(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成されて７０％を越えるニオブが固溶体中にある、薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２】
ニオブが０．１％未満である、請求項１記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３】
０．０５％〜０．５０％のモリブデン、０．０１％〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１元素を更に含む、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項４】
降伏強さが少なくとも３４０ＭＰａである、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項５】
引っ張り強さが少なくとも４１０ＭＰａである、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項６】
降伏強さが少なくとも４１０ＭＰａである、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項７】
引っ張り強さが少なくとも４８５ＭＰａである、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項８】
降伏強さが少なくとも４５０ＭＰａである、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項９】
引っ張り強さが少なくとも５２０ＭＰａである、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１０】
少なくとも６％の全伸びを有する、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１１】
少なくとも１０％の全伸びを有する、請求項１に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１２】
重量で、０．２５％未満の炭素、０．２０〜２．０％のマンガン、０．０５〜０．５０％のケイ素、０．０１％未満のアルミニウム及び０．０１〜０．２０％ａのニオブを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトを含み、７０％を越えるニオブを固溶体中に有する、厚が３ミリメートル未満の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１３】
ニオブが０．１％未満である、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１４】
更に、０．０５〜０．５０％のモリブデン、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１つの元素を含む、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１５】
更に、平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介し分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子を含む、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１６】
降伏強さが少なくとも３４０ＭＰａである、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１７】
引っ張り強さが少なくとも４１０ＭＰａである、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１８】
降伏強さが少なくとも４１０ＭＰａである、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項１９】
引っ張り強さが少なくとも４８５ＭＰａである、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２０】
降伏強さが少なくとも４５０ＭＰａである、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２１】
引っ張り強さが少なくとも５２０ＭＰａである、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２２】
厚みが２．５ｍｍ未満である、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２３】
厚みが２．０ｍｍ未満である、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２４】
厚みが０．５〜２ｍｍの範囲である、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２５】
全伸びが少なくとも６％である、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２６】
全伸びが少なくとも１０％である、請求項１２に記載の薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２７】
重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトを含み、７０％を越えるニオブを固溶体中に有し、２０〜４０％の圧下で少なくとも４１０ＭＰの降伏強さを提供できる、厚が３ミリメートル未満の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２８】
ニオブが０．１％未満である、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項２９】
更に、０．０５〜０．５０％のモリブデン、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１つの元素を含む、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３０】
更に、平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介し分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子を有する、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３１】
薄鋳造鋼ストリップの降伏強さが少なくとも３４０ＭＰａである、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３２】
引っ張り強さが少なくとも４１０ＭＰａである、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３３】
厚みが２．５ｍｍ未満である、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３４】
厚みが２．０ｍｍ未満である、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３５】
厚みが０．５〜２ｍｍの範囲である、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３６】
全伸びが少なくとも６％である、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３７】
全伸びが少なくとも１０％である、請求項２７に記載の熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップ。
【請求項３８】
両者間にロール間隙を形成する横方向に位置決めされた鋳造ロールを有して内部冷却されるロール鋳造機を組立て、ロール間隙上方の鋳造ロール上に支持され鋳造ロール両端に隣接して側堰により画成される溶鋼の鋳造溜めを形成し、鋳造ロールを相互方向に回転して鋳造ロールが鋳造溜めを通りつつ鋳造ロール上に金属殻を凝固させ、金属殻から鋳造ロール間のロール間隙から下方に送出される鋼ストリップを形成し、鋼ストリップを少なくとも１０℃／秒の速度で冷却して、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成されて７０％を越えるニオブが固溶体中にある組成物を提供する、巻取られる薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【請求項３９】
巻取られた鋼ストリップが鋼微細結晶構造を介して分配され平均粒径が５０ナノメートル未満であるケイ素及び鉄の酸化物微粒子を有する、請求項３８に記載の巻取られた薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【請求項４０】
