JP2007529630A

JP2007529630A - 高銅低合金鋼シート

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Publication number: JP2007529630A
Application number: JP2007504210A
Authority: JP
Inventors: アルウィンメアリー
Original assignee: ニューコア・コーポレーション
Priority date: 2004-03-22
Filing date: 2005-03-21
Publication date: 2007-10-25
Also published as: WO2005090627A9; EP1727918A4; WO2005090627A1; EP1727918A1; KR20060130745A; RU2006137274A; AU2005224290A1; US20050205170A1; CN1946867A

Abstract

0.02重量%〜0.3重量%の炭素、0.10重量%〜1.5重量%のマンガン、0.01重量%〜0.5重量%のケイ素、0.002重量%〜0.0095重量%の硫黄、0.01重量%を超え0.15重量%以下のリン、0.05重量%未満のアルミニウム、0.20重量%を超える銅、0.03重量%未満のスズ、0.10重量%未満のニッケル、残りは鉄と、溶融から生じる不純物からなる組成の、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、溶融金属を非酸化雰囲気において1080℃より低い温度に凝固させて10mm厚未満の薄いシートにする、という諸段階で造られる高銅低合金鋼シート。銅含量は0.2重量%〜2.0重量%でよい。高銅低合金鋼はASTM G101による少なくとも6.0の腐食指数(I)も有することができる。但し、I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P) -7.29(% Cu)(% Ni) -9.10(% Ni)(% P) - 33.39(% Cu)である。高銅低合金鋼は双ロール鋳造で製造することができ、厚は5mm厚未満、又は2mm厚未満とすることができる。

Description

本発明は高銅低合金鋼シートに関する。

従来から高銅低合金鋼シートは公知であり、腐食抵抗を有することが知られていた。しかしながら、約０．５０％以上の銅を含む斯かる低合金鋼は熱間作業時にしばしば「熱間脆さ」(hot shortness)を呈するので、割れ(crack)又は極端に荒れた表面（しばしば、「浅割れ」(checking)と呼ばれる）が熱間変形時に生じ得る（非特許文献１参照）。熱間脆さは、製造されたシートの表面に隣接した層に対する酸化層からの表面酸化時に分離する銅により生じ、商業的に受け入れられない鋼となってしまう。これらの不所望な表面状態の発生を最小限とすることは、加熱時の酸化を注意深く制御し、熱間作業時に過熱しないよう気をつけることにより可能である。又、銅含量の少なくとも半分に等しい量のニッケルを添加することが、銅を含む鋼の表面品質に非常に有益であることが知られている。しかしながら、これらの手順及び合金添加は費用が嵩み、造られる腐食抵抗鋼を高価なものとしていた。とりわけ、ニッケルは高価な合金添加であり、造られる腐食抵抗鋼を高価なものとしていた。

使用濃度の銅は、全ての普通合金素子の中で炭素鋼の大気腐食抵抗の改良に最も効能ありと知られていた。銅は、通常炭素鋼の約０．３５％までの量が特に有効であると知られていたが、上記したように、約０．５０％以上の銅を含む鋼は熱間脆さの問題を呈していた。しかしながら、これらの銅レベルは、１００ｍｍ程度又はそれ以上のスラブでは許容範囲内であって、その場合、熱間脆さの悪影響は、後でストリップを熱間圧下することで最小限にできた。
「鋼の製造、成形及び処理」("The Making, Shaping and Treating of Steel") 、第９版、１１５４頁

