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WO1994019503A1 - Thin cast piece of ordinary carbon steel containing large quantities of copper and tin, thin steel sheet, and method of production thereof - Google Patents

Thin cast piece of ordinary carbon steel containing large quantities of copper and tin, thin steel sheet, and method of production thereof Download PDF

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WO1994019503A1
WO1994019503A1 PCT/JP1994/000313 JP9400313W WO9419503A1 WO 1994019503 A1 WO1994019503 A1 WO 1994019503A1 JP 9400313 W JP9400313 W JP 9400313W WO 9419503 A1 WO9419503 A1 WO 9419503A1
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WO
WIPO (PCT)
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thin
steel
piece
steel sheet
carbon steel
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP1994/000313
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English (en)
French (fr)
Inventor
Toshiaki Mizoguchi
Yoshiyuki Ueshima
Takashi Moroboshi
Kiyomi Shio
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Filing date
Publication date
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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper

Definitions

  • the present invention relates to ordinary carbon steel flakes and thin steel sheets made from molten steel containing a large amount of copper and tin, which are obtained by dissolving scrap iron or tin scraps of automobiles and electric products, and a method for producing the same.
  • Background art
  • scrap iron contains a large amount of copper
  • ingots or slabs containing such scrap iron and tin dust are subjected to hot rolling or further cold rolling to obtain, for example, thick steel.
  • hot rolling or further cold rolling to obtain, for example, thick steel.
  • red hot embrittlement occurs in the steel ingot or flake during the hot rolling process, causing many rolling cracks, making it difficult to hot roll, and manufacturing the above thin steel sheet. It was extremely difficult.
  • This red heat embrittlement occurs as follows.
  • copper (Cu) and tin (Sn) are hard to be scaled, so that they are not removed as scales but are removed on the surface layer of the flakes.
  • the enriched and enriched Cu and Sn form a liquid film with a low melting point and are unevenly distributed at the grain boundaries such as flakes, weakening the grain boundaries at the hot rolling temperature, thereby causing red hot embrittlement.
  • the transformation occurs.
  • Cu and Sn are components that can hardly be removed from molten steel by refining.
  • scrap iron containing a large amount of Cu or Sn as described above was used by dividing it into a large number of small batches in small amounts and reducing the concentration of Cu or Sn.
  • Ni is added to molten steel in an amount that satisfies the following equation.
  • Ni added to the molten steel coexists with the concentrated layer at the grain boundary, which is the crack initiation point described above, and has the effect of increasing the melting point of that portion and increasing the solubility of Cu in the matrix. It is thought to suppress the formation of films.
  • the required Ni concentration is 0.8 to 21% by weight.
  • cost it also had a major problem in terms of material, such as uneven surface texture and poor descaling due to internal oxidation.
  • the present invention solves the above-mentioned problems, and is intended to reduce the thickness of flakes and thin steel sheets having a desired thickness without surface cracks from molten steel having a normal carbon steel component added with scrap iron containing a large amount of Cu or tin dust.
  • the purpose is to provide.
  • the present invention provides a complicated tube for scrap iron and tin scrap containing a large amount of Cu little by little. It is an object of the present invention to efficiently provide a thin piece and a thin steel sheet having a desired thickness without surface cracking without performing a working operation.
  • Another object of the present invention is to provide a flake and a thin steel sheet having a desired thickness without surface cracks from molten steel having a common carbon steel component added with scrap iron and tin dust containing a large amount of Cu without containing Ni. Aim.
  • Still another object of the present invention is to provide a normal carbon flake and a thin steel sheet containing a large amount of Cu and Sn having excellent mechanical properties and surface quality.
  • the present inventors have conducted various studies on pieces of ordinary carbon steel components to which scrap iron containing a large amount of Cu and Sn has been added. 5-100; tm Fine dendrite structure with primary dendrite spacing, small variation in strength and elongation without addition of Ni, and surface crack depth of 30 m or less without adding Ni It has been confirmed that a piece having extremely excellent surface properties can be obtained.
  • pieces coming out of the manufacturing equipment may reach 1000 ° C or more due to double heat during transportation, and if the temperature is maintained for 10 seconds or more at such temperatures, surface segregation of Cu or the like may occur. is there. Therefore, in order to obtain a more stable thin piece, it is preferable that the piece temperature during cooling the piece is cooled to 1000 ° C. or less by water cooling.
  • the thin pieces of 0.1 to 15 bodies obtained in this way have a fine dendrite having a primary dendrite spacing of 5 to 100 ⁇ m or preferably 5 to 70 / m at least in the surface layer. It has a dendritic structure.
  • the primary dendrite spacing in the center of a 15 mm thin strip is about 300 m, but the primary dendrite of 5 to 100 mm is at a depth of about 2 mm from the surface, that is, one side surface. If the interval is formed, the diffusion rate of Cu and Sn into the matrix during or immediately after solidification can be sufficiently promoted to reduce the segregation of the micropores between the dendrites during the solidification. Thus, segregation of the surface layer at the crystal grain boundaries can be suppressed, and the object of the present invention can be achieved.
  • a thin piece before forging or a pickled piece after forging is used as a hot rolled steel sheet equivalent product.