鋼ストリップを熱間圧延し、熱間圧延された鋼ストリップを４５０〜７００℃で巻取ることを更に含む、請求項３８に記載の巻取られた薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【請求項４１】
鋼ストリップを熱間圧延し、熱間圧延された鋼ストリップを６００℃未満の温度で巻取るという段階を更に含む、請求項３８に記載の巻取られた薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【請求項４２】
鋼ストリップを時効硬化して少なくとも５５０℃での引っ張り強さを増加させることを更に含む、請求項３８に記載の巻取られた薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【請求項４３】
更に、時効硬化が６２５〜８００℃の温度で起き得るという段階を含む、請求項３８に記載の巻取られた薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【請求項４４】
更に、時効硬化が６５０〜７５０℃の温度で起き得るという段階を含む、請求項３８に記載の巻取られた薄鋳造鋼ストリップの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本ＰＣＴ出願は２００７年５月６日提出のアメリカ特許出願第１１／７４４，８８１号を優先権主張の基礎としており、該アメリカ出願は２００５年１０月２０日提出の出願第１１／２５５，６０４号の部分継続出願である。本願はまた２００７年６月１３日提出のアメリカ仮特許出願第６０／９４３，７８１号をも優先権主張の基礎としている。
【０００２】
本発明は、高強度薄鋳造ストリップの製造に関しており、斯かる鋳造ストリップを双ロール鋳造機で製造する方法に関している。
【背景技術】
【０００３】
双ロール鋳造機においては、内部冷却されて相互方向に回転する一対の鋳造ロール間に溶融金属が導入されるので、動いているロール表面上に金属殻が凝固し、ロール間のロール間隙にて合わされて凝固したストリップ品が造られ、鋳造ロール間のロール間隙から下方に送給される。ここで使われている「ロール間隙」(nip)という語は鋳造ロール相互が最接近する領域全般を指す。溶融金属は、取鍋から、ロール間隙上方に位置決めしたタンディッシュ及びコアノズルから成る金属送給システムを介し注がれ、ロール間隙上方のロール鋳造表面に支持されロール間隙長手方向に延びる溶融金属鋳造溜めを形成する。この鋳造溜めは、鋳造溜め両端から流出しないよう堰止めるためロール端面に摺動係合保持される耐火側板又は側堰の間に通常画成される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】アメリカ特許第６，４８８，７９０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
降伏強さ(yield strength; YS)が４１３ＭＰａ（６０ｋｓｉ）以上でストリップ厚が３．０ｍｍ未満の、高強度・低炭素の薄ストリップは、従来は、冷間圧延ストリップの焼きなまし(recovery annealing) により造られ、冷間圧延は所望厚とするのに必要であった。冷間圧延ストリップは焼きなましされることで、強度を大きく損なうことなく延性が改良される。しかしながら、結果として得られるストリップの最終延性は依然として比較的低く、構造用部品用の構造鋼に対し一部の建築基準法で要求される６％を越す全伸びレベルをストリップは達成できない。このような焼きなましされる冷間圧延低炭素鋼は、一般に、圧延形成・曲げなどの簡単な形成作業のみに適したものであり、冷間圧延・焼きなまし製造手法を用いて、高い延性を持つ鋼ストリップを斯かる最終ストリップ厚に製造することは技術的に実現不可能であった。
【０００６】
従来、高強度鋼はニオブ、バナジウム、チタン又はモリブデンなどの元素によるマイクロ合金化(microalloying)で造られ、熱間圧延により所望の厚及び強度レベルを達成していた。斯かるマイクロ合金化には高価で高レベルのニオブ、バナジウム、チタン又はモリブデンが必要で、典型的には１０〜２０％のベイナイトを含むベイナイト・フェライト微細結晶構造が結果として形成された。特許文献１参照。若しくは、微細結晶構造は１０〜２０％のパーライトを含むフェライトでもよかった。ストリップの熱間圧延でこれらの合金化元素が部分的に析出することになるので、主にフェライト化される微細結晶構造に充分な時効硬化(age hardening)を与えて所要の強度レベルを達成するのには比較的高い合金レベルのニオブ、バナジウム、チタン又はモリブデン元素が必要であった。マイクロ合金化レベルがこのように高いので、必要な熱間圧延荷重が著しく増大し、経済的且つ実際的に製造し得る熱間圧延ストリップ厚み範囲が制約された。斯かる合金化高強度ストリップは厚端が３ｍｍ厚を越える製品ならば、酸洗い後に直接亜鉛メッキ用に用いることができる。
【０００７】
しかしながら、基本鋼成分にニオブ、バナジウム、チタン又はモリブデンを添加して厚みが３ｍｍ未満の高強度鋼ストリップを造るのは非常に難しく、特に高圧延荷重を掛けることにより幅広のストリップを得る場合にはそうであり、必ずしも商業的に可能ではなかった。従来、これらの元素を多量に加えるのは鋼の強度を上げるのに必要であり、それにより鋼の伸び特性が減少することになった。従来、高強度マイクロ合金化熱間圧延ストリップは強度の提供が比較的難しく、比較的高価であり、他の合金化元素を加えて補う必要が多々あった。
【０００８】
ストリップ厚を減らすためには一般に冷間圧延が必要だが、熱間圧延された高強度ストリップに斯かる冷間圧延を行うと、ストリップ厚を減らすのに高い冷間圧延荷重が必要なため困難であった。このように合金化が高レベルであると、必要な再結晶焼きなまし温度もかなり上がり、冷間圧延ストリップを充分に再結晶焼きなましするのに必要な高い焼きなまし温度が得られる焼きなましラインの建造・操業に高い費用を掛ける必要があった。
【０００９】
要するに、ニオブ、バナジウム、チタン又はモリブデンという元素を用いて高強度薄ストリップを造るという従来公知のマイクロ合金化では、合金化コストが高く、元素添加が比較的非効率であり、熱間圧延や冷間圧延に高圧延荷重を掛けるのが難しく、高い再結晶焼きなまし温度を必要とするため商業的に安価にできなかった。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
開示される薄鋳造鋼ストリップは、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトであって固溶体中のニオブが７０％を越える。ニオブは０．１％未満でもよい。薄鋳造鋼ストリップは更に、０．０５〜０．５０％のモリブデン、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択される少なくとも１つの元素を含んでよい。
【００１１】
薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも３４０ＭＰａとすることができ、引っ張り強さ(tensile strength; TS)は少なくとも４１０ＭＰａとすることができる。薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも４８５ＭＰａでもよく、引っ張り強さは少なくとも５２０ＭＰａでもよい。薄鋳造鋼ストリップの全伸びは少なくとも６％であり、若しくは、少なくとも１０％であってよい。
【００１２】
鋼品は薄鋳造鋼ストリップであってよい。オプションとして、薄鋳造鋼ストリップは平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介して分配されるケイ素及び鉄の酸化物微粒子を有していてよい。
【００１３】
薄鋳造鋼ストリップ厚は２．５ｍｍ未満、若しくは、２．０ｍｍ未満であってよい。更に別の選択肢として、薄鋳造鋼ストリップ厚は０．５〜２ｍｍの範囲であってよい。
【００１４】
厚が３ミリメートル未満の熱間圧延薄鋳造鋼ストリップも開示され、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成されて２０〜４０％の圧下で少なくとも４１０ＭＰの降伏強さを提供できる。薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも４８５ＭＰａであってよく、引っ張り強さは少なくとも５２０ＭＰａであってよい。若しくは、ニオブが０．１％未満であってよい。
【００１５】
オプションとして、熱間圧延薄鋳造鋼ストリップは平均粒径５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介して分配されるケイ素及び鉄の酸化物微粒子を有してよい。
【００１６】
