(57)【要約】【課題】超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼ストリップを製造する方法の提供。【解決手段】本発明による方法は、５０ミクロンよりも大きな粒径を有するオーステナイト相の鋼ストリップを鋳造する段階と、新しく鋳造されたオーステナイト相の鋼ストリップを加工することなく冷却して、６００℃〜９５０℃の範囲の温度で厚さ１０ｍｍ未満の帯鋼とする段階と、その後、前記鋼ストリップが前記温度範囲でなおオーステナイト相であり、かつ実質的な相変態が開始される前に、冷却された鋼ストリップを厚さ減少率が２０〜７０％範囲で変形させて、顕微鏡組織の１つ以上の領域において、変形中にまたはそれから１秒以内に最終的な超微細顕微鏡組織に９０％が変態させる段階とを含む。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼ストリップを製造する方法において、該方法が、
５０ミクロンよりも大きな粒径を有するオーステナイト相の鋼ストリップをストリップ鋳造装置で鋳造する段階と、
新しく鋳造されたオーステナイト相の鋼ストリップを加工することなく冷却して、６００℃〜９５０℃の範囲の温度で厚さ１０ｍｍ未満の鋼ストリップとする段階と、
その後、前記鋼ストリップが前記温度範囲でなおオーステナイト相であり、かつ実質的な相変態が開始される前に、前記冷却された鋼ストリップを厚さ減少率が２０〜７０％範囲で変形させて、顕微鏡組織の１つ以上の領域において、変形中にまたはそれから１秒以内に超微細顕微鏡組織に９０％を変態させる段階とを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼ストリップを製造する方法。
【請求項２】
オーステナイト相の鋼ストリップの予備冷却は、自然空冷または強制空冷あるいは水冷で５０〜２０００°Ｋ／分の範囲の冷却速度でおこなわれる、請求項１に記載された方法。
【請求項３】
低炭素鋼を製造するために、変形は７００℃〜９５０℃の範囲の温度でおこなわれる、請求項１または請求項２に記載された方法。
【請求項４】
オーステナイト相の鋼ストリップの変形は、該鋼ストリップの組織を横断する歪み形状即ち歪み勾配を発生させる変形を含み、これにより顕微鏡組織の１つ以上の領域において変形中にまたはそれから１秒以内に超微細顕微鏡組織に９０％を変態させる、請求項１に記載された方法。
【請求項５】
超微細な顕微鏡組織の領域は、組織の全横断面を含む、請求項４に記載された方法。
【請求項６】
超微細な顕微鏡組織の領域は、均一で超微細な顕微鏡組織を含む、請求項４に記載された方法。
【請求項７】
超微細な顕微鏡組織の領域は、鋼ストリップの１つまたは複数の表面層を含む、請求項４に記載された方法。
【請求項８】
所定の歪み形状は、鋼ストリップの１つまたは複数の表面層で比較的大きな歪みと、鋼ストリップの中心部で比較的小さな歪みとを有する、請求項４に記載された方法。
【請求項９】
歪みの不均一性は、変形される鋼ストリップと該鋼ストリップを変形する手段との間に摩擦条件を存在させることにより増大する、請求項８に記載された方法。
【請求項１０】
鋼ストリップの変形は、一対の反転ロールの間に鋼ストリップを一回だけ通過させることを含む、請求項１、請求項２または請求項４に記載された方法。
【請求項１１】
鋼ストリップの厚さ寸法を３０〜６０％の比率で減少させる、請求項１０に記載された方法。
【請求項１２】
圧延速度は０．１〜５．０ｍ／ｓの範囲である請求項１０に記載された方法。
【請求項１３】
ニップ間隙即ち圧延厚さ（Ｈｍ）に対する圧延円弧（Ｌｄ）の比は１０より大きい、請求項４に従属した請求項１０に記載された方法。
【請求項１４】
鋼ストリップは、変態後に冷却される、請求項１から請求項１３までのいずれか１項に記載された方法。
【請求項１５】
鋼ストリップは、結晶粒の粒界での核形成を実質的に減少あるいはなくすのに有効であるように、１０００〜１４００℃の温度範囲から６００〜９５０℃の温度範囲に予備冷却され、これにより急速で且つ実質的に完全な相変態を容易におこなわせる、請求項１から請求項１４までのいずれか１項に記載された方法。
【請求項１６】
前記予備冷却の代わりに、又は加えて、結晶粒の粒界での核形成を減少させるために選択された化学元素を鋼に添加する、請求項１５に記載された方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は超微細な顕微鏡組織を達成する鋼の製造および処理方法に関する。例えばフェライト含有鋼においては、超微細な顕微鏡組織とは普通炭素鋼で５ミクロン未満の粒径、微細に合金化された鋼即ちマイクロアロイ鋼（microalloyed steel）で３ミクロン未満の粒径の有意な比率を有するものと考えられる。
【背景技術】
【０００２】
最新の鋼処理方法における基本的な目的は、フェライト粒径を調質（refine）することである。小さなフェライト粒が望ましいのは、これが鋼に強度および靭性の向上をもたらすからである。
【０００３】
