分とする事により達成
できると想考される。即ち表面近傍はＰが高濃度で、ま
た内部はＰが低濃度のＩＦ鋼は、表面のＰが高いために
Ｔｉのみでも十分な耐パウダリング性を有し、かつ内部
のＰが低いために自動車用鋼板に必要な加工成形性を有
するものと想考される。
【００１４】本発明者等は、表面近傍はＰが高濃度で且
つ表面近傍よりも内部はＰが低濃度であるＩＦ鋼板を製
造するために、表面近傍はＰが高濃度で内部はＰが低濃
度の連続鋳造鋳片の製造を試みた。図１はその製造装置
の説明図の例で、（Ａ）は鋳片の広幅面に平行な縦断面
の説明図、（Ｂ）は鋳片の短辺に平行な縦断面の説明
図、（Ｃ）は平面の説明図である。
つ表面近傍よりも内部はＰが低濃度であるＩＦ鋼板を製
造するために、表面近傍はＰが高濃度で内部はＰが低濃
度の連続鋳造鋳片の製造を試みた。図１はその製造装置
の説明図の例で、（Ａ）は鋳片の広幅面に平行な縦断面
の説明図、（Ｂ）は鋳片の短辺に平行な縦断面の説明
図、（Ｃ）は平面の説明図である。
【００１５】図中１は鋳型で、２は電磁ブレーキ、３は
電磁撹拌装置、４は浸漬ノズル、５は鋳片の例である。
本発明では鋳片の広幅面の全幅に亘ってその厚みを横切
る静磁場Ｇを形成する電磁ブレーキ２を鋳型の下部ある
いは鋳型よりも下方に備え、かつ電磁ブレーキ２よりも
上方の鋳型１内の溶鋼に例えば矢印６方向の旋回流を形
成することによりこれを撹拌する電磁撹拌装置３が配さ
れている。
電磁撹拌装置、４は浸漬ノズル、５は鋳片の例である。
本発明では鋳片の広幅面の全幅に亘ってその厚みを横切
る静磁場Ｇを形成する電磁ブレーキ２を鋳型の下部ある
いは鋳型よりも下方に備え、かつ電磁ブレーキ２よりも
上方の鋳型１内の溶鋼に例えば矢印６方向の旋回流を形
成することによりこれを撹拌する電磁撹拌装置３が配さ
れている。
【００１６】また、本発明では電磁ブレーキの上端より
も下方の位置に鋳型内に溶鋼を供給する吐出孔７を有す
る浸漬ノズルを用いる。また、吐出方向としては、左右
斜め下向きに吐出してもよいし、あるいは左右斜め下向
きに加えて下向きに吐出させてもよい。加えて左右斜め
下向きに吐出させる孔と下向きに吐出させる孔とを連結
させた吐出孔の形態とし、分散した吐出流を形成させる
方式としてもよい。尚、図中には鋳型下部に電磁ブレー
キを設置した場合で吐出孔数が２の例を示している。
も下方の位置に鋳型内に溶鋼を供給する吐出孔７を有す
る浸漬ノズルを用いる。また、吐出方向としては、左右
斜め下向きに吐出してもよいし、あるいは左右斜め下向
きに加えて下向きに吐出させてもよい。加えて左右斜め
下向きに吐出させる孔と下向きに吐出させる孔とを連結
させた吐出孔の形態とし、分散した吐出流を形成させる
方式としてもよい。尚、図中には鋳型下部に電磁ブレー
キを設置した場合で吐出孔数が２の例を示している。
【００１７】本発明では、電磁ブレーキ２が配され、電
磁ブレーキ２は鋳型内の溶鋼を横切る静磁場Ｇを形成し
ている。このため電磁ブレーキ２を横切って溶鋼が混合
する際、その混合を抑制する電磁力が作用する。
磁ブレーキ２は鋳型内の溶鋼を横切る静磁場Ｇを形成し
ている。このため電磁ブレーキ２を横切って溶鋼が混合
する際、その混合を抑制する電磁力が作用する。
【００１８】本発明では、鋳型内湯面上に存在するパウ
ダー層から鉄−燐合金を添加する。ここで、鉄−燐合金
を用いるのは、パウダーの比重に比べ添加合金の比重を
高くし、パウダー層から溶鋼への移動を容易に行うため
である。鉄−燐合金の形態は、粒径１０ミクロンから１
ｍｍの粒状あるいは粉状であることが好ましい。また、
添加の方法としては、パウダーに事前に混入させるある
いはパウダーとは別に所定量の鉄−燐合金を添加しても
よい。
ダー層から鉄−燐合金を添加する。ここで、鉄−燐合金
を用いるのは、パウダーの比重に比べ添加合金の比重を
高くし、パウダー層から溶鋼への移動を容易に行うため
である。鉄−燐合金の形態は、粒径１０ミクロンから１
ｍｍの粒状あるいは粉状であることが好ましい。また、
添加の方法としては、パウダーに事前に混入させるある
いはパウダーとは別に所定量の鉄−燐合金を添加しても
よい。
【００１９】この添加により、パウダー層から溶鋼中へ
の燐の安定的な添加が可能となる。さらに電磁ブレーキ
２よりも上方の溶鋼は電磁撹拌装置によって駆動される
旋回流で濃度が均一となりかつ電磁ブレーキ２よりも下
方プールへの侵入は抑制されるため、燐濃度がタンディ
ッシュ成分と比較して安定的に高くすることができる。
従って電磁ブレーキ２よりも上方ではＰを高濃度に含有
する凝固シェル１１が形成する。
の燐の安定的な添加が可能となる。さらに電磁ブレーキ