熱間圧延薄鋳造鋼ストリップは全伸びが少なくとも６％、若しくは、少なくとも１０％であってよい。熱間圧延薄鋳造鋼ストリップの厚は２．５ｍｍ未満、若しくは２．０ｍｍ未満であってよい。更に別の選択肢では、熱間圧延薄鋳造鋼ストリップの厚は０．５〜２ｍｍの範囲であってよい。
【００１７】
巻取られた薄鋳造鋼ストリップも開示されており、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブ、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択される少なくとも１つの元素とを含み、巻取り・冷却後の固溶体中のニオブ及び／又はバナジウムが７０％を越える。若しくは、ニオブは０．１％未満であってよい。
【００１８】
オプションでは、巻取られた薄鋳造鋼ストリップは平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介して分配されるケイ素及び鉄の酸化物微粒子を有してよい。
【００１９】
巻取られた薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも３４０ＭＰａであってよく、引っ張り強さは少なくとも４１０ＭＰａであってよい。巻取られた薄鋳造鋼ストリップの厚は３．０ｍｍ未満であり、薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも４８５ＭＰａ、引っ張り強さは少なくとも５２０ＭＰａであってよい。
【００２０】
若しくは、巻取られた薄鋳造鋼ストリップの厚は２．５ｍｍ未満、若しくは、２．０ｍｍ未満であってよい。更に別の選択肢では、巻取られた薄鋳造鋼ストリップの厚は０．５〜２ｍｍの範囲内である。巻取られた薄鋳造鋼ストリップの全伸びは少なくとも６％、若しくは、少なくとも１０％であってよい。
【００２１】
時効硬化された薄鋳造鋼ストリップも開示されており、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブ、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成されて時効硬化後に伸びと降伏強さが増加する。若しくは、ニオブは０．１％未満であってよい。
【００２２】
時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは、更に、平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介して分配されるケイ素と鉄の酸化物微粒子を含んでよい。
【００２３】
薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは、所望に応じて、少なくとも３４０ＭＰａ、又は少なくとも３８０ＭＰａ、又は少なくとも４１０ＭＰａ、又は少なくとも４５０ＭＰａ、又は少なくとも５００ＭＰａ、又は少なくとも５５０ＭＰａ、又は少なくとも６００ＭＰａ、又は少なくとも６５０ＭＰａであってよい。薄鋳造鋼ストリップの引っ張り強さは、所望に応じて、少なくとも４１０ＭＰａ、又は少なくとも４５０ＭＰａ、又は少なくとも５００ＭＰａ、又は少なくとも５５０ＭＰａ、又は少なくとも６００ＭＰａ、又は少なくとも６５０ＭＰａ、又は少なくとも７００ＭＰａであってよい。時効硬化された薄鋳造鋼ストリップの厚は３．０ｍｍ未満、若しくは、２．５ｍｍ未満である。若しくは、時効硬化された鋼品の厚は２．０ｍｍ未満である。更に別の選択肢では、時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは厚が０．５〜２ｍｍの範囲であってよい。時効硬化された薄鋳造鋼ストリップの全伸びは少なくとも６％、若しくは、少なくとも１０％であってよい。
【００２４】
薄鋳造鋼ストリップは、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブ及び０．０１〜０．２０％のバナジウムからなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成されて平均粒径が５０ナノメートル未満である鋼微細結晶構造を介し分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子を含む。若しくは、ニオブは０．１％未満でもよい。オプションとして、薄鋳造鋼ストリップは０．０５〜０．５０％のモリブデンを含んでもよい。
【００２５】
薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも３４０ＭＰであってよく、引っ張り強さは少なくとも４１０ＭＰａであってよい。薄鋳造鋼ストリップの降伏強さは少なくとも４８５ＭＰａであってよく、引っ張り強さは少なくとも５２０ＭＰａであってよい。薄鋳造鋼ストリップの全伸びは少なくとも６％、若しくは、少なくとも１０％であってよい。
【００２６】
時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成され、平均粒径が１０ナノメートル未満の炭窒化ニオブ粒子を有する。本発明の明細書及び添付の請求の範囲における炭窒化物粒子は炭化物、窒化物、炭窒化物、及びそれらの混合物を含む。若しくは、ニオブは０．１％未満であってよい。
【００２７】
時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは実質的に５０ナノメートルを越える炭窒化ニオブ粒子を持ち得ない。時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは降伏強さが少なくとも３４０ＭＰａ、引っ張り強さが少なくとも４１０ＭＰａであってよい。時効硬化された薄鋳造鋼ストリップの全伸びは少なくとも６％、若しくは、少なくとも１０％であってよい。
【００２８】
巻取られた薄鋳造鋼ストリップを造る方法が開示され、それは
両者間にロール間隙を形成する横方向に位置決めされた鋳造ロールを有する内部冷却されるロール鋳造機を組立て、ロール間隙上方で鋳造ロール上に支持され且つ鋳造ロール端に隣接した側堰で画成される溶鋼の鋳造溜めを形成し、
鋳造ロールを相互方向に回転させて、鋳造ロールが鋳造溜め内を移動しつつ鋳造ロール上に金属殻を凝固させ、
鋳造ロール間のロール間隙を介し金属殻から下方に鋼ストリップを形成し、
少なくとも１０℃／秒の割で鋼ストリップを冷却して、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブ、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成されて固溶体中のニオブ及び／又はバナジウムが７０％を越える、組成物を提供する
という諸段階を含む。
【００２９】
本方法は、巻取られた薄鋳造鋼ストリップ中に、平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造で分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子を提供してよい。更に、本方法は、薄鋳造鋼ストリップを熱間圧延し、熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップを４５０〜７００℃の温度で巻取る段階を含んでもよい。若しくは、熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップの巻取りは６５０℃未満の温度で行なってもよい。
【００３０】
本方法は、更に、薄鋳造鋼ストリップを時効硬化させて引っ張り強さを少なくとも５５０℃に増加させる段階を含んでもよい。若しくは、時効硬化が６２５〜８００℃の温度で起きてもよい。更に別の選択肢では、時効硬化は６５０〜７５０℃の温度で起きてもよい。
【００３１】
また、薄鋳造鋼ストリップ製造方法も開示され、それは、
横方向に位置決めされ両者間にロール間隙を形成する鋳造ロールを有する内部冷却されるロール鋳造機を組立て、ロール間隙上方で鋳造ロールに支持され且つ鋳造ロール端に隣接した側堰で画成される溶鋼鋳造溜めを形成し、
鋳造ロールを相互方向に回転させ、鋳造ロールが鋳造溜め内を移動する間に鋳造ロール上に金属殻を凝固させ、
鋳造ロール間のロール間隙を介し金属殻から下方に鋼ストリップを形成し、そして
少なくとも１０℃／秒の割で鋼ストリップを冷却し、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブ、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成され固溶体中のニオブ及び／又はバナジウムが７０％を越える、組成物を提供し、
薄鋳造鋼ストリップを６２５〜８００℃の温度で時効硬化させる
という諸段階を含む。
【００３２】
本方法は、更に、薄鋳造鋼ストリップを時効硬化させて引っ張り強さを増加させる段階を含んでよい。若しくは、時効硬化が６５０〜７５０℃の温度で起きてよい。
【００３３】