銅の許容量はスラブ厚を減らすにつれて減少する。薄スラブ鋳造機で造られた５０ｍｍ厚のスラブの場合、シートに熱間脆さの有害効果が生じるのを避けるには銅レベルを約０．２０重量％以下とすべきことが判明している。実際、斯かる薄スラブから造られたシートに熱間脆さの影響が生じるのを防ぐには、通常、銅レベルを０．１０％未満に維持する必要があることが判明している。図１及び図２は、薄スラブ鋳造機で造られた５０ｍｍ厚のスラブの表面における熱間脆さの有害効果を示している。これは中位の炭素を含んで銅とニッケルの両方を添加した鋼組成、即ち、０．１８％の炭素、０．５３％のマンガン、０．００９％のリン、０．００８％の硫黄、０．０２５％のケイ素、０．２３％の銅、０．２１％のニッケル、０．０１％のスズ及び０．０６％のクロムであった。図１及び図２に示す如く、銅添加と同じ位ニッケル添加した場合でも、熱間脆さが生じることに注目せよ。

熱間脆さの問題は、電気アーク炉を用いて低合金鋼を製造し、溶融炭素鋼を形成する場合にも費用を増加させる。電気アーク炉での製鋼費用のほぼ７５％が、電気アーク炉に投入する出発材料として用いるスクラップの費用である。鋼スクラップは伝統的には、銅含量が０．１５重量％未満のもの、０．１５重量％〜０．５重量％のもの、０．５重量％を超えるものに分けられていた。銅含量が０．５％を超えるスクラップは低銅レベルのスクラップと混合することにより許容可能なスクラップとすることができたが、それも市販スクラップの費用の追加となった。いずれにしろ、銅含量が０．１５重量％未満の低銅スクラップが最も費用の高いスクラップであり、他の２つの等級のスクラップはそれより費用が低い。連続厚スラブ又は薄スラブ鋳造などによる伝統的な商業的方法による鋼シート製作では、銅含量が０．１５％未満のスクラップのみが一般に電気アーク炉で有効である。これにより、製造される鋼シートの費用がかなり追加となる。銅含量が０．５％までのスクラップ等級が電気アーク炉で働くバーミル(bar mills)で有効とされ、若しくは、かなりの費用を掛けて低銅含量のスクラップと混合することによりスクラップの全銅含量を０．１５％未満に減少させていた。

出願人は、１０ｍｍ厚以下の高銅低合金鋼シートが、本質的にニッケル合金を添加することなしに、非酸化雰囲気中で１０８０℃より低い温度、即ち、銅の凝固温度より低い温度に凝固・冷却することにより製造できることを見出した。この方法において、熱間脆さはシート表面の酸化を抑制することにより軽減される。低合金鋼という語が意味するのは、０．０２％〜０．３％の炭素、０．１０％〜１．５％のマンガン、０．０１％〜０．５％のケイ素、０．００２〜０．００９５％の硫黄、０．０１％を超え０．１５％以下のリン、０．０５％未満のアルミニウム、少なくとも０．２０％の銅、０．０３％未満のスズ、そして０．１０％未満のニッケルを有する鋼のことである。高銅低合金鋼の銅含量は０．２０％〜２．０％とすることができる。又、硫黄レベルが特に重要であり、溶鋼と鋳造機の表面との十分な接触を助長するためには０．００２％を超えるレベルが必要である(硫黄レベルの増加で、びびり欠陥(chatter defects)が減る)が、鋳造ストリップ表面での著しい鰐皮荒れ(crocodile skin roughness)や割れ(cracking)を避けるには０．００９５％未満にする必要があることも見出した。硫黄含量は０．００３〜０．００９％とすることができる。非酸化雰囲気とは酸素含量が約５重量％未満の雰囲気であり、典型的には窒素やアルゴンなどの不活性ガス雰囲気若しくはそれらの混合物である。

高銅低合金鋼は、アメリカ材料検査協会(ASTM)のG101-01に従い、少なくとも６．０の腐食指数(I)を有することもできる。但し、
I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) - 9.10(% Ni)(% P) - 33.39(% Cu)²
である。