  • the thin piece is pickled, cold rolled and then annealed.
  • Cold rolled steel products can also be manufactured.
  • the annealing is performed at a heating temperature of 800 to 900 ° C, so there is no problem of red embrittlement, and there is no surface concentration of Cu, Sn, etc., so there is also a problem of surface cracking due to transport or cold rolling. do not do.
  • Fig. 1 shows the depth (band) from the surface of the piece and the primary dendrite distance.
  • FIG. 2 is a diagram showing a relationship with (ti), and FIG. 2 is a schematic partial cross-sectional front view of a twin-roll continuous forming machine.
  • JIS standard G3101 steel symbol SS41 general rolled steel sheet: equivalent to ASTM A569-72
  • JIS standard G3132 steel symbol SPH3 Hot rolled carbon steel strip for steel pipe: SAE 1026
  • JIS G4051 steel symbol S48C Carbon steel for machine structure: equivalent to ASTM A446-85
  • the thin strip of the present invention is cold-rolled, it is an ordinary carbon steel sheet corresponding to JIS standard steel material symbol SPCC (general cold rolled steel sheet) (equivalent to ASTM A619-82).
  • SPCC general cold rolled steel sheet
  • Typical component amounts of hot rolled steel sheet equivalent material and cold rolled steel sheet (% by weight, below
  • reference numeral 2 denotes a tundish for storing molten steel 1 and a molten steel pool formed by cooling rolls 3a, 3b and side weirs 4a, 4b from a nozzle (not shown) provided at a lower portion.
  • the cooling rolls 3a and 3b are rolls made of a material having a heat transfer coefficient therein, such as copper, having a cooling portion therein. To be rotatable in the direction of.
  • the molten steel 1 injected into the pool 5 is cooled by the cooling rolls 3a and 3b to form a solidified seal S on the cooling rolls 3a and 3b, and the solidified shell S is formed by the rotation of the cooling roll.
  • the cooling rolls 3a and 3b are integrated with the kissing points 6 to form a piece 7.
  • the piece 7 is pulled down by the transport rolls 8a and 8b and transported to a winder (not shown).
  • 9a and 9b are cleaners for cleaning the surface of the cooling roll.
  • the most important point in the present invention is the primary dendrite interval of the structure, and therefore, the cooling and solidification rate of the molten steel, which determines the interval, that is, the temperature between the liquidus temperature and the solidus temperature of the molten steel.
  • the average cooling rate ( ⁇ hole heat removal Q) is important.
  • the cooling rate is the cooling rate from the vicinity of the surface of the pool 5 where the molten steel contacts the cooling roll for the first time to the kicking point 6, and in the present invention, the thickness of the single plate is 0.1 to 15 mm.
  • the cooling rate is set in the range of 1 to 10 4 V / sec (heat removal from the production roll Q: 5 million to 15 million kcalZnf hr).
  • the primary dendrite interval is a function of the cooling rate and is related to the chemical composition of molten steel, especially C content. According to the above cooling rate at, the primary dendrite interval is 5 to 300. In order to diffuse Cu and Sn without enriching them at the crystal grain boundaries of the surface layer, the primary dendrite spacing at a depth of at least 2 ⁇ (surface layer) from the surface layer is 5 to 100 m.
  • the primary dendrite spacing of the surface layer is 5 to 100 m depending on the above cooling rate, which is sufficient.
  • the object of the present invention can be achieved. If the thickness exceeds 15 mm, the above primary dendrite gap cannot be obtained stably.
  • the sheet thickness of 0.1 band is the limit thickness at which thin strips can be manufactured industrially, and the thicker strips naturally have a high cooling rate and increase the primary dendrite spacing near 5 m. Can have.
  • the surface layer of the thus prepared strip with a thickness of 0.1 to 15; a fine dendrite structure with a primary dendrite spacing of 5 to 100 m is recommended. Even in the part, there is no macro deflection and a very uniform material is exhibited.
  • the hot-rolled material equivalent product or the cold-rolled steel sheet according to the present invention contains a large amount of Cu and Sn, it has excellent mechanical properties and good surface properties. is there.
  • Ni has the effect of increasing the melting point of the Cu-enriched layer at the crystal grain boundaries and increasing the solubility of Cu in the matrix. A small amount may be added in the range of 0.7%.
  • Step Nos. A to E are shown in Fig. 2 using a twin-roll type continuous forming machine (made of a water-cooled copper alloy forming roll (diameter: 400mm, width: 350mm)). ): 7.7 million kcal Z rf Z hr thin strips with a thickness of 3 mm and a width of 350 mm were manufactured. The average primary dendrite interval of each slice (sample numbers 1 to 5) was 3 to 50 zm on average. Slice quality of each slice
  • Table 2 shows the cracks and mechanical materials (strength, elongation, bending, corrosion resistance).
  • the ⁇ conventional process '' refers to the production of a slab with a thickness of 250 mm and a width of 1800 mm from the molten steels of the steel numbers A to E by a normal continuous production method, and hot rolling the slab to a thickness of 3 mm.
  • the process of manufacturing a hot rolled sheet is shown.