本方法は、平均粒径が１０ナノメートル未満の炭窒化ニオブ粒子を有する時効硬化された薄鋳造鋼ストリップを提供してよい。若しくは、時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは５０ナノメートルを越える炭窒化ニオブ粒子を本質的に持たない。
【００３４】
本方法は、巻取られた薄鋳造鋼ストリップに平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介して分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子を提供してよい。更に、本方法は、薄鋳造鋼ストリップを熱間圧延し、熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップを７００℃未満の温度で巻取る段階を含んでよい。若しくは、熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップの巻取りを６５０℃未満の温度で行なってよい。
【００３５】
薄鋳造鋼ストリップ製造方法は、
横方向に位置決めされ両者間にロール間隙を形成する鋳造ロールを有する内部冷却されるロール鋳造機を組立て、ロール間隙上方で鋳造ロールに支持され且つ鋳造ロール端に隣接した側堰で画成される溶鋼鋳造溜めを形成し、
鋳造ロールを相互方向に回転させて、鋳造ロールが鋳造溜め内を移動する間に鋳造ロール上に金属殻を凝固させ、
鋳造ロール間のロール間隙を介し金属殻から下方に鋼ストリップを形成し、
少なくとも１０℃／秒の割で鋼ストリップを冷却させて、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、０．０１〜０．２０％のニオブ、０．０１〜０．２０％のバナジウム及びそれらの混合物からなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトで構成され、
薄鋳造鋼ストリップを６２５〜８００℃の温度で時効硬化させて、時効硬化後に伸びを増加させ降伏強さを増加させる
という諸段階を含んでよい。
【００３６】
本方法は、巻取られた薄鋳造鋼ストリップ中に、平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介して分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子を提供してよい。更に、本方法は、平均粒径が１０ナノメートル未満の炭窒化ニオブ粒子を有する時効硬化された薄鋳造鋼ストリップを提供してもよい。若しくは、時効硬化された薄鋳造鋼ストリップは５０ナノメートルを越える炭窒化ニオブ粒子を本質的に持たない。
【００３７】
本方法は、薄鋳造鋼ストリップを熱間圧延し、熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップを７５０℃未満の温度で巻取る段階を含んでよい。若しくは、熱間圧延された薄鋳造鋼ストリップの巻取りを７００℃未満の温度で行ってもよい。
【００３８】
本発明をより詳細に記述するために、添付図面に関して幾つかの実施例を記述する。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】インライン熱間圧延機とコイラを組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機の詳細を示す。
【図３】ニオブ又はバナジウムを添加した場合及び添加しない場合のストリップ降伏強さに対する巻取り温度の影響を示す。
【図４ａ】ニオブ鋼ストリップの光学的顕微鏡写真である。
【図４ｂ】標準のＵＳＣ  ＳＳ  Ｇｒａｄｅ ３８０鋼ストリップの光学的顕微鏡写真である。
【図５】本発明の鋼ストリップの降伏強さに対する巻取り後の時効硬化の影響を示すグラフである。
【図６】本発明の鋼ストリップの降伏強さ及び引っ張り強さに対し巻取り後シミュレートした時効硬化サイクルの影響を示すグラフである。
【図７】降伏強さに対する熱間圧延圧下の影響を示すグラフである。
【図８】伸びに対する降伏強さの影響を示すグラフである。
【図９】ニオブが低レベルの場合の降伏強さに対するニオブ量の影響を示すグラフである。
【図１０ａ】熱間圧延後の０．０６５％ニオブ鋼の第１サンプルの微細結晶構造の顕微鏡写真である。
【図１０ｂ】熱間圧延後の０．０６５％ニオブ鋼の第２サンプルの微細結晶構造の顕微鏡写真である。
【図１１】降伏強さに対するニオブ量の影響を示すグラフである。
【図１２】降伏強さに対する巻取り温度の影響を示すグラフである。
【図１３】ニオブが低レベルの場合の降伏強さに対する巻取り温度の影響を示すグラフである。
【図１４】降伏強さに対する熱処理条件の影響を示すグラフである。
【図１５】０．０２６％ニオブ鋼の降伏強さに対する時効硬化熱処理温度の影響を示すグラフである。
【図１６】０．０６５％ニオブ鋼の降伏強さに対するピーク時効温度の影響を示すグラフである。
【図１７】０．０６５％ニオブ鋼の降伏強さに対するピーク時効温度及び保持時間の影響を示すグラフである。
【図１８】０．０８４％ニオブ鋼の降伏強さに対するピーク時効温度及び保持時間の影響を示すグラフである。
【図１９】時効硬化前後の伸びに対する降伏強さの影響を示すグラフである。
【図２０】連続焼きなまし熱処理結果を示すグラフである。
【図２１】時効硬化状態を示すグラフである。
【図２２】硬度に対する温度と熱の影響を示すグラフである。
【図２３】本発明のバナジウム鋼の降伏強さに対する熱処理の影響を示すグラフである。
【図２４】本発明のバナジウム鋼の降伏強さに対する熱間圧延圧下の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
以下の実施例の記述は、双ロール鋳造機を用いた鋼ストリップの連続鋳造により造られるマイクロ合金添加の高強度薄鋳造ストリップに関して述べたものである。
【００４１】
図１は鋼ストリップを連続鋳造するストリップ鋳造機の一連の部分を示している。図１及び図２が示す双ロール鋳造機１１が連続的に製造する鋳造鋼ストリップ１２は遷移路１０を通り、ガイドテーブル１３を経て、ピンチロール１４Ａを有する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、ストリップは一対の圧下ロール１６Ａとバックアップロール１６Ｂを有する熱間圧延機１６内を通って熱間圧延され、所望厚みに圧下される。熱間圧延されたストリップはランアウトテーブル１７に至って、対流と水噴出１８（又は他の適宜手段）により供給される水との接触や輻射により冷却され得る。圧延され、冷却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に通され、更にはコイラ１９に通される。鋳造ストリップの最終冷却は巻取り後に行われる。
【００４２】
図２に示すように、双ロール鋳造機１１を構成する主機械フレーム２１が、横方向に位置決めされ鋳造表面２２Ａを有する一対の鋳造ロール２２を支持する。鋳造作業時に、溶融金属は取鍋（図示せず）からタンディッシュ２３へ、そして耐火シュラウド２４を介し分配器即ち可動タンディッシュ２５へ、更には分配器２５から金属送給ノズル２６を介しロール間隙２７上方の鋳造ロール２２間へと供給される。鋳造ロール２２間に送給された溶融金属がロール間隙上方に鋳造溜め３０を形成する。鋳造溜め３０の鋳造ロール両端側を閉止する一対の側部閉止堰又は側部閉止板２８が、側部閉止板ホルダに接続された流体圧シリンダユニット（図示せず）を含む一対のスラスタ（図示せず）により鋳造ロール両端に押圧される。（一般に「メニスカス」レベルと呼ばれる）鋳造溜め３０上面は通常、送給ノズル下端よりも上に上がっているので送給ノズル下端は鋳造溜め３０内に浸漬している。鋳造ロール２２は内部が水冷されるので、鋳造溜め内を通る移動ロール表面上に殻が凝固し、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が造られ、鋳造ロール間のロール間隙から下方に送給される。
【００４３】
双ロール鋳造機はアメリカ特許第５，１８４，６６８号及び第５，２７７，２４３号又はアメリカ特許第５，４８８，９８８号に幾分詳細に開示され記述された種類のものであってよい。本発明の実施例で用いるのに適した双ロール鋳造機の適宜な構成的詳細についてはこれらの特許を参照することができる。
【００４４】
双ロール鋳造機を用いて従来の軽量鋼品の短所に打ち勝つ高強度薄鋳造ストリップ品を造ることができ、高強度、軽量鋼ストリップ品が造られる。本発明では、ニオブ(Nb)、バナジウム(V)、チタン(Ti)又はモリブデン(Mo)、又はこれらの組み合わせを含む元素が活用される。
【００４５】
鋼のマイクロ合金化元素としては通常、チタン、ニオブ、バナジウムといった元素が言及される。従来、これらの元素は通常０．１％未満のレベルで、場合によっては０．２％もの高レベルで添加されてきた。これらの元素は（従来は炭窒化物形成剤として）焼入れ硬化性、細粒化効果及び強度向上効果の組合わせで鋼の微細結晶構造及び特性に強い影響を与えることができる。モリブデンはそれ自身は比較的弱い炭窒化物形成剤なので、通常はマイクロ合金化元素としては見なされてこなかったが、本発明の環境では有効となり得、ニオブ及びバナジウムと同様に複雑な炭窒化物粒子を形成し得る。以下に説明するように、これらの元素を含む熱間圧延されたストリップでは炭窒化物形成が抑制される。