高銅低合金鋼シートは、以下の諸段階から造ることができる。
（ａ）以下の組成の、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、
（ｉ）０．０２重量％〜０．３重量％の炭素、０．１０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．０１重量％〜０．５重量％のケイ素、０．００２〜０．００９５重量％の硫黄、０．０１重量％を超え０．１５重量％以下のリン、０．０５重量％未満のアルミニウム、０．２０重量％を超える銅、０．０３重量％未満のスズ、０．１０重量％未満のニッケル、
（ｉｉ）残りは鉄と、溶融から生じる不純物、
（ｂ）溶融金属を非酸化雰囲気において１０８０℃より低い温度に凝固・冷却して１０ｍｍ厚未満の薄いシートにする。

高銅低合金鋼シートは、以下の段階からも造ることができる。
（ａ）以下の構成である、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、
（ｉ）０．０２重量％〜０．３重量％の炭素、０．１０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．０１重量％〜０．５重量％のケイ素、０．００２重量％〜０．００９５重量％の硫黄、０．０１重量％を超え０．１５重量％以下のリン、０．０５重量％未満のアルミニウム、０．２０重量％を超える銅、０．０３重量％未満のスズ、０．０５重量％未満のニッケル、
（ｉｉ）残りは鉄と、溶融から生じる不純物、
（ｂ）溶融金属を、間にロール間隙を有する一対の冷却された鋳造ロールの鋳造表面上に支持される鋳造溜めに形成し、
（ｃ）鋳造ロールを相互方向に回転させて、ロール間隙から下方に延びる１０ｍｍ厚未満の薄鋳造シート又はストリップを形成し、
（ｄ）鋳造したストリップを非酸化雰囲気で１０８０℃より低い温度に冷却する。

製造された高銅低合金鋼シート(即ち、ストリップ) の厚みは５ｍｍ厚未満、又は、２ｍｍ厚未満でよい。高銅低合金鋼の銅含量は０．２０％〜２．０％でよい。ここでも、非酸化雰囲気は酸素含量が約５重量％未満の雰囲気、典型的には窒素又はアルゴン又はその混合物等の不活性ガスからなる雰囲気である。

ここでも、高銅低合金鋼はASTM G101-01に従い、少なくとも６．０の腐食指数を有することもできる。但し、
I = 26.01(%Cu) + 3.88(%Ni) + 1.20(%Cr) + 1.49(%Si) + 17.28(%P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) - 9.10(% Ni)(% P) - 33.39(% Cu)²
である。

又、特定の方法で造られた厚みが１０ｍｍ未満の高銅低合金鋼も開示される。以下でより詳細に開示されるような方法で高銅低合金鋼を造るのに、双ロール鋳造機を用いることができる。ここでも、高銅低合金鋼ストリップの厚みは５ｍｍ厚未満、又は、２ｍｍ厚未満でよい。

本発明を更に十分に説明するために、今日まで行ってきた実験的作業の結果を、添付図面を参照して記述する。

図３及び図４は、本発明により高銅低合金鋼ストリップを製造するのに操業されている双ロール連続ストリップ鋳造機を示す。記述実施例についての以下の記述は双ロール鋳造機を用いる鋼ストリップの連続鋳造に関連したものである。しかしながら、本発明は双ロール鋳造機の使用に限定されるものではなく、その他のタイプの連続ストリップ鋳造機及びその他の鋼板製造方法にも範囲が及ぶ。

図３は説明する製造ラインの連続する部分を示し、それにより鋼シート（即ち、ストリップ）は双ロール鋳造機によって製造できる。図３及び図４に全般に１１で示した双ロール鋳造機が造る鋳造鋼ストリップ１２が移行路１０を通り、ガイドテーブル１３を渡って、ピンチロール１４Ａで構成されたピンチロールスタンド１４に至る。ピンチロールスタンド１４を出た直後に、ストリップはオプションとして、一対の圧下ロール１６Ａとバックアップロール１６Ｂから成る熱間圧延機１６へと入り、熱間圧延されて厚みを減らしてもよい。いずれにしろ、圧延されたストリップはランアウトテーブル１７上に至り、対流により及び／又は水噴流１８（又は他の適宜手段）を介し供給された水との接触と放熱により冷却できる。いずれにしろ、圧延されたストリップは次いで、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を通ってコイラ１９に至ることができる。ストリップの最終冷却は（必要なら）、巻取り後のコイルの冷却により行われる。