２よりも上方の溶鋼は電磁撹拌装置によって駆動される
旋回流で濃度が均一となりかつ電磁ブレーキ２よりも下
方プールへの侵入は抑制されるため、燐濃度がタンディ
ッシュ成分と比較して安定的に高くすることができる。
従って電磁ブレーキ２よりも上方ではＰを高濃度に含有
する凝固シェル１１が形成する。
【００２０】本発明では、電磁ブレーキ２の上端よりも
下方に吐出孔７を有する浸漬ノズルを用いる。浸漬ノズ
ル４を介してタンディッシュ（図示せず）から、Ｃ：
０．００３％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｐ：
０．０１％以下の溶鋼を供給する。
下方に吐出孔７を有する浸漬ノズルを用いる。浸漬ノズ
ル４を介してタンディッシュ（図示せず）から、Ｃ：
０．００３％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｐ：
０．０１％以下の溶鋼を供給する。
【００２１】この溶鋼は吐出孔７から鋳型内に流出し、
従って電磁ブレーキ２よりも下方には、Ｐ：０．０１％
以下の溶鋼１０が供給される。ここで、電磁ブレーキ２
は電磁ブレーキ２よりも上方の燐を高濃度に含有する溶
鋼９が下方に侵入することを妨げる。
従って電磁ブレーキ２よりも下方には、Ｐ：０．０１％
以下の溶鋼１０が供給される。ここで、電磁ブレーキ２
は電磁ブレーキ２よりも上方の燐を高濃度に含有する溶
鋼９が下方に侵入することを妨げる。
【００２２】このため電磁ブレーキよりも下方の溶鋼１
０には溶鋼９が混じり込む事が無く、従って溶鋼１０は
燐の濃度が上昇することがない。電磁ブレーキ２よりも
下方の溶鋼はこの状態で冷却され、電磁ブレーキ２より
も上方で形成された燐を高濃度に含有する凝固シェル１
１の内部に燐の濃度が低い凝固シェル１２を形成する。
０には溶鋼９が混じり込む事が無く、従って溶鋼１０は
燐の濃度が上昇することがない。電磁ブレーキ２よりも
下方の溶鋼はこの状態で冷却され、電磁ブレーキ２より
も上方で形成された燐を高濃度に含有する凝固シェル１
１の内部に燐の濃度が低い凝固シェル１２を形成する。
【００２３】本発明でＰを高濃度に含有する凝固シェル
１１の厚さｔは、電磁ブレーキ２の位置における凝固シ
ェルの厚さであるが、この厚さｔは、例えば溶鋼の鋳造
速度を調節する事により、あるいは電磁ブレーキ２を配
設する位置を調節する事により、所望の厚さに調整する
事ができる。
１１の厚さｔは、電磁ブレーキ２の位置における凝固シ
ェルの厚さであるが、この厚さｔは、例えば溶鋼の鋳造
速度を調節する事により、あるいは電磁ブレーキ２を配
設する位置を調節する事により、所望の厚さに調整する
事ができる。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【実施例】本発明者等は、板幅：１２００ｍｍ、板厚：
２５０ｍｍの連続鋳造スラブを図１の設備を用いて製造
した。その概要を表２に示した。即ち表２の取鍋成分欄
に記載の溶鋼を作成し、鋳造開始〜１０分までを第１
期、鋳造開始１０分後〜２０分までを第２期、……、鋳
造開始５０分後〜６０分までを第６期として区分し、各
期毎に異なる量のＦｅ−Ｐの合金を添加して表２の６種
類のスラブを製造した。尚表２の磁束密度欄の弱は電磁
ブレーキの磁束密度が０．１テラスの例で、強は０．５
テラスの例である。
２５０ｍｍの連続鋳造スラブを図１の設備を用いて製造
した。その概要を表２に示した。即ち表２の取鍋成分欄
に記載の溶鋼を作成し、鋳造開始〜１０分までを第１
期、鋳造開始１０分後〜２０分までを第２期、……、鋳
造開始５０分後〜６０分までを第６期として区分し、各
期毎に異なる量のＦｅ−Ｐの合金を添加して表２の６種
類のスラブを製造した。尚表２の磁束密度欄の弱は電磁
ブレーキの磁束密度が０．１テラスの例で、強は０．５
テラスの例である。
【００２６】製造したＩＦ鋼の各鋳片について表面近傍
のＰをチエック分析した。表２でＰ10は表面下１０ｍｍ
における、またＰ15は表面下１５ｍｍにおける、またＰ
20は表面下２０ｍｍにおけるＰのチエック分析値であ
る。それぞれのスラブは常法により板厚４ｍｍの熱延鋼
板に熱間圧延し、その後０．８ｍｍに冷間圧延した。
のＰをチエック分析した。表２でＰ10は表面下１０ｍｍ
における、またＰ15は表面下１５ｍｍにおける、またＰ
20は表面下２０ｍｍにおけるＰのチエック分析値であ
る。それぞれのスラブは常法により板厚４ｍｍの熱延鋼
板に熱間圧延し、その後０．８ｍｍに冷間圧延した。
【００２７】冷間圧延で得られた各板には更に連続溶融