  • “Bending” indicates the result of 180 ° contact bending
  • “corrosion resistance” is indicated by the corrosion resistance score (corrosion rate (mmZY): c:> 0.05, b: 0.01 to 0.05, a: ⁇ 0.01).
  • “(1) Cracking: None” means a crack having a depth of 30 m or less on the surface of one piece.
  • sample Nos. 2 to 5 were excellent in both flake quality and mechanical material, whereas the comparative flakes (sample No. 1) contained Cu.
  • the corrosion resistance was poor due to the small amount, and the hot-rolled sheets manufactured in the conventional process had deep surface cracks of 30 zm or more in all samples except sample number 1.
  • Sample No. 1 had low Cu and Sn contents, so no red hot embrittlement occurred and no surface cracking occurred even when manufactured in the conventional process.
  • FIG. 1 shows the relationship between the depth (mm) from the piece surface and the primary dendrite spacing (m) in each embodiment.
  • the mark in the figure is indicated by the mark: ⁇ ⁇
  • the primary dendrite interval is 13 mm
  • the primary dendrite distance is 1.5 mm (the center)
  • It is 50 m.
  • the thin strip (product equivalent to hot-rolled material) obtained in the above-described process of the present invention is pickled and cold-rolled in tandem 6 passes to produce a cold-rolled sheet having a sheet thickness of 0.8 mm. did. Thereafter, the cold-rolled sheet was subjected to box annealing in which the temperature was raised to 650 ° C at a rate of 50 ° C Zhr, held at this temperature for 12 hours, and cooled to room temperature over 48 hours.
  • each steel plate (sample Nos. 6 to 10) was the same as that of the thin piece, and the surface cracks and mechanical materials were as shown in Table 3.
  • Molten steel having the chemical components shown in Table 4 (a component obtained by adding Cu and Sn to the components of a rolled steel sheet for general structural use (SS41 of JIS G3101, steel symbol SS41: equivalent to ASTM A569-72)) was used as in Example 1.
  • Thin strips with a thickness of 3 mm and a width of 350 mm were manufactured using the same manufacturing process (however, the heat release (Q) of the production roll: 8 million kcal / nf Zhr).
  • the primary dendrite spacing of each slice (sample Nos. 11 to 15) was 17 to 55 m on average as shown by the mark in Fig. 2: 10.
  • Table 5 shows the flake quality (crack) and mechanical material of each flake.
  • the indications in Table 5 are the same as the indications in Table 2 of Example 1 (excluding the "bending” column).
  • the "Bend” column was judged to be acceptable if the bend radius / thickness ⁇ 1.5.
  • C and Si are the same chemical components as shown in Table 4 and a small amount of Ti, Nb, B, Cr, o, V, etc. is added to molten steel.
  • Step symbol SPFC45 of JIS standard G3135 equivalent to ASTM A715-85
  • the molten steel shown in Table 6 was manufactured into a thin piece having a thickness of 3 mm and a width of 350 mm in the same manufacturing process as in the case of the chemical composition steel in Table 4.
  • the primary dendrite spacing of each slice was the same as that of sample numbers 11 to 15, and the slice quality and mechanical material were excellent as shown in Table 7.
  • Table 9 shows the flake quality (fracture) and mechanical properties of each flake.
  • Table 11 shows the flake quality (fracture) and mechanical properties of each flake.
  • An object of the present invention is to produce ordinary carbon flakes and thin steel sheets having good surface properties and excellent mechanical properties by using a large amount of iron scrap and tin scrap containing a large amount of Cu without adding Ni. Can be. Therefore, such a piece and a steel sheet can be used inexpensively as a corrosion-resistant steel sheet, for example, an automatic steel sheet, so that the industrial effect is enormous.