【００４６】
高強度薄鋳造ストリップ品では幾つかの特性が組合わせられて、これらの元素でのマイクロ合金化により高強度軽量鋳造ストリップ品が達成される。ストリップ厚は３ｍｍ未満でも、２．５ｍｍ未満でも、２．０ｍｍ未満でも、０．５〜２．０ｍｍの範囲でもよい。鋳造ストリップは冷間圧延する必要なしに熱間圧延で造られて、ストリップが所望厚に減らされる。従って、高強度薄鋳造ストリップ品は所望の軽量熱間圧延厚み範囲と冷間圧延厚み範囲が重なる。ストリップは１０℃／秒以上の割で冷却でき、大部分が典型的にはベイナイト及び針状フェライトである微細結晶構造を依然として形成する。
【００４７】
斯かる高強度薄鋳造ストリップ品の製造で得られる利点は、従来のマイクロ合金化鋼の製造が比較的高い合金費用が掛かること、マイクロ合金化の効率が悪いこと、熱間圧延及び冷間圧延で困難があること、従来の連続亜鉛メッキライン及び焼きなましラインが所要の高焼きなまし温度を提供できないため再結晶焼きなましに困難があることと対照的である。その上、冷間圧延・焼きなましで造られるストリップには比較的低い延性が見受けられるという問題が克服される。
【００４８】
従来造られるマイクロ合金化された鋼ではニオブ及びバナジウムなどの元素は凝固・熱間圧延・巻取り・冷却を経て固溶体中には残存できず、微細結晶構造を介し拡散されるニオブ及びバナジウムにより熱間巻取り製造工程の種々の段階で炭窒化物粒子が形成される。本明細書及び添付の請求の範囲では、炭窒化物粒子には、炭化物、窒化物、炭窒化物及びそれらの組合わせが含まれる。従来造られるマイクロ合金化鋼では、高温スラブ中に炭素粒子及び窒素粒子が形成・成長すること及びその後に巻取られることにより更に高温スラブ中のオーステナイト粒径が減り、鋼の焼入れ硬化性が減少していた。こうした従来の鋼では、マイクロ合金化元素を増量し、鋳造スラブを高め温度に再熱し、炭素含有量を下げることにより高温スラブ中の粒子の影響に打ち勝たねばならなかった。
【００４９】
従来造られる鋼とは対照的に本発明の高強度薄鋳造鋼ストリップ品は、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．００％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０６％未満のアルミニウムと、約０．０１〜約０．２０％のチタン、約０．０１〜約０．２０％のニオブ、約０．０５〜約０．５０％のモリブデン及び約０．０１〜約０．２０％のバナジウムからなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、大部分がベイナイトである微細結晶構造を有して造られる。鋼品は更に、平均粒径が５０ナノメートル未満の鋼微細結晶構造を介し分配されたケイ素及び鉄の酸化物微粒子で構成されてよい。鋼品は従来のスラブ鋳造品よりも均一にマイクロ合金が微細結晶構造を介し分配されていてよい。
【００５０】
若しくは、高強度薄鋳造鋼ストリップ品は、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと約０．０１〜約０．２０％のニオブとを含み、微細結晶構造の大部分がベイナイト及び針状フェライトを含み可溶性ニオブが７０％を越えてよい。
【００５１】
もう一つの選択肢では、巻取られた鋼品は、重量で、０．２５％未満の炭素と、０．２０〜２．０％のマンガンと、０．０５〜０．５０％のケイ素と、０．０１％未満のアルミニウムと、約０．０１〜約０．２０％のニオブ、約０．０１〜約０．２０％のバナジウム及びその組合わせからなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含み、巻取り・冷却後選択されたものとして７０％を越える可溶性ニオブ及びバナジウムを有してよい。巻取られた高強度薄鋳造鋼ストリップ品は、特に熱間圧延圧下及びその後の巻取りの後且つ時効硬化の前に、選択されたように７０％を越える可溶性ニオブ及びバナジウムを有してよい。微細結晶構造はベイナイト及び針状フェライトの混合物であってよい。若しくは、熱間圧延され、後に巻取り・冷却された鋼の微細結晶構造は８０％を越えるニオブ及び／又はバナジウムが固溶体中に残っているベイナイト及び針状フェライトであってよく、若しくは９０％を越える量が固溶体中に残っていてもよい。
【００５２】
若しくは又は更に、鋼品は全伸びが６％を越えて、又は、１０％を越えてよい。鋼品は降伏強さが少なくとも３４０ＭＰａ（約４９ｋｓｉ）又は引っ張り強さが少なくとも４１０ＭＰａ、若しくは両方であってよく、充分な延性を示す。熱間圧延された品における降伏強さと全伸びとの関係を図８に示す。
【００５３】
熱間圧延後、熱間圧延された鋼ストリップを約５００〜７００℃の温度で巻取ることができる。薄鋳造鋼ストリップは又、更に鋼ストリップを時効硬化処理することにより少なくとも５５０℃の温度での引っ張り強さを増すことができる。時効硬化は５５０〜８００℃、６２５〜７５０℃、又は６７５〜７５０℃の温度で起き得る。従って、連続亜鉛メッキライン又は焼きなましラインの従来の炉は、マイクロ合金化された鋳造ストリップ品を硬化するのに必要な時効硬化温度を提供できる。
【００５４】
例えば、薄鋳造ストリップ工程で鋳造済みの０．０２６％のニオブと、０．０４重量％の炭素と、０．８５重量％のマンガンと０．２５重量％のケイ素とにより鋼組成物を造ることで鋼組成物が造られた。図１及び図２に示すような双ロール鋳造機を用い、ストリップを１．７ｍｍ厚に鋳造し、インライン熱間圧延して１．５〜１．１ｍｍの範囲のストリップ厚とした。ストリップは５９０〜６２０℃（１０９４〜１１４８°Ｆ）の巻取り温度で巻取られた。
【００５５】
図３に示すように、本発明の鋳造ストリップで得られる降伏強さ及び引っ張り強さのレベルと、マイクロ合金化されない基本の鋳造ストリップ鋼組成で得られ得る降伏強さ及び引っ張り強さのレベルとを特定の巻取り温度範囲で比較した。ニオブ鋼ストリップが４２０〜４４０ＭＰａ（約６１〜６４ｋｓｉ）の降伏強さと約５１０ＭＰａ（約７４ｋｓｉ）の引っ張り強さを獲得したことが見て取れる。本発明の鋳造ストリップ製品をマイクロ合金化された鋼と同じ巻取り温度で処理したＣ−Ｍｎ−Ｓｉ基本鋼組成物と比較し、ニオブ鋼が本質的に高い強度レベルを生じた。比較された基本鋼ストリップを鋳造ニオブ品に匹敵し得る強度レベルにするには非常な低温度で巻取らねばならなかった。鋳造ニオブ鋼品は熱間圧延で強度向上特性を得るのに低巻取り温度で巻取る必要はなかった。更に又、鋳造ニオブ鋼の降伏強さ及び引っ張り強さのレベルは図７に示すような少なくとも１９〜３７％の圧下ではインライン熱間圧延の程度により大きく影響されることはなかった。
【００５６】
本発明の鋼の焼入れ硬化性を図９に示す。図９に示すように、０．００７％という少ないニオブレベルでも最終ストリップの強度を増加させるのに有効であり、３８０ＭＰａを越える降伏強さレベルが約０．０１％超のニオブレベルで得られた。約０．００５％未満のニオブレベルは残余と見なされ得るということに留意すべきである。従って、マイクロ合金化の元素の非常に少ない添加でも、本質的な強度向上に有効であり得る。
【００５７】
ニオブのマイクロ合金化添加を利用して高強度が得られ、初析フェライトの形成を抑制することを通して鋼の焼入れ硬化性が増加した。図４ｂは基本鋼では初析フェライトが先行するオーステナイト粒界（他形フェライト）沿いに形成されることを示しており、それは図４ａに示したニオブ鋼には存在しない。ニオブ添加の焼入れ硬化性作用がフェライト変換を抑制するので、冷却において従来の冷却速度と高めの巻取り温度を用い、より強いベイナイト及び針状フェライト微細結晶構造を生み出すことができる。本発明のニオブ鋼の最終的な微細結晶構造は大半がベイナイト及び針状フェライトの組合わせを含む。図４ｂに示した基本鋼は、オーステナイト粒界でのフェライト形成を抑制すると知られている冷却条件である、５００℃未満の比較的低い巻取り温度に冷却された。
【００５８】
降伏強さに対する熱間圧下の影響が本発明のニオブ鋼では減る。従来のＣ−Ｍｎ品では、熱間圧下が増加することにより典型的に強度が落ちる。これとは対照的に、図７に示すように、本発明の鋼品では降伏強さに対する熱間圧下の影響は充分小さい。この実験では、巻取り温度を一定に保ち、ストリップ厚１．０〜１．５ｍｍ相当で少なくとも４０％までの熱間圧延圧下をカバーした。マイクロ合金化されない基本鋼と異なり、熱間圧延し放しの鋳造ストリップ品における本発明のニオブマイクロ合金化鋼の強度レベルは少なくとも４０％までの熱間圧延圧下では比較的高い。更に、これらの高強度レベルは図３に示すような５５０〜６５０℃の従来の巻取り温度を用いて達成された。
【００５９】