図４に示したように、双ロール鋳造機１１を構成する主機械フレーム２１が支持する一対の水平配置の鋳造ロール２２は、各々鋳造表面２２Ａを有し、相並べて組み立てられて両者間にロール間隙２７を有する。鋳造作業時に溶融金属を取鍋（図示せず）からタンディッシュ２３へ、更に耐火シュラウド２４を介し分配器２５（取り外し可能なタンディッシュとも呼ばれる）へ、更に、鋳造ロール２２間のロール間隙２７ほぼ上方の金属供給ノズル２６を介し供給できる。斯くしてロール間隙２７に送給された溶融金属はロール間隙２７上方で鋳造ロール表面２２Ａに支持される鋳造溜め３０を形成する。この鋳造溜めをロール端で囲い込むのが通常は一対の側部閉止堰又は側部閉止板２８であり、これらは、側部板ホルダに接続した流体圧シリンダユニット（又は他の適宜手段）からなる、図示しない一対のスラスタによりロール端に隣接位置決めできる。鋳造溜め３０の上面（一般に、「メニスカス」レベルと呼ばれる）は供給ノズル２６下端よりも上方に上がっていて、供給ノズル下端がこの鋳造溜めに浸漬していてもよい。

鋳造ロール２２は水などの適宜の冷却剤により内部冷却されるので、鋼殻がロール回転中にロール２２の移動する鋳造表面２２Ａ上に凝固する。次いで、凝固した殻は鋳造ロール間のロール間隙２７にて合わされて鋳造ストリップ１２を生み出し、それがロール間隙から下方に送給される。

図示したように、フレーム２１が支持する鋳造ロール台車はアセンブリステーションと鋳造ステーションとの間を水平移動可能である。鋳造ロール２２は電動モータ及び変速装置により駆動される駆動軸（図示せず）を介して相互方向に回転される。ロール２２が有する銅周壁には、長手方向に延び周方向に離間した一連の、冷却剤を供給される冷却通路が形成されている。ロールは典型的には径が約５００ｍｍで、約２０００ｍｍ幅のストリップ製品が造れるよう長さは一般に約２０００ｍｍまでとすることができる。

取り外し可能なタンディッシュ２５は従来の構成であり、例えば酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等の耐火材で皿状に形成される。図４に示すようにタンディッシュの一側は、取鍋からの溶融金属を受け、溢流口及び緊急プラグを備えている。

供給ノズル２６は、アルミナグラファイト等の耐火材で造られた細長体として形成される。その下部がテーパーしていて、鋳造ロール２２間のロール間隙上方で内方・下方にすぼまるようになっている。ノズル２６は、水平方向に離間してほぼ上下方向に延びる一連の流路を有して、鋳造ロール２２の幅全体にわたった適宜の溶融金属低速放出流を生み出し、溶融金属を、初期凝固の起きるロール２２のロール表面２２Ａに供給することができる。又は、ノズル２６は単一の連続長孔出口を有して、溶融金属の低速カーテン流をロール間のロール間隙の直ぐ上に供給することができる。ここでも、ノズルは溶融金属溜め３０に浸漬していてよい。

ロール台車が鋳造ステーションにあるときは、ロール端で鋳造溜め３０を画成する一対の側部閉止板２８はロール２２の段付端に隣接・保持される。例示の側部閉止板２８は窒化ホウ素等の強力耐火材で造られ、ロール２２の段付端の湾曲に合ったスカロップ側端を有する。側部板２８を取付けできる板ホルダは、鋳造ステーションにおいて一対の流体圧シリンダユニット（又は他の適宜手段）の作動により移動可能であって、側板を鋳造ロール２２の段付端に係合させて、鋳造作業時に鋳造ロール表面２２Ａ上で支持される金属鋳造溜め３０の端クロージャを形成する。