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Description

明 細 書 銅及び錫を多量に含有する普通炭素鋼薄铸片及び薄鋼板並びにその 製造方法 技術分野
本発明はたとえば自動車や電気製品の解体屑鉄又はブリキ屑など を溶解精鍊した銅、 錫を多量に含む溶鋼を原料とする普通炭素鋼薄 铸片及び薄鋼板並びにその製造方法に関する。 背景技術
従来、 屑鉄、 ブリキ屑などを再使用するため、 溶鋼を精鍊する際- これら屑鉄を溶鋼に適量供給して精鍊し、 造塊又は連続铸造して厚 さ 100態以上のイ ンゴッ ト又はスラブを製造し、 これを圧延工程に 供給して薄板などを製造していた。
しかしながら、 特に近年の屑鉄には銅が多量に含まれるようにな り、 この屑鉄やブリキ屑などを含むイ ンゴッ ト又はスラブに熱間圧 延を施し、 あるいは更に冷間圧延を施してたとえば厚さ 0. l〜15mm の薄鋼板を製造すると、 その熱間圧延過程で鋼塊又は铸片に赤熱脆 化が生じ圧延割れが多発して熱間圧延が難かしく なり、 上記薄鋼板 を製造することが極めて困難であった。
この赤熱脆化は、 次のようにして発生する。 すなわち、 铸片等に 熱間圧延を行うための加熱を施すと、 銅 （Cu) や錫 （Sn) はスケ一 ル化しにく いため、 スケールと して除去されずに铸片の表層部に富 化し、 富化した Cuや Snが低融点の液膜を形成するとともに铸片等の 結晶粒界に偏在して、 熱間圧延温度における結晶粒界を脆弱化させ、 これによつて赤熱脆化が発生するのである。 又、 C uや Snは精鍊によつて溶鋼からほとんど除去できない成分で あ 。
したがって、 上記のように Cuや Snを多量に含有する屑鉄等は少量 ずつ多数のチヤ一ジに分けて配合し、 Cuや Snの濃度を薄めて使用さ れていた。
しかし、 か、 る方法は長期に亘る屑鉄の使用サイクルにおいて、 鋼材の ， Snの濃度が漸次上昇して好ま しく ないという問題があつ た。 又、 か、 る屑鉄を多数のチャージに分けて少量ずつ配合する管 理作業は極めて繁雑である。
このような問題点を解決するために、 「鉄鋼と合金元素」 （上）、 1967, 381， 385頁に示す如く、 N iを下記式を満足する量を溶鋼中に 添加することが行われた。
Ν Ί %≥ 1. 6 (Cu % + 6 Sn % )
上記溶鋼に添加された N iは上述の割れ起点である結晶粒界の 濃 化層に共存してその部分の融点を上げ、 かつ、 マ ト リ ックス中の Cu 溶解度を上げる効果を持つので液膜の発生を抑えるものと考えられ ている。
しかしながら多量な Cu及び Sn、 たとえば、 0. 3〜10重量％の Cu及 び 0. 03〜0. 5 重量％の Snを含有する溶鋼の場合、 必要 N i濃度は 0. 8 〜21重量％にも達し、 コス ト的に見て、 更に表面メ ツキムラ、 内部 酸化によるデスケーリ ングの不良など材質上においても大きな問題 となつていた。
本発明は以上のような問題点を解決するものであり、 Cuを多量に 含む屑鉄やブリキ屑を添加した普通炭素鋼成分を有する溶鋼から、 表面割れのない所望厚の薄铸片及び薄鋼板を提供することを目的と する。
又、 本発明は多量の Cuを含む屑鉄やプリキ屑を少量ずつ複雑な管 理作業を行なわずに表面割れのない所望厚さの薄铸片及び薄鋼板を 効率良く提供することを目的とする。
又、 本発明は Niを含有せずに Cuを多量に含む屑鉄やブリキ屑を添 加した普通炭素鋼成分を有する溶鋼から表面割れのない所望厚の薄 铸片及び薄鋼板を提供することを目的とする。
更に又本発明の目的は機械的材質と表面品質の優れた Cu及び Snを 多量に含む普通炭素薄铸片及び薄鋼板を提供することを目的とする, 発明の開示
本発明者らは上記目的を達成するために、 Cu, Snを多量に含む屑 鉄などを加えた普通炭素鋼成分の铸片について種々検討した結果、 か、 る铸片のミ ク口組織を 5〜100 ； t mの一次デン ドライ ト間隔を 有する微細なデン ドライ ト組織にすることによって Niを添加しなく ても強度、 伸びのバラツキが小さ く、 かつ表面割れの深さが 30〃 m 以下の極めて優れた表面性状を有する铸片を得ることができること を確認したのである。
上記のようなデン トライ ト組織を有する铸片は Cu， Snを多量に含 んだ溶鋼をたとえば双ドラム铸造装置により 1 〜104 °C/sec の
(铸造ロール抜熱量 Q ： 500 万〜 1500万 kcalZrrfZhr) 冷却速度で 急速に冷却して板厚 0.1〜15匪の薄铸片 （キャ ス ト ス ト リ ッ プ） を 製造し、 また必要によって、 铸片搬送時、 铸片の 1000°C以上の温度 を 10秒以上保持しないように搬送することによって得られる。