この効果を更に調べるために、０．０２６％ニオブ鋼の厚みを変えてオーステナイト粒径を計測した。基本鋼が約２５％以上の熱間圧下で完全再結晶化の傾向を示すのに対し、０．０２６％ニオブ鋼は４０％圧下でも一部の再結晶しか示さなかった。これからわかるのは、固溶体中のニオブが熱間圧延後の変形オーステナイトの静的再結晶を抑制することにより、強度特性に対する熱間圧下の影響が減ることである。これを示すのが図１０であって、オーステナイト粒が熱間圧延圧下により伸長されていても微粒子への再結晶がないことがわかる。微粒子はオーステナイト粒界域を増加させることにより鋼焼入れ硬化性を減らすのである。しかしながら、オーステナイト微粒径への再結晶が抑制されるにしても、斯かる高熱間圧延圧下によりフェライト変形開始温度が上がることが知られている。更に、高熱間圧延圧下により、オーステナイト粒内には剪断帯と通常呼ばれる局部的ひずみ領域が生じ得て、フェライト核生成のための粒子内核生成地として作用し得る。本発明の鋼では、ニオブの焼入れ硬化性効果が充分となって変形オーステナイト粒内でのフェライト形成が抑制され、熱間圧延の程度に非常に影響されにくい強度レベルを呈する。
【００６０】
薄鋳造ストリップニオブ鋼品は加えられる熱間圧延の範囲全体にわたり一貫した降伏強さ及び引っ張り強さレベルを持ち、２０〜４０％の圧下で少なくとも４１０ＭＰａの降伏強さを提供し得る。従来、オーステナイト粒径はストリップ厚で決まっていた。オーステナイト粒径を測定することにより、非常に限られた再結晶のみが高熱間圧延圧下で起きること、比較対象の基本鋼ストリップでは約２５％を越す熱間圧延圧下で微細結晶構造がほぼ完全に再結晶化されることが判明した。鋳造鋼ストリップへのニオブの添加により熱間圧延工程中の粗い鋳放しオーステナイト粒径の再結晶が抑制され、鋼の焼入れ硬化性が熱間圧延後に保持されて溶体中にニオブが保持されることになった。
【００６１】
熱間圧延後の本発明の鋼ストリップの高強度は大抵は形成される微細結晶構造に帰因するものだった。図４ａに示すように、鋳造ニオブ鋼の微細結晶構造は、いずれのストリップ厚でも、ほとんどではなくとも大半がベイナイトで構成されていた。対照的に、図４ｂに示すように、比較対象のマイクロ合金化されない鋼は同様の強度を低巻取り温度で巻取ることにより達成し、幾分粒界フェライトを含む大半が針状フェライトを含む微細結晶構造を有していた。鋼ストリップへのニオブ添加により、かなり高い巻取り温度でも鋼の焼入れ硬化性が増し、粒界フェライトの形成が抑制され、ベイナイト微細結晶構造が促進された。
【００６２】
以下の表２に示す熱間圧延し放し状態の試験鋼による降伏強さ及び引っ張り強さの結果を図１１にまとめた。強度レベルはニオブ含有量が増えるにつれて増加し、熱間圧延し放し状態で降伏強さは少なくとも３４０ＭＰａ、最大で約５００ＭＰａのレベルである。引っ張り強さは少なくとも４１０ＭＰａであり得る。初期の強度急増は初析フェライト形成の抑制やベイナイト及び針状フェライトの促進に帰因するものの、後の強度向上は継続した微細結晶構造的微細化とおそらくはニオブが固溶体中に保持されることによる固溶体硬化に帰因するとし得る。
【００６３】
更に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）試験を行ったが、熱間圧延し放しの鋳造ストリップでは実質的にニオブ析出はなかった。これは、ニオブが固溶体に保持されていること及び生じた強度向上が、ニオブの焼入れ硬化性が高められて大半且つ同様に優勢的なベイナイト微細結晶構造の形成となったことに主に帰因していることを示している。鋳造鋼ストリップの焼入れ硬化性も鋳造ストリップの形成で粗いオーステナイト粒が保持されることにより高められると思われる。フェライトではなくベイナイトへの変形は、巻取りした薄鋳造ストリップを巻取り温度から冷却する時にマイクロ合金添加したニオブがストリップから析出するのが抑えられる主要因であると思われる。
【００６４】
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）試験は鋼中に存在する炭窒化ニオブ粒子の大きさと同一性と体積分率を知るのに用いることができる。ＴＥＭ試験で炭窒化ニオブ粒子がないということで、観測された強度は微細結晶構造が大部分フェライトでなくベイナイトであることに大部分帰因するという見方が支持された。従って、その後に観測される時効硬化熱処理で生ずる強度増加により、ニオブが熱間圧延されたストリップでは本質的に固溶体中にあるという結論が導き出される。ＴＥＭ分析を用いて微細結晶構造中の炭窒化物粒子の体積分率を求めた後、固溶体中のマイクロ合金元素の量を断定できる。
【００６５】
薄箔又はカーボンレプリカは、ＴＥＭで本発明の炭窒化物粒子の量を知ることにより評価できる。我々の分析では、ＪＥＯＬ  ２０１０透過型電子顕微鏡を使った。しかしながら、この器具を使っての我々の経験からすると、４ナノメートル未満のニオブ粒子は、転位密度の高いフェライト中では溶解可能でない。
【００６６】
薄箔分析のために箔が用意され、箔は切断されて０．１ｍｍ厚に研磨される。次いで、サンプルは、テヌポール(Tenupole)−２電解研磨装置で５％過塩素酸、９５％酢酸電解質を用いて電解研磨することにより電子透過用に薄くされる。次いで、サンプルは直接ＴＥＭに移送できる。
【００６７】
カーボンレプリカ用の所望のサンプルは、研磨したサンプルをナイタル（Nital:  アルコールと硝酸の溶液）でエッチングし、エッチング後にサンプルを炭素で被覆し、次いで、炭素被覆にＴＥＭ分析用の適当な大きさ（例えば２ｍｍ平方）の刻み目を付けることで用意できる。刻み目をつけた後、カーボンレプリカはフェライト母体を３％ナイタル中で溶かすことによりサンプルから遊離させることができる。カーボンレプリカサンプルは３ｍｍ径の支持グリッド上で集められ、次いで、エタノール／水溶液で繰り返し洗浄される。次いで、カーボン抽出レプリカは支持グリッドと共にＴＥＭに移送できる。
【００６８】
熱間圧延された鋳造ストリップ中に炭窒化ニオブ粒子がない原因と思われる追加の因子は、上記した鋳造ストリップ連続製造方法でのストリップ形成時にストリップを急速凝固させるニオブ分散の性質に関する。従来造られるマイクロ合金化高強度ストリップでは、スラブ冷却での凝固、スラブ再熱及び熱機械処理に比較的長い時間間隔が関わり、ニオブ、バナジウム、チタン又はモリブデン等の炭窒化物(CN)粒子がプレクラスタ(pre-clustering)や固体析出(solid state precipitation)する機会を与えるので、製造工程の諸段階を介し後析出する反応速度メカニズム(kinetics)が可能となった。上記した本方法では、鋳造ストリップが鋳造ロール間の鋳造溜めから連続的に形成される場合、鋳造ストリップ形成における非常に急速な凝固（約１６０マイクロ秒）が炭窒化物粒子のプレクラスタや固体析出を妨げ、ひいては、圧延・巻取り作業を含む後処理でのマイクロ合金析出の反応速度メカニズムを遅らせ・減らすと考えられる。これが意味しているのは、従来のスラブ鋳造及び処理で造られた薄鋼ストリップの場合よりも、ニオブ、バナジウム、チタン及びモリブデンのマイクロ合金がオーステナイト相及びフェライト相で比較的により均一に分布されるということである。
【００６９】
上記したような鋳造ロール間の鋳造溜めから形成するニオブ鋳造ストリップをアトムプローブ分析することで、約６５０℃以下で巻取られる場合の鋳放しストリップでも熱間圧延ストリップでもマイクロ合金が比較的均一に分配される（プレクラスタや固体析出が減ることを示している）ことが立証された。元素をこのように比較的均一に分配することにより、従来製造・処理されたマイクロ合金化スラブ鋳造鋼であったら斯かる元素が一貫してかなり析出するような条件の下での巻取り作業で、炭窒化物の形成が妨げられると考えられる。双ロール鋳造で造られたマイクロ合金化鋳造ストリップでは炭窒化物のプレクラスタや固体形成が減少若しくは欠如することにより、後の焼きなまし等の熱機械処理時における炭窒化物形成の反応速度メカニズムも遅れる。これがために、従来処理のストリップだったら粗化（オストワルド成長）メカニズムにより粒子の強度向上能が失われるような温度よりも高い温度で時効硬化の機会が与えられる。
【００７０】
時効硬化熱処理で高い引っ張り強さが達成可能であることが見出された。例えば、０．０２６％ニオブ添加では、少なくとも３５ＭＰａ（約５ｋｓｉ）の増加が４１０〜４５０ＭＰａ（約６０〜６５ｋｓｉ）の降伏強さで観測された。０．０５％ニオブ添加では時効硬化で少なくとも１０ｋｓｉの増加が見込まれ、０．１％ニオブ添加では時効硬化で少なくとも２０ｋｓｉの増加が見込まれる。本発明の時効硬化鋼品の微細結晶構造は平均粒径が１０ナノメートル以下の炭窒化ニオブ粒子を有し得る。時効硬化鋼品の微細結晶構造は本質的に５０ナノメートルを越える炭窒化ニオブ粒子を有し得ない。
【００７１】