双ロール鋳造機は、例えば、アメリカ特許第５，１８４，６６８号、第５，２７７，２４３号、第５，４８８，９８８号及び／又は第５，９３４，３５９号、アメリカ特許出願第１０／４３６，３３６号、及び国際特許出願ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３に幾分詳細に説明され、記述された種類のものであってよく、言及したことによりそれらの開示をここに組み入れる。適宜の構造的詳細についてはこれらの特許を参照できるが、それらの詳細は本発明の一部を構成するものではない。

説明すると、高銅低合金鋼シートは、双ロール鋳造機により１．７ｍｍ厚の薄鋳造鋼ストリップに造られた。鋼ストリップは次のような化学組成を有した。０．０４８％の炭素、０．６３６％のマンガン、０．１１７％のリン、０．００５％の硫黄、０．２５２％のケイ素、０．２６１％の銅、０．０３４％のニッケル、０．０２７％のクロム、０．０１５％のモリブデン、０．００６％のスズ、０．００１％のアルミニウム、０．００１％のチタン、０．００１％の亜鉛、０．００７２％の窒素、その他は鋼スクラップに通常見られる不純物である。鋼も試験したが、測定可能な量のバナジウム、鉛、カルシウム又はホウ素は見出されなかった。この鋼はヒート番号２３２６１３（試行番号１）と名付けられ、４本のコイル（即ち、番号１、番号２、番号３及び番号４）にされ、試験された。

第２の高銅低合金鋼シートが、双ロール鋳造機により１．７ｍｍ厚の薄鋳造ストリップに造られた。鋼ストリップは次のような化学組成を有していた。０．０４９％の炭素、０．５５４％のマンガン、０．０４３％のリン、０．００９％の硫黄、０．２２７％のケイ素、０．４１７％の銅、０．０３０％のニッケル、０．０６７％のクロム、０．０１１％のモリブデン、０．００５％のスズ、０．００１％のアルミニウム、０．００１％の鉛、０．００１％のチタン、０．００１％の亜鉛、０．００６５％の窒素、その他は鋼スクラップに通常見られる不純物である。バナジウム、ニオブ、カルシウム、ホウ素について組成を試験したが、いずれも測定されなかった。この鋼はヒート番号１３７１６２（試行番号２）と名付けられ、４本のコイル（即ち、番号１、番号２、番号３及び番号５）にされ、試験された。コイル番号４は未成体(pup)だったので試験しなかった。

試行１、試行２のコイルを試験した。その結果は下記表１に示す通りである。

これらのデータは、最小降伏値50,000psi、最小引張り強さ70,000psi、最小伸長率22％を規定するASTM606での初期試行に十分匹敵する。これらの試行での鋼ストリップの伸長率特性により、熱間脆さが、なくならないにしろ減少することが証拠立てられている。なぜなら、熱間脆さにより通常は従来の鋼ストリップの全伸長率は１０％未満となるからである。

これらのデータは、０．００２％（溶鋼と鋳造ロール表面との十分な接触を促進するのに必要）から０．００９５％以下(鋳造ストリップ表面での著しい鰐皮荒れや割れを避けるため)の範囲にわたる異なる硫黄レベルでの本発明の作動をも説明する。明細には、第１鋼ストリップの硫黄含量は０．００５％であり、第２鋼ストリップの硫黄含量は０．００９％であった。前記したように、硫黄レベルは０．００３〜０．００９％とすることができる。