すなわち、 溶鋼中に鉄屑を投入し、 溶解することにより Cu, Sn等 の成分元素を均等に分散し、 かゝ る状態において溶鋼を急激に冷却 する。 铸片は薄板状に急速に凝固されるので、 铸片の中心部のマツ シーゾー ンにおける溶鋼の流動時間がほとんどなく、 これにより铸 片中心部分の濃厚マク口偏折が生じない。 更に C u , Snの拡散速度は一次デン ドライ ト間隔の 2乗に反比例す るので、 溶鋼の急冷凝固によって微小な一次デン ドライ ト間隔を有 する組織を得ることによりか， Snの一次デン ドライ ト間隔における 拡散速度を増加せしめ、 これによりデン ドライ ト間ミ クロ偏析度を 著しく低下せしめることができるのである。 このために、 偏折のな い微細なデン トライ ト組織を有する薄铸片を得ることができる。
しかも熱間圧延材相当の薄铸片を溶鋼から直接製造するので熱間 圧延のために行うような加熱処理を必要とせず、 したがって ， S n の铸片表層への偏析を生ぜしめず、 表面きずのない表面性状の優れ た铸片を得るこ とができる。
なお、 铸造装置から出た鐯片が搬送時複熱により 1 000 °C以上にな る場合があり、 かゝ る温度で 1 0秒以上保持されると C u等の表面偏析 が生じる恐れがある。 従って、 より安定した薄铸片を得るために铸 片搬送中の铸片を水冷することによって铸片温度を 1 000 °C以下にす ることが好ま しい。
このようにして得られた板厚 0. 1〜 1 5體の薄铸片は少く ともその 表層部において一次デン ドライ ト間隔が 5〜 1 00 〃 m好ま しく は 5 〜70 / mの微細なデン ドライ ト組織を有する。 板厚 1 5mmの薄铸片の 中心部の一次デン ドライ ト間隔は約 300〃 mとなるが、 その表層部 すなわち片側表面から 2 mm程度の深さで 5〜1 00 の一次デン ド ライ ト間隔を形成すれば C u , Snの凝固中又は直後のマ ト リ ッ クスへ の拡散速度を十分に促進して凝固時のデン ドライ ト間ミ ク口偏析を 低減することができる。 かく して表層の結晶粒界への偏析を抑制す ることができるので、 本発明の目的を達成することができる。
本発明では铸造のま ゝの薄鐯片又は铸造後酸洗した薄铸片を熱延 鋼板相当製品として使用するが、 その他に、 薄铸片を酸洗し、 冷間 圧延した後焼鈍して冷延鋼板製品を製造することもできる。 この場合の焼鈍は 800〜900 °Cの加熱温度で処理するので赤熱脆 化の問題は生じなく、 また、 Cu， Snなどの表面濃縮がないので搬送 や冷間圧延による表面割れの問題も発生しない。 図面の簡単な説明
第 1 図は铸片表面からの深さ （匪） と一次デン ドライ ト間隔
( ti ) との関係を示す図であり、 第 2図は双ロール式連続铸造機 の概略一部断面正面図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を実施するための最良の形態について説明する。 先ず、 本発明の構成化学成分について説明する。
本発明の基本化学成分は熱間圧延鋼板相当材と して使用する場合、
JIS 規格 G3131の鋼材記号 SPHC (—般用熱間圧延軟鋼板 ： ASTM
A621-82 に相当） 、 JIS 規格 G3101の鋼材記号 SS41 (—般構造用圧 延鋼板 ： ASTM A569-72に相当） 、 JIS規格 G3132の鋼材記号 SPH3 (鋼管用熱間圧延炭素鋼帯 ： SAE 1026に相当） 及び JIS規格 G4051 の鋼材記号 S48C (機械構造用炭素鋼材 ： ASTM A446-85に相当） 等の 普通炭素鋼板であり、
又、 本発明の薄铸片に冷間圧延を行った場合は、 JIS規格の鋼材 記号 SPCC (—般用冷間圧延鋼板） に相当する （ASTM A619- 82に相当） 普通炭素鋼板である。
熱延鋼板相当材および冷延鋼板の代表的な成分量 （重量％、 以下
%は全て重量％) は以下のとおりである。 (熱延鋼板相当材）
C S i Mn P
0. 03〜0. 5 0. 01〜0. 3 0.卜 2 0. 001〜0. 05
S Fe
0. 001〜0. 05 残 部
(冷延鋼板）
C S i Mn P
0. 03〜0. 05 0. 005〜0. 015 0. 1〜0. 2 0. 005—0. 02
S Fe
0. 002〜0. 01 残 部
上記各基本化学成分に を 0. 3〜10 %及び Snを 0. 03〜0. 5 %添加 する。 Cu及び Snの下限値未満の鋼は本発明の方法を用いずに通常の 方法すなわち、 連続铸造又は造塊一熱間圧延一冷間圧延一酸洗一焼 鈍で製造することができる。
又、 屑鉄に含有されている Cu及び Snの量は上記上限値を越える場 合はほとんどない。 したがって本発明の Cu及び Snの添加量を上言己の 範囲に限定した。
次に、 本発明鋼の製造方法を説明する。
鋼の精鍊当初、 屑鉄、 ブリキ屑などを投入して溶解した溶鋼を精 鍊後、 薄板連続铸造装置、 たとえば第 2図で示す双ロール式連続铸 造機で薄铸片を铸造する。