亜鉛めっきラインで常法によりそれぞれ４５ｇ／ｍ2の
溶融亜鉛めっき層を形成した。
亜鉛めっきラインで常法によりそれぞれ４５ｇ／ｍ2の
溶融亜鉛めっき層を形成した。
【００２８】表２で耐パウダリング性は、溶融亜鉛めっ
き鋼板を６０°Ｖ曲げ曲げ戻し後のテープ剥離による溶
融亜鉛めっき層の剥離試験で、○は剥離幅が２ｍｍ以下
の良好な例である。また×は３〜５ｍｍで不良な例であ
る。また表２のＴＳ及びεｌの欄は、溶融亜鉛めっき鋼
板に対して行った引張試験の結果である。
き鋼板を６０°Ｖ曲げ曲げ戻し後のテープ剥離による溶
融亜鉛めっき層の剥離試験で、○は剥離幅が２ｍｍ以下
の良好な例である。また×は３〜５ｍｍで不良な例であ
る。また表２のＴＳ及びεｌの欄は、溶融亜鉛めっき鋼
板に対して行った引張試験の結果である。
【００２９】表２でスラブＮｏ１及びＮｏ２は、Ｐ10が
０．０２未満であるために耐パウダリング性は不十分で
ある。またＮｏ１はＰ20が０．０１０超であるために、
Ｔｓが大きくεｌが小さく、加工成形性も不十分であ
る。スラブＮｏ３〜Ｎｏ６は何れもＰ10が０．０２以上
であるために耐パウダリング性は良好である。しかしＮ
ｏ３はＰ20が０．０１０超であるために加工成形性が不
十分である。Ｎｏ６はＰ10が０．０６％超の例である
が、Ｐ10を０．０２〜０．０６％にすれば耐パウダリン
グ性は十分であり、Ｐ10を０．０６％超にしても格別の
利益はない。
０．０２未満であるために耐パウダリング性は不十分で
ある。またＮｏ１はＰ20が０．０１０超であるために、
Ｔｓが大きくεｌが小さく、加工成形性も不十分であ
る。スラブＮｏ３〜Ｎｏ６は何れもＰ10が０．０２以上
であるために耐パウダリング性は良好である。しかしＮ
ｏ３はＰ20が０．０１０超であるために加工成形性が不
十分である。Ｎｏ６はＰ10が０．０６％超の例である
が、Ｐ10を０．０２〜０．０６％にすれば耐パウダリン
グ性は十分であり、Ｐ10を０．０６％超にしても格別の
利益はない。
【００３０】本発明者等は、成分と寸法が異なる鋳片に
ついても前記と同様の試験を行ったが、表２で述べたと
同様の結果が得られた。これ等の結果に基づき、本発明
では、Ｃ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１
％、表面から１０ｍｍの位置でのＰの含有量が０．０２
〜０．０６％でかつ表面から２０ｍｍの位置でのＰの含
有量が０．０１％以下とする。
ついても前記と同様の試験を行ったが、表２で述べたと
同様の結果が得られた。これ等の結果に基づき、本発明
では、Ｃ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１
％、表面から１０ｍｍの位置でのＰの含有量が０．０２
〜０．０６％でかつ表面から２０ｍｍの位置でのＰの含
有量が０．０１％以下とする。
【００３１】
【発明の効果】本発明の連続鋳造スラブを用いるとＮｂ
を含有せしめないでも、耐パウダリング性が優れかつ成
形加工性が優れたＩＦ鋼の溶融亜鉛めっき鋼板の製造が
可能になる。またまた本発明によると、上記の特徴を有
する連続鋳造スラブを安定して製造する事が可能とな
る。
を含有せしめないでも、耐パウダリング性が優れかつ成
形加工性が優れたＩＦ鋼の溶融亜鉛めっき鋼板の製造が
可能になる。またまた本発明によると、上記の特徴を有
する連続鋳造スラブを安定して製造する事が可能とな
る。
【００３２】また、本発明で述べた方法によれば表層部
の燐濃度を高くすることができるため、スケール剥離性
を向上させることで、スケール性の表面欠陥を防止する
ことも可能である。
の燐濃度を高くすることができるため、スケール剥離性
を向上させることで、スケール性の表面欠陥を防止する
ことも可能である。
【図１】：本発明の連続鋳造方法の説明図。
１：鋳型、 ２：電磁ブレーキ、 ３：電磁撹拌装置、
４：浸漬ノズル、５：鋳片、 ６：溶鋼の旋回流、
７：吐出孔、 ８：Ｆｅ−Ｐ、 ９：電磁ブレーキより
も上方の溶鋼、 １０：電磁ブレーキよりも下方の溶
鋼、 １１：Ｐを高濃度に含有する凝固シェル、 １
２：Ｐの含有量が低い凝固シェル、 １３：パウダー。
４：浸漬ノズル、５：鋳片、 ６：溶鋼の旋回流、
７：吐出孔、 ８：Ｆｅ−Ｐ、 ９：電磁ブレーキより
も上方の溶鋼、 １０：電磁ブレーキよりも下方の溶
鋼、 １１：Ｐを高濃度に含有する凝固シェル、 １
２：Ｐの含有量が低い凝固シェル、 １３：パウダー。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (3)