０．０２６％ニオブ鋼のサンプルに対し実験室時効熱処理が種々の温度と時間で行われて、熱間圧延ストリップにおける固溶体中に保持されると考えられるニオブの作用が引き出された。図５に示すように、時効熱処理はかなりの強度向上、約４８０ＭＰａ（約７０ｋｓｉ）の降伏強さをもたらした。これにより、ニオブが固溶体中に保持され、例えば連続亜鉛メッキラインで焼きなまし炉を使うことによる、又は、連続焼きなましラインを使うことによる後の時効で時効硬化を提供し得ることが確認された。従って、短時間時効硬化が行われて、連続亜鉛メッキラインに付属した焼きなまし炉による又は従来の連続焼きなましラインによるニオブマイクロ合金化鋳造鋼品の処理で見込まれる時効がシミュレートされた。後者の場合、時効硬化された高強度ストリップ品は後で亜鉛メッキ又は塗装することができ、又は、被覆しないまま利用できる。
【００７２】
その結果により、図６に示すように、７００℃（１２９２°Ｆ）のピーク処理温度でかなりの強度向上が実現化され、強度レベルが、より長時間且つより低温で達成されるものに近づくことが明らかに示されている。７００℃（１２９２°Ｆ）のピーク温度を用いた短時間時効処理後のニオブ薄鋳造鋼品の引っ張り特性を表１に示す。鋳造ストリップ品が高強度を持つことに加えて、構造質品の延性及び成形性も満足のいくものである。造られた鋳造ストリップ品は、ニオブマイクロ合金化を用いた建築用用途の薄・高強度ストリップ品である。より高いマイクロ合金化レベルにより、可能性としては５５０ＭＰａ（約８０ｋｓｉ）をはるかに超えるより高い降伏強さを実現化することも意図し得る。
【００７３】
【表１】
0005385899.tif 000002
【００７４】
最近、０．０２６重量％ニオブ鋼の製造に加えて、０．０１４重量％及び０．０６５重量％のニオブ添加鋼が本方法により成功裏のうちに造られた。熱鋼成分は以下の表２に示す通りである。
【００７５】
【表２】
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【００７６】
鋼Ｃ及び鋼Ｆで得られた降伏強さを図１２に示し、低マンガン含有量で造られた０．０１４％ニオブ熱鋼Ａの降伏強さを図１３に示す。基本鋼成分に較べ、ニオブ添加によりいずれの巻取り温度でも降伏強さが増した。０．０１４％ニオブ添加と０．０２６％ニオブ添加では降伏強さ増加が約７０〜１００ＭＰａ（１０〜１５ｋｓｉ）であり、０．０６５％ニオブ添加では約１４０〜１７５ＭＰａ（２０〜２５ｋｓｉ）であった。図１２から０．０２６％ニオブ鋼は同一の巻取り温度では０．８％マンガン基本鋼よりも高い降伏強さを達成し、低い温度で巻取られた０．８％マンガン基本鋼に匹敵する降伏強さを達成することが見て取れる。あるいは、０．８％マンガン基本鋼において低い巻取り温度（約５００℃）で得られる強度がこのニオブ添加により高い巻取り温度（約６００℃）で達成できる。
【００７７】
加えて、従来製造されるマイクロ合金化鋼とは対照的に、我々はマイクロ合金添加により、熱間圧延され、後に巻取り・冷却される鋼で炭窒化物粒子の形成が抑制されることを見出した。その替わり、熱間圧延後に巻取り・冷却される鋼の微細結晶構造は７０％を越えるニオブ及び／又はバナジウムが固溶体中に残るベイナイト及び針状フェライトを含む。若しくは、熱間圧延され、後に巻取り・冷却される鋼の微細結晶構造は８０％を越す若しくは９０％を越すニオブ及び／又はバナジウムが固溶体中に残るベイナイト及び針状フェライトを含んでもよい。
【００７８】
従って、ニオブ鋳造ストリップが軽量高強度鋼品となることが示されている。ニオブ添加は第１に熱間圧延時のオーステナイト再結晶を抑えることができ、比較的粗い鋳放しオーステナイト粒径を維持することで鋼の焼入れ硬化性をも高める。熱間圧延後のオーステナイトにおける固溶体中にニオブが保持されていることで鋼の焼入れ硬化性が直接に高められ、それはオーステナイトが比較的高い巻取り温度でも大部分がベイナイトで構成される最終的な微細結晶構造に変形する助けとなる。ベイナイト微細結晶構造が形成されることで、熱間圧延したストリップにおける固溶体中でのニオブ添加保持が促進された。
【００７９】
本発明の鋼を時効硬化することにより特性の更なる改良を得ることができる。従来のマイクロ合金化鋼及びマイクロ合金化されない鋼では時効硬化で強度向上が得られたが、斯かる従来の鋼においては強度向上により伸びの減少が起きる。我々は、本発明の鋼を時効硬化することにより伸び向上及び強度向上の両方が得られることを見出した。
【００８０】
先行処理状態により固溶体中でニオブ及びバナジウム等のマイクロ合金化元素が保持されることにより、後の時効硬化サイクルでかなりの焼入れ硬化性が提供されることが判明した。斯かる時効硬化サイクルは、適宜の連続亜鉛メッキライン又は連続焼きなまし設備を用いて造ることができる。従って、薄ストリップ鋳造工程を用いて造られるマイクロ合金化鋼ストリップが、適宜の亜鉛メッキライン又は焼きなましラインにより提供される時効硬化熱処理と組合わされることで、この種の鋼品のための独自の強度向上の手立てを提供する独自の製造の仕方となっている。
【００８１】
熱間圧延された０．０２６％ニオブ鋳造ストリップ材の等温時効処理が６００℃と６５０℃（１１１０°Ｆと１２００°Ｆ）で２０分間行われて、炭窒化ニオブ又はニオブ（Ｃ，Ｎ）の形成を引き起こし、それがＴＥＭ試験で確認された。これが、図１４に示すように、材料の降伏強さの向上となった。又、図６と図１４に示すように、亜鉛メッキラインの焼きなまし部によるストリップの熱サイクルも、低温での等温時効で達成されるのに近い大幅な強度向上を引き起こす。
【００８２】
フェライト変形の抑制によりマイクロ合金添加で焼入れ硬化性が向上することによって、オーステナイト分解温度が大幅に低下してベイナイト／針状フェライト温度範囲となる。この低めの変形開始温度によって、従来のランアウトテーブル冷却速度と適宜の巻取り温度を適用することで固溶体中にマイクロ合金添加の大半が保持される可能性が提供される。
【００８３】
固溶体中にニオブ及びバナジウムなどのマイクロ合金化元素が存在することで後の熱処理で時効硬化が得られて強度が向上する。実験室の時効硬化研究により、連続焼きなましラインや亜鉛メッキラインで得られるような比較的短い熱処理サイクルでも大幅な強度向上が達成し得ることが立証された。試験鋼Ｃ（０．０２６％ニオブ）、鋼Ｆ（０．０６５％ニオブ）及び鋼Ｇ（０．０８４％ニオブ）に適用した実験室シミュレートの連続焼きなましサイクルの結果を図１５〜図１８に示す。
【００８４】
実験室研究から確立された熱処理条件を用いた、鋼Ｂ及び鋼Ｆでの実寸大プラント試験の結果をそれぞれ図２０及び図２１に示す。鋼Ｂ及び鋼Ｆで大幅な強度向上が達成された。４５０ＭＰａを越える降伏強さレベルが０．０２４％ニオブ鋼（鋼Ｂ）で記録され、５５０ＭＰａを越える降伏強さが０．０６５％ニオブ鋼（鋼Ｆ）で記録された。時効硬化による強度向上は０．０２４％ニオブ鋼（鋼Ｂ）で７０ＭＰａ（１０ｋｓｉ）程度、０．０６５％ニオブ鋼（鋼Ｆ）では約１００ＭＰａ（１５ｋｓｉ）にも達した。０．０６５％ニオブ鋼は時効硬化された状態で６００ＭＰａを越える降伏強さを達成し得ると考えられる。
【００８５】
【表３】
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【００８６】
鋼Ｆのサンプルを、亜鉛メッキラインで見出される時効硬化条件を用い時効硬化させた。表３に示すように、時効硬化された鋼は強度がほぼ７０ＭＰａであり、伸びが１１．４７％から１４．１６％に増加した。今回開示したニオブ鋼の熱間圧延し放しの状態と時効硬化され、亜鉛メッキされた状態での（長手試験方向の）降伏強さと全伸びとの関係を図１９に示す。
【００８７】
図１６に示すように、我々は１０秒保持サイクルを約６７５〜７２５℃で用いて過時効を防ぐことができることを見出した。しかしながら、温度範囲は保持時間の関数なので、図１７に示すように保持時間を２０秒に増やすと温度範囲がわずかに低下し、他方、ゼロ保持時間では温度範囲がわずかに増加した。全熱処理サイクル時間に応じて、即ち、全ての加熱速度、保持時間及び冷却速度に対して、時効硬化温度は約６２５〜８００℃の範囲とすることができる。
【００８８】
長時間熱処理の場合、５００〜６５０℃の低温を使うことができる。図６から、６００℃で２０分間の熱処理が７００℃の連続焼きなましサイクルでの１０秒と同じ強度レベルを生み出すことがわかる。図２２は２０分及び１２０分間行われた実験室熱処理の結果を示す。結果が示しているように、５５０℃で１２０分間の熱処理により本質的な硬化が達成されたが、約６５０℃を越える温度での１２０分の時効では鋼の硬度が減少した。バッチ焼きなまし等の全コイル焼きなまし工程で５００〜６５０℃の温度範囲で長めの熱処理時間を用いることができ、他の熱間圧延コイル巻取り後冷却手法では５００〜６５０℃の温度範囲に冷却を制御することにより保持されたニオブを析出させるようになっている。
【００８９】
６５０℃で６０分熱処理が行われた鋼Ｃ及び鋼Ｆのサンプルについて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）が使われ、４〜１５ナノメートル径の微粒子が見出された。これらの微粒子には炭窒化ニオブが含まれることが判明したが、それは強度向上が炭窒化ニオブ微粒子による時効硬化に帰因し得ることを示している。
【００９０】