図中 2 はタンディ ッ シュで溶鋼 1 を貯留しかつ下部に設けたノズ ル （図示せず） より、 冷却ロール 3 a， 3 b とサイ ド堰 4 a， 4 b によって構成した溶鋼湯溜り部 5 に注湯する。 冷却ロール 3 a， 3 bは内部に冷却部を有する熱伝達率の良好な材料たとえば銅で構成 したロールで、 所望の铸片板厚に相当する間隔を設けて水平かつ平 行に、 更に矢印の方向に回転可能に配設する。 湯溜り部 5 に注入された溶鋼 1 は冷却ロール 3 a , 3 bで冷却さ れて冷却ロール 3 a , 3 b上に凝固シヱル Sを形成し、 冷却ロール の回転に伴い前記凝固シェル Sの厚さを増加しながら冷却ロール 3 a， 3 bのキッ シングポイ ン ト 6で一体化し、 铸片 7 を形成する。 铸片 7 は搬送ロール 8 a， 8 bによって下方へ引出され卷取機 （図 示せず） へ搬送される。 9 a , 9 bは冷却ロールの表面を清掃する ク リーナ一である。
本発明において最も重要な点は铸造組織の一次デン ドライ ト間隔 であり、 したがって、 この間隔を決める溶鋼の冷却凝固速度、 すな わち、 溶鋼の液相線温度と固相線温度の間の平均冷却速度 （铸造口 ール抜熱量 Q ) が重要である。 か、 る冷却速度は溶鋼が始めて冷却 ロールに接触する湯溜り部 5 の表面近傍からキッ シングポィ ン ト 6 に至る間の冷却速度であり、 本発明では铸片板厚 0.1〜15議の範囲 で前記冷却速度を 1 〜104 V/sec (铸造ロール抜熱量 Q ： 500 万 〜1500万 kcalZnfノ hr) の範囲とする。
すなわち、 铸片板厚が 15匪の铸片の中央部の平均冷却速度を 1 °C /sec 近傍とし、 その铸片表面の平均冷却速度を 102 〜104 °C/sec 近傍とする。 一次デン ドライ ト間隔は冷却速度の函数であるととも に溶鋼の化学成分、 特に C含有量に関係するが、 本発明が対象とす る普通炭素鋼の化学成分範囲では上記铸片板厚範囲における上記冷 却速度によると 5 〜300 の一次デン ドライ ト間隔となる。 し力、 しながら、 Cu, Snを表層の結晶粒界に富化させず拡散させるために は少く とも表層より 2 ππηまでの深さ （表層部） の一次デン ドライ ト 間隔が 5 〜 100 mにして凝固時のデン ドライ ト間ミ クロ偏析を下 げればよく 、 铸片板厚 15匪の場合でも上記冷却速度によつて表層部 の一次デン ドライ ト間隔が 5 〜100 mとなり、 十分に本発明の目 的を達成することができる。 なお、 板厚が 15mmを越えると安定して上記一次デン ドライ ト間隔 を得ることができない。
また、 板厚 0. 1匪は薄铸片を工業的に製造する限界の厚さであり t、ゝ る厚さの铸片は当然冷却速度は早く 5 m近傍の一次デン ドラ ィ ト間隔を有することができる。
このようにして铸造された板厚 0. 1〜； 15薦の薄铸片の表層部は 5 〜100 mの一次デン ドライ ト間隔を有する微細なデン ドライ ト組 織となるが、 铸片中央部においてもマクロ偏折がなく極めて均一な 材質を呈する。
したがって本発明による铸片ま 、の熱延材相当製品又は冷間圧延 鋼板は Cu, Snを多量に含有しているにもか、わらず、 優れた機械的 材質とともに良好な表面性状を有するのである。
なお、 前述のように N iは結晶粒界の Cu濃化層の融点を上げたりマ ト リ ックス中の Cu溶解度を上げたりする効果を有するので、 本発明 においても N iを 0. 02〜0. 7 %の範囲で微量添加してもよい。 実施例
実施例 1
第 1表に示す化学成分 （一般用熱間圧延軟鋼板（J I S · G3131 : AST A621 -82 に相当） 成分に Cu及び Snを添加した成分） を有する溶鋼
(鋼番号 A〜 E ) を第 2図で示す双ロール式連続铸造機 （内部水冷 式銅合金製铸造ロール （直径 ： 400mm 、 幅 ： 350mm)で構成） によつ て铸造ロール抜熱量 （Q ) ： 770 万 kcal Z rf Z hrで板厚 3 mm、 板幅 350mm の薄铸片を製造した。 各薄铸片 （試料番号 1 〜 5 ) の一次デ ン ドライ ト間隔は平均 3〜50 z mであった。 各薄铸片の铸片品質
(割れ） と機械的材質 （強度、 伸び、 曲げ、 耐食性） を第 2表に示 す。 第 1表
(重量％)
Figure imgf000011_0001
第 2表
Figure imgf000011_0002
なお、 表中、 「従来工程」 は上記鋼番号 A〜Eの溶鋼から通常の 連続铸造方法によって厚さ 250mm、 幅 1800mmのスラブを铸造し、 こ れを熱間圧延して扳厚 3 mmの熱延板を製造する工程を示す。 また、 「曲げ」 は 180° 密着曲げの結果を示し、 「耐食性」 は耐食性評点 (腐食速度 （mmZY) ： c ： > 0.05, b ： 0.01〜0.05， a ： < 0.01) によって示す。 また 「铸片割れ ： なし」 は铸片表層 30 m以下の深 さを持つ割れを意味する。
以上の表より、 本発明の薄铸片 （試料番号 2〜 5 ) は铸片品質、 機械的材質ともに優れていたが、 比較薄铸片 （試料番号 1 ) は Cu含 有量が少いため耐食性に劣り、 また、 従来工程で製造した熱延板は 試料番号 1以外のいずれもが 30 z m以上の深い表面割れが発生して いた。 試料番号 1 は Cu， Snの含有量が少いため、 従来工程で製造し ても赤熱脆化が発生せず、 表面割れは発生していなかった。
