(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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。
【請求項２】
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。
【請求項３】
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。
【請求項４】
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。
【請求項５】
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。
【請求項６】
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。
【請求項７】
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。
【請求項８】
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。
【請求項９】
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。
【請求項１０】
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。
【請求項１１】
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
【請求項１２】
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。
【請求項１３】
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
【請求項１４】
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。
【請求項１５】
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。
【請求項１６】
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。
【請求項１７】
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
【請求項１８】
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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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