時効硬化され、マイクロ合金化された鋼品の微細結晶構造は平均粒径１０ナノメートル以下の炭窒化ニオブ粒子を有し得る。時効硬化された鋼品の微細結晶構造は５０ナノメートルを越える炭窒化ニオブ粒子を本質的に持ち得ない。本発明のニオブ鋼のサンプルをＴＥＭ評価を用いて検査した結果、微細結晶構造の部分は計測可能な量の炭窒化ニオブ粒子を持っていなかった。
【００９１】
本発明の時効硬化された鋼での強度／伸び関係の向上は、５ナノメートルを越える粒子が本質的に存在しない微細結晶構造部分、即ち「無析出帯」及びナノクラスタに帰因すると思われる。粒界付近に無析出帯が発達することが、粒界付近の領域の硬度を減らすことによって強度及び引っ張り伸び関係に影響し得る。無析出帯での応力集中の減少(relaxation)が強度及び伸びを高めると報告されている。無析出帯が狭幅で、粒界析出物の大きさが小さい場合に、伸び及び強度に対する無析出帯の有益な影響が現れ得る。
【００９２】
本発明の鋼では、元素添加が、従来造られるニオブ鋼よりも小さな無析出帯幅及び小さな硬度変化を生み出すことにより時効硬化後の強度増加を伴う伸び増加をもたらし得る。急速凝固鋼では元素が比較的均一に分散しているので、時効硬化の反応速度メカニズムを遅らせることにより、ナノクラスタの形成を安定して制御し得る時間−温度枠を有効に広げることができる。元素ナノクラスタは時効硬化の初期段階において強度向上を提供し得る。クラスタ強度向上は、溶質種(solute species)のクラスタ拡散境界をカットする転位に必要な特別なエネルギによるものであり得る。クラスタが延性を減らすことなく本質的な強度向上を提供できるのは、それらの弾性的にソフトな境界が転位運動を厳しく抑制しない、即ち、通常の第二相粒子(normal second phase particles)が行うようなパイルアップを起こさないからである。
【００９３】
本発明の鋼では、鋼の急速凝固時に固溶体では元素が比較的均一な分散のままである。従来造られるニオブ鋼及びバナジウム鋼とは対照的に、熱間圧延され、後に巻取り・冷却された鋼の微細結晶構造はベイナイト及び針状フェライトを含み、７０％を越えるニオブ及び／又はバナジウム添加が固溶体中に残ったままであり、本質的に５０ナノメートルを越える炭窒化ニオブ粒子がない。若しくは、熱間圧延され、後に巻取り・冷却された鋼の微細結晶構造はベイナイト及び針状フェライトを含むことができ、８０％を越えるニオブ及び／又はバナジウム添加が固溶体中に残ったままであり、若しくは９０％を越えて固溶体中に残ったままであり得る。
【００９４】
巻取り温度が約６５０℃を下回る場合には、元素は熱間圧延コイルに溶解してとらえられたままであって析出しない。形成が有効に遅れるのは従来のスラブ鋳造及び熱間ストリップ圧延のための再熱で通常起きる（粒子の形でのような）原子の先行繋がりが本方法では防がれるからである。熱間圧延コイルで起きると観測される強度向上は従って、焼入れ硬化性及び固溶体硬化効果に大きく由来し得る。
【００９５】
炭窒化物粒子の形成は熱処理時に始動させることができる。加えて、時効硬化前にかなりの量のニオブ及び／又はバナジウムが固溶体中に存在するため、時効硬化時にプレ析出クラスタ及び微粒子はかなりの時間及び温度範囲にわたり安定している。通常の析出現象として粒界付近に形成する無析出帯は狭めであり、従来造られる鋼よりも比較的均一に分散したナノクラスタ及び微細な析出物を含む。従って、粒内部に関する無析出帯の硬度変化は本発明の鋼では比較的小さい。無析出帯が狭いこと及び無析出帯での硬度変化が小さいことにより無析出帯での応力集中が減少し、無析出帯で優先的な変形から微小割れを減らすと考えられる。クラスタ強度向上が延性劣化のない強度向上で特徴付けられるのは転位パイルアップがクラスタで起きないからであると考えられる。無析出帯が狭いこととクラスタ強度向上メカニズムとが組み合わさって本発明の鋼の無析出帯になったと思われる。これが結果として伸びの改良となるのは割れが比較的始まりにくいし粒界無析出帯域に束縛されにくいからである。更に、ナノクラスタは粒内部域で特定の焼きなまし温度／時間の組み合わせにわたりはっきりとした粒子と共存できる。
【００９６】
現状では時効硬化のための強度向上策として用いられていない焼きなまし炉を、斯かる処理を行うのに使うことができる。焼きなまし条件は、少なくとも６５０℃で８００℃より低く、より好ましくは６７５〜７５０℃であるピーク温度を有する連続焼きなましサイクルとすることができる。若しくは、強度向上は連続亜鉛メッキラインに組入れられている従来の焼きなまし炉で得られる非常に短い時効硬化サイクルを用いる製造環境で達成できる。実寸大プラント試験で記録された最終強度レベルは各鋼の実験室熱処理で得られたものと類似していた。
【００９７】
同様の結果が約０．０１〜約０．２０％のニオブ並びに約０．０１〜約０．２０％のチタン、約０．０５〜約０．５０％のモリブデン及び約０．０１〜約０．２０％のバナジウムでも予想される。
【００９８】
バナジウムを用いた本発明の鋼の組成を表２に鋼Ｈとして示す。鋼Ｈの降伏強さを図２３に示す。バナジウム鋼は二つの異なる巻取り温度で造られ、後に２０分間６５０℃と７００℃で時効処理して固溶体中のバナジウムにより強度向上を引き起こした。結果は、これらの熱処理条件で大幅な強度向上が得られることを示している。強度の増加は高い巻取り温度で造られる材料のほうがわずかに多かったが、それは析出硬化及び微細結晶構造的軟化に抗する工程の効果によるものであり得る。低い巻取り温度で造られた材料で実現した強度向上は０．０２６％ニオブ鋼で達成されるものと同程度であった。
【００９９】
熱間圧延し放しの及び亜鉛メッキされた状態の鋼Ｈの降伏強さを図２４に示す。図２３及び図２４は、高巻取り温度を用いて造られたのにも関わらずバナジウム鋼が普通炭素基本鋼よりも高い強度レベルを達成したことを示している。図２４に示したサンプルでは、鋼Ｈの巻取り温度は５７０℃であり、基本鋼巻取り温度は５００℃を下回った。
【０１００】
図２４にも示すように、強度向上が連続亜鉛メッキラインの焼きなまし炉を用いた時効硬化によりバナジウム鋼で実現したが、強度の向上は同等のニオブ含有量の場合よりも小さかった。亜鉛メッキラインでの図２４のサンプルの降伏強さは亜鉛メッキした状態で約４５０ＭＰａであり、それは図２３に示す長期実験室の熱処理で得られる程度である。ニオブ鋼よりもバナジウム鋼の強度のほうが巻取り温度に、より無関係であり得る。
【０１０１】
この薄鋳造ストリップは、次のような新しいタイプの鋼品の製造を可能にする。
１．高強度で軽量の、ベイナイトが主要成分である微細結晶構造を活用し、亜鉛メッキ工程中で時効硬化することによる、亜鉛メッキされたストリップ。亜鉛メッキラインの焼きなまし部は、熱間圧延された薄鋳造ストリップのニオブ及び／又はバナジウムの時効硬化を引き起こすのに用いることができる。
２．高強度で軽量の、大半がベイナイトであり連続焼きなましラインでの処理で時効硬化される微細結晶構造を活用することによる無被覆ストリップ。従来の連続焼きなましの高温炉は、薄鋳造ストリップの熱間圧延後にベイナイト微細結晶構造により固溶体中に保持されたニオブ及びバナジウム元素の活性化を引き起こすのに使うことができる。
３．高強度で軽量な、強度レベルが、加えられる熱間圧延圧下の程度に関わりない熱間圧延鋳造ストリップ品。ベイナイト微細結晶構造は比較的高い強度の品（降伏強さが３８０ＭＰａ以上（〜５５ｋｓｉ））を生み出す。熱間圧延中の又は熱間圧延後のオーステナイト再結晶を抑えることで、熱間圧延圧下の程度に関わりなく最終的な強度レベルを提供できる。最終的な強度レベルは薄鋳造ストリップ工程で製造できる厚みに関わらず一貫している。
【０１０２】
以上において本発明を図面及び記述で詳細に表示・記述してきたが、それは例示であって限定的性格のものではなく、本発明の単に例示的な実施例が呈示・開示されたのであって、以下の請求の範囲に記述された本発明の要旨の範囲内にある全ての変更・改変の保護が望まれていると理解すべきである。本発明の更なる特徴は本明細書を考慮することにより当業者には明らかであろう。本発明の要旨から逸脱することなく変更・改変が可能である。
【図１】
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【図２】
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【図４ａ−４ｂ】
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【図１０ａ−１０ｂ】
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【図３】
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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１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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