なお、 第 1 図に各実施例における铸片表面からの深さ （mm) と一 次デン ドライ ト間隔 （ m ) との関係を示す。 本実施例は図中印 ： □で表示しており、 铸片表面からの深さが 0. l mmの場合で一次デン ドライ ト間隔が 13〃 m， 1. 5mm の場合 （中心部） が 50〃 mとなって いる。
次に、 前述の本発明の工程で得られた薄铸片 （熱延材相当製品） を酸洗し、 タ ンデム 6 パスの冷間圧延を施し、 板厚 0. 8mmの冷延板 を製造した。 その後、 前記冷延板に、 昇温速度 50°C Z hrで 650°Cま で昇温し、 この温度で 12時間保持し、 48時間かけて常温まで冷却す るボックス焼鈍を施した。
続いて前記焼鈍済み鋼板に圧下率 1 %の調質圧延を施し、 Cu， Sn 含有の一般用冷間圧延鋼板（11 1 5規格—鋼材記号8?(；( 5了1 A619 -82) ) を製造した。
各鋼板 （試料番号 6〜10) の一次デン ドライ ト間隔は前記薄铸片 のそれと変化なく、 また、 表面割れや機械的材質は第 3表に示すと おりであった。
第 3表
Figure imgf000013_0001
以上の表より本発明からなる試料番号 7〜 10の鋼板はいずれも機 械的材質が優れている上に表面割れも 30;tz m以下の深さを示してお り、 Cu， Sn入り SPCC材と して極めて優秀であった。 実施例 2
第 4表に示す化学成分 （一般構造用圧延鋼板（JIS規格 G3101の鋼 材記号 SS41： ASTM A569-72に相当） の成分に Cu及び Snを添加した成 分） を有する溶鋼を実施例 1 と同様の製造工程 （但し、 铸造ロール 抜熱量 （Q) ： 800万 kcal/nf Zhr) で板厚 3 mm、 板幅 350mmの薄 铸片を製造した。 各薄铸片 （試料番号 11〜15) の一次デン ドライ ト 間隔は第 2図印 ： 十で示すように平均して 17〜 55 mであった。 各 薄铸片の铸片品質 （铸片割れ） と機械的材質を第 5表に示す。
第 4表
(重量％)
Figure imgf000014_0001
第 5表
Figure imgf000014_0002
なお、 第 5表内の各表示は実施例 1 の第 2表に記載されている表 示 （但し 「曲げ」 欄を除く） と同一である。 「曲げ」 欄の合格は曲 げ半径/板厚 < 1.5 で合格と した。
以上の表より、 本発明の薄铸片 （試料番号 12〜15) は Cu， Snを多 量に含有しているにもかゝわらず铸片品質、 機械的材質ともに優れ ていた。
次に、 C , Siが第 4表と同一の化学成分に、 Ti， Nb， B， Cr, o, V等を微量添加した溶鋼 （加工性改善高張力低合金熱間圧延薄板
(JIS規格 G3135 の鋼材記号 SPFC45： ASTM A715- 85に相当） に Cu， Sn を添加した成分） 、 すなわち第 6表で示す溶鋼を第 4表の化学成分 鋼の場合と同様の製造工程で板厚 3 mm、 板幅 350mmの薄铸片を製造 した。 各薄铸片 （試料番号 16〜19) の一次デン ドライ ト間隔は試料 番号 1 1〜1 5と同一であり、 铸片品質、 機械的材質も第 7表に示すよ うに優れていた。
第 6表
Βί¾>·動 pm)
Figure imgf000015_0001
第 7表
Figure imgf000015_0002
なお、 第 7表中の 「曲げ」 欄の合格（1 ) は 「曲げ直径/板厚く 1 」 の場合、 合格（2) は 「曲げ直径 Z板厚 < 1. 5 」 の場合をそれぞれ合 格と した。 他の第 7表中の各表示は実施例 1 の第 2表に記載されて いる表示と同一である。 実施例 3
第 8表に示す化学成分 （鋼管用熱間圧延炭素鋼帯（JIS規格 G3132 の鋼材番号 SPHT3 ： SAE1026 に相当） の成分に Cu及び Snを添加した 成分） を有する溶鋼 （鋼番号 D〜 S ) を実施例 1 と同様の製造工程 (但し、 铸造ロール抜熱量 （Q) :670万 kcalノ rrfZhr) で板厚 3.5 mm. 板幅 350匪の薄铸片を製造した。 各薄铸片 （試料番号 20〜24) の一次デン ドライ ト間隔は第 2図印 ： ◊で示すように平均して 8 〜 60 mでめった。
各薄铸片の铸片品質 （铸片割れ） と機械的性質を第 9表に示す。
第 8表
(重量
Figure imgf000016_0001
第 9表 铸片割れ 鋼番号 引張強度 伸び 曲げ 耐食性
番号 kgf /mm" % 本発明 従来 工程 工程
' 20 0 45 28 合格 c なし なし
21 P 45 28 合格 b なし あり
22 Q 45 27 合格 a なし あり
23 R 45 27 合格 a なし あり
24 S 45 27 合格 a なし あり なお、 第 9表中の 「曲げ」 欄の合格は 「曲げ半径 Z板厚 < 2.0 」 で合格と した。 他の第 9表中の各表示は実施例 1 の第 2表に記載さ れている表示と同一である。