図５は、本発明の高銅低合金鋼シートによる、熱間脆さ抑制の劇的な改良を示す。実線は、入手できるデータから、熱間脆さに対する先行技術のシートの許容値を、％銅を関数として示している。破線は実線の延長であり、１０ｍｍ厚未満のシートでの、熱間脆さなく許容できる銅の予測レベルを示している。図５からわかるように、これらの銅レベルは０．１５％未満であり、０．１％付近及び以下である。対照的に、１０ｍｍ厚未満の本発明の高銅低合金鋼シートでの本質的に熱間脆さなしでの許容可能な銅レベルは、１．７ｍｍ厚の鋳造ストリップで、超０．２％、超０．４％及びそれ以上である。実際、１．５％銅もの高含量の高銅低合金鋼が１．９ｍｍ厚で熱間脆さなしに鋳造できている。

図６及び図７は、熱間脆さのないことを示している高銅低合金シート又はストリップの表面顕微鏡写真である。熱間脆さ抑制の利点は図６及び図７を上記の図１及び図２と比較することにより最も明白である。高銅低合金鋼は腐食指数(I)が少なくとも６．０であってもよく、但し
I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) - 9.10(% Ni)(% P) - 33.39(% Cu)²
である。

本発明を特定の実施例に関し詳細に記述してきたが、本発明が記述した実施例に限定されるものではないことを理解すべきである。むしろ、本発明は本発明の範囲及び精神の範疇にある変更例、修正例及び同等の構造物を包含し、それらの保護が所望される。

薄スラブ鋳造で造られた腐食抵抗低合金鋼の先行技術で経験する熱間脆さを示す顕微鏡写真である。薄スラブ鋳造で造られた腐食抵抗低合金鋼の先行技術で経験する熱間脆さを示す顕微鏡写真である。説明する双ロールストリップ鋳造機の概略側面図である。図３の鋳造機の一部拡大断面図である。銅を添加した先行技術の低合金鋼との比較で、本発明の高銅低合金鋼の利点を示すグラフである。薄ストリップ鋳造で造られた１．７ｍｍ厚の高銅低合金鋼シートの表面を示し、熱間脆さ抑制を示す、顕微鏡写真である。薄ストリップ鋳造で造られた１．７ｍｍ厚の高銅低合金鋼シートの表面を示し、熱間脆さ抑制を示す、顕微鏡写真である。