- 【請求項１】表面から１０ｍｍの位置でのＰの濃度をＰ
10、表面から２０ｍｍの位置でのＰの濃度をＰ20とした
とき、下記の関係が成り立つことを特徴とする鋼の連続
鋳造鋳片。 ０．０２％≦Ｐ10≦０．０６％ Ｐ20≦０．０１％ - 【請求項２】Ｃ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０２〜
０．１％で、表面から１０ｍｍの位置でのＰの濃度が
０．０２〜０．０６％で、かつ表面から２０ｍｍの位置
でのＰの濃度が０．０１％以下であることを特徴とする
極低炭素鋼の連続鋳造鋳片。 - 【請求項３】鋳片の広幅面の全幅に亘ってその厚みを横
切る静磁場を形成する電磁ブレーキを鋳型の下部あるい
は鋳型下に設け、該電磁ブレーキよりも上方の鋳型内の
溶鋼を撹拌する電磁撹拌装置を備え、電磁ブレーキの上
端よりも下方の位置に吐出孔を有する浸漬ノズルを設
け、鉄−燐合金を予め含有させたパウダー及び又はパウ
ダーとは別に鉄−燐合金を鋳型内湯面上に供給し、表層
から２０ｍｍの位置で、Ｃ：０．００３％以下、Ｔｉ：
０．０２〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下の溶鋼を連続
鋳造することを特徴とする、請求項１または２に記載の
極低炭素鋼の連続鋳造鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11079835A JP2000273581A (ja) | 1999-03-24 | 1999-03-24 | 極低炭素鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11079835A JP2000273581A (ja) | 1999-03-24 | 1999-03-24 | 極低炭素鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000273581A true JP2000273581A (ja) | 2000-10-03 |
Family
ID=13701281
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11079835A Abandoned JP2000273581A (ja) | 1999-03-24 | 1999-03-24 | 極低炭素鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000273581A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004149836A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Nippon Steel Corp | 極低炭素鋼および連続鋳造方法 |
| JP2007100118A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-19 | Nippon Steel Corp | 溶融亜鉛めっき用鋼材の製造方法および溶融亜鉛めっき用鋼材 |
-
1999
- 1999-03-24 JP JP11079835A patent/JP2000273581A/ja not_active Abandoned
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004149836A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Nippon Steel Corp | 極低炭素鋼および連続鋳造方法 |
| JP4612271B2 (ja) * | 2002-10-29 | 2011-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 極低炭素鋼の連続鋳造方法 |
| JP2007100118A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-19 | Nippon Steel Corp | 溶融亜鉛めっき用鋼材の製造方法および溶融亜鉛めっき用鋼材 |
| JP4734073B2 (ja) * | 2005-09-30 | 2011-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融亜鉛めっき用鋼材の製造方法 |
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