以上の表より本発明の薄铸片 （試料番号 21〜24) は Cu， Snを多量 に含有しているにもかゝわらず铸片品質、 機械的材質ともに優れて いた。 実施例 4
第 10表に示す化学成分 （機械構造用炭素鋼材（JIS規格 G4051の鋼 材記号 S48C ： ASTM A446- 85に相当） に Cu， Snを添加した成分） を有 する溶鋼 （鋼番号 T〜X ) を実施例 1 と同様の製造工程 （但し、 铸 造ロール抜熱量 （Q) :820万 kcal4 /nf/hr) で扳厚 3 mm、 板幅 350匪の薄铸片を製造した。 各薄铸片 （試料番号 25〜29) の一次デ ン ドライ ト間隔は第 2図印 ： △で示すように平均して 5〜70// mで めった o
各薄铸片の铸片品質 （铸片割れ） と機械的性質を第 11表で示す。
第 10表
(重量％) 鋼番号 C Si Mn P S Cu Sn
T 0.48 0.2 0.8 0.02 0.01 0. 1 0.02
U 0.48 0.2 0.8 0.02 0.01 1.0 0.03
V 0.48 0.2 0.8 0.02 0.01 4.1 0.15
W 0.48 0.2 0.8 0.02 0.01 6.0 0.21
X 0.48 0.2 0.8 0.02 0.01 8.0 0.39 第 1 1表
Figure imgf000018_0001
なお、 第 1 1表の 「曲げ」 欄の合格は 「曲げ半径ノ板厚く 2. 0 」 で 合格と した。 他の第 1 1表中の各表示は実施例 1 の第 2表に記載され ている表示と同一である。
以上の表より本発明の薄铸片 （試料番号 26〜29) は ， Snを多量 に含んでいるにもか、わらず、 铸片品質、 機械的材質ともに優れて いた。 産業上の利用可能性
本発明は N iを添加することなく Cuを多量に含む鉄屑やブリ キ屑を 多量に使用して表面性状が良く、 機械的材質の優れた普通炭素薄铸 片及び薄鋼板を製造することができる。 したがってかゝ る铸片及び 鋼板を安価に耐食性鋼板、 たとえば自動用鋼板等に使用できるので 工業的効果は甚大である。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . Cu： 0.15〜10重量％、 Sn： 0.03〜0.5 重量％を含有するとと もに、 表層部の一次デン ドライ ト間隔が 5〜 100 ^ mであることを 特徴とする普通炭素鋼薄铸片。
2. 表層部が铸片表面から 2 mmの深さの層である請求の範囲 1記 載の薄铸片。
3. 前記薄铸片の Cu及び Sn以外の化学成分が JIS規格 G3131の鋼 材記号 SPHC (ASTM A621- 82に相当） 、 JIS規格 G3101の鋼材記号 SS41 (ASTM A569- 72に相当） 、 JIS規格 G3132の鋼材記号 SPH3
(SAE 1026に相当） 及び JIS規格 G4051 の鋼材記号 S48C(ASTM A44 6- 85に相当） のグループから選ばれた少く とも 1種の普通炭素鋼で ある請求の範囲 1記載の薄铸片。
4. 前記薄铸片が板厚 0.1〜； 15mmを有する請求の範囲 1記載の薄 錄片。
5. Cu： 0.15〜10重量％、 Sn： 0.03〜0.5 重量％を含有するとと もに铸片表面から 2 mmまでの深さの表層部の一次デン ドライ ト間隔 が 5 ~100 mである扳厚 0. l〜15mmの薄铸片に冷間圧延が施され た冷間圧延鋼板である普通炭素鋼板。
6. 前記冷間圧延鋼板の Cu及び Sn以外の化学成分が JIS規格の鋼 材記号 SPCC ASTM A619-82 に相当） の普通炭素鋼板である請求の範 囲 5記載の普通炭素鋼板。
7. Cu： 0.15〜10重量％、 Sn： 0.03〜0.5 重量％を含有し、 残部 が普通炭素鋼の成分である溶鋼を 1 〜104 V sec の範囲の冷却速 度で急冷凝固して薄铸片を铸造することを特徴とする普通炭素鋼薄 铸片の製造方法。
8. 薄铸片の厚みが 0.1 〜； 15mmである請求の範囲 7記載の製造方 法 o
9 . 铸造後搬送途中の薄铸片を、 前記薄铸片の 1000°C以上の表面 温度の保持時間が 10秒以下になるように冷却する請求の範囲 7記載 の製造方法。 "
10. 薄铸片を、 移動铸型を有する铸造装置で铸造する請求の範囲 7記載の製造方法。
1 1. 铸造装置が双ドラム式铸造装置である請求の範囲 10記載の製 造方法。
12. Cu： 0. 15〜10重量％、 Sn： 0. 03〜0. 5 重量％を含有し、 残部 が普通炭素鋼の成分である溶鋼を 1 〜10 4 V / s e c の範囲の冷却速 度で急冷凝固して厚さが 0. 1 〜15匪の薄铸片を铸造し、 次いで、 前 記薄铸片に冷間圧延を施して冷延鋼板を製造することを特徴とする 普通炭素鋼板の製造方法。
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