Claims

（ａ）以下の組成の、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、
（ｉ）０．０２重量％〜０．３重量％の炭素、０．１０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．０１重量％〜０．５重量％のケイ素、０．００２重量％〜０．００９５重量％の硫黄、０．０１重量％を超え０．１５重量％以下のリン、０．０５重量％未満のアルミニウム、０．２０重量％を超える銅、０．０３重量％未満のスズ、０．１０重量％未満のニッケル、
（ｉｉ）残りは鉄と、溶融から生じる不純物、
（ｂ）溶融金属を非酸化雰囲気において１０８０℃より低い温度に凝固・冷却して１０ｍｍ厚未満のシートにする、という
諸段階で造られる高銅低合金鋼シート。
腐食指数(I)が少なくとも６．０であり、但し
I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) -9.10(% Ni)(% P) -33.39(% Cu)²
である、請求項１に記載の高銅低合金鋼シート。
銅の全重量％が０．２〜２．０である、請求項１に記載の高銅低合金鋼シート。
シート厚が５ｍｍ厚未満である、請求項１に記載の高銅低合金鋼シート。
シート厚が２ｍｍ厚未満である、請求項１に記載の高銅低合金鋼シート。
硫黄の重量％が０．００３〜０．００９である、請求項１に記載の高銅低合金鋼シート。
（ａ）以下の組成の、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、
（ｉ）０．０２重量％〜０．３重量％の炭素、０．１０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．０１重量％〜０．５重量％のケイ素、０．００２重量％〜０．００９５重量％の硫黄、０．０１重量％を超え０．１５重量％以下のリン、０．０５重量％未満のアルミニウム、０．２０重量％を超える銅、０．０３重量％未満のスズ、０．１０重量％未満のニッケル、
（ｉｉ）残りは鉄と、溶融から生じる不純物、
（ｂ）溶融金属を、ロール間隙を間に有する一対の冷却された鋳造ロールの鋳造表面上で支持される溶融溜めに形成し、
（ｃ）鋳造ロールを相互方向に回転させて、ロール間隙から下方に延びる１０ｍｍ厚未満の薄鋳造シートを形成し、
（ｄ）鋳造したシートを非酸化雰囲気において１０８０℃より低い温度に冷却するという、
諸段階で造られる高銅低合金鋼シート。
腐食指数(I)が少なくとも６．０であり、但し
I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) -9.10(% Ni)(% P) -33.39(% Cu)²
である、請求項７に記載の高銅低合金鋼シート。
銅の全重量％が０．２〜２．０である、請求項７に記載の高銅低合金鋼シート。
薄鋳造シート厚が５ｍｍ厚未満である、請求項７に記載の高銅低合金鋼シート。
薄鋳造シート厚が２ｍｍ厚未満である、請求項７に記載の高銅低合金鋼シート。
硫黄の重量％が０．００３〜０．００９である、請求項７に記載の高銅低合金鋼シート。
（ａ）以下の組成の、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、
（ｉ）０．０２重量％〜０．３重量％の炭素、０．１０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．０１重量％〜０．５重量％のケイ素、０．００２重量％〜０．００９５重量％の硫黄、０．０１重量％を超え０．１５重量％以下のリン、０．０５重量％未満のアルミニウム、０．２０重量％を超える銅、０．０３重量％未満のスズ、０．１０重量％未満のニッケル、
（ｉｉ）残りは鉄と、溶融から生じる不純物、
（ｂ）溶融金属を非酸化雰囲気において１０８０℃より低い温度に凝固させて１０ｍｍ厚未満の薄いシートにする、という
諸段階から成る、高銅低合金鋼シートの製造方法。
腐食指数(I)が少なくとも６．０であり、但し
I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) -9.10(% Ni)(% P) -33.39(% Cu)²
である、請求項１３に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
銅の全重量％が０．２〜２．０である、請求項１３に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
薄鋳造ストリップの厚が５ｍｍ厚未満である、請求項１３に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
薄鋳造ストリップの厚が２ｍｍ厚未満である、請求項１３に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
硫黄の重量％が０．００３〜０．００９である、請求項１３に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
（ａ）以下の組成の、鋳放し低合金鋼を製造する溶融金属を用意し、
（ｉ）０．０２重量％〜０．３重量％の炭素、０．１０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．０１重量％〜０．５重量％のケイ素、０．００２重量％〜０．００９５重量％の硫黄、０．０１重量％を超え０．１５重量％以下のリン、０．０５重量％未満のアルミニウム、０．２０重量％を超える銅、０．０３重量％未満のスズ、０．１０重量％未満のニッケル、
（ｉｉ）残りは鉄と、溶融から生じる不純物、
（ｂ）溶融金属を、ロール間隙を間に有する一対の冷却された鋳造ロールの鋳造表面上で支持された溶融溜めに形成し、
（ｃ）鋳造ロールを相互方向に回転させて、ロール間隙から下方に延びる１０ｍｍ厚未満の薄鋳造シートを形成し、
（ｄ）鋳造したシートを非酸化雰囲気において１０８０℃より低い温度に冷却するという、
諸段階から成る、高銅低合金鋼シートの製造方法。
腐食指数(I)が少なくとも６．０であり、但し
I = 26.01(% Cu) + 3.88(% Ni) + 1.20(% Cr) + 1.49(% Si) + 17.28(% P)
- 7.29(% Cu)(% Ni) -9.10(% Ni)(% P) -33.39(% Cu)²
である、請求項１９に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
銅の全重量％が０．２〜２．０である、請求項１９に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
薄鋳造ストリップの厚が５ｍｍ厚未満である、請求項１９に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
薄鋳造ストリップの厚が２ｍｍ厚未満である、請求項１９に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。
硫黄の重量％が０．００３〜０．００９である、請求項１９に記載の高銅低合金鋼シートの製造方法。