近年、超微細なフェライト粒を有する低炭素マイクロアロイ鋼を製造する各種技術の科学文献に幾つかの報告書があった。１つのアプローチ方法は、オーステナイトからフェライトへの変態温度（Ａｒ３）より僅かに高いだけの温度での動的再結晶化（dynamic recrystallisation）が小さな粒径を生じるという予測に依存するものである。このようにして捩りまたは圧縮試験による実験室的シミュレーションを用いて、管理されたローリング工程即ち圧延工程が工夫され、歪みの蓄積後の動的再結晶化を活用している。
【０００４】
一例として、カスパー（Kaspar）氏他は、冷却することで平均粒径が５ミクロン未満のフェライトに変態する圧縮試験したＮｂ−Ｖマイクロアロイ鋼で１〜４ミクロンまで小さなオーステナイト粒の製造を報告している［サーモメカニカル・プロセッシング・オブ・スチール・アンド・アザー・メタルス、Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９８８、２、７１３頁に掲載された「Ｔｈｅｒｍｅｃ  ８８」Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔ．Ｃｏｎｆ．］。サミュエル（Samuel）氏他は、ニオブマイクロアロイ鋼の捩り試験が、連続通過による歪みの蓄積が動的再結晶化をもたらす変形工程でそれぞれ５および３．７ミクロンのオーステナイトおよびフェライトの粒径を生じたことを報告している［Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９９０、３０、２１６頁］。
【０００５】
ヤダ（Yada）氏他に付与された米国特許第４４６６８４２号は、４ミクロン以下の超微細粒径を有する等軸性のフェライト粒が７０％以上で組成された熱間圧延フェライト鋼を記載している。この鋼材はほぼＡｒ３点で熱間加工され、少なくとも７５％の全圧下率を最低でも要求する１回以上の熱間加工によって製造された。熱間加工によって、オーステナイトの動的変態（dynamic transformation）および（または）フェライトの動的再結晶化が生じた。
【０００６】
通常炭素鋼に関してマツムラ（Matsumura）氏およびヤダ（Yada）氏［Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９８７、２７、４９２頁、および「Ｔｈｅｒｍｅｃ８８」Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９８８、１、２００頁］は、実験室的な圧縮および圧延試験を使用した３ミクロン未満のフェライト粒径を形成する熱間加工工程を開示した。Ａｒ３点の直ぐ上で大きな歪みを与えることにより、変形時の変態（変形熱による温度上昇の代わりに）を誘起し、その後動的に再結晶化させるのに十分なだけ該フェライトの加工を続けた。変形後のフェライト粒の粗大化を防止しての急冷がある程度のマルテンサイトの形成をもたらした。４までの歪みを加えることで、１〜２ミクロンほどの微細なフェライトが７０〜８０％を占める顕微鏡組織が製造された。相互臨界（intercritical ）変形量を減少させることは、フェライト部分の体積を減少させ、平均粒径を増大させる傾向を示した。
【０００７】
超微細粒を製造する他の技術も関係してきた。アメヤマ（Ameyama）氏他［「Ｔｈｅｒｍｅｃ８８」Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９８８、２、８４８頁］は、直径で１ミクロンまでのオーステナイト粒径を得るための、再加熱によるオーステナイト核形成を向上させるための３％のＭｎおよび１％のＭｏの添加と組み合わされた低温変形および簡単なオーステナイト化サイクルを開示した。クルズドロフスキー（Kurzydlowski）氏他［Ｚ．Ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｅ］もまた、１ミクロン径までの粒径のオーステナイトステンレス鋼を製造するための、ほう素添加された繰り返される冷間変形および焼鈍しサイクルを開示した。これらの方法は科学的にかなりの関心が持たれるが、超微細粒を製造するには比較的高価な手段である。
【０００８】
更に最近では、ベイノン（Beynon）氏他が、実験室的な熱間捩り試験を使用して、ほぼ１ミクロンの平均粒径を有する超微細なニオブのマイクロアロイフェライト即ち微細に合金化されたフェライトの製造が報告された。この試験は１０５０゜Ｃの温度での管理された熱間変形を使用し、続いて９００゜Ｃにて始められた６〜８回の仕上げ変形の手順を通して急冷された。各々の変形は、２．３／秒の等価単軸歪み率（equivalent uniaxial strain rate）で０．３の歪みまでであり、最終変形で最高の調質が観察されたのはＡｒ３に近いものであった。製造されたこの最高に微細な組織は、約５％のパーライトを有し、フェライトに関して１．３ミクロンの平均粒径を有する一様に微細な等軸性のフェライト組織であった。調質は厳重な管理のもとで圧延された初期オーステナイト組織の歪み誘起変態によって生じ、これにおいて変形はフェライトへ変態する核形成の場の密度を高めた。このようなフェライト調質のメカニズムは、上掲のマツムラ氏およびヤダ氏の報告書において報告されている。プリエストナー（Priestner）氏［「サーモメカニカル・プロセッシング・オブ・マイクロアロイド・オーステナイト」、Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ａ．Ｉ．Ｍ．Ｅ．、１９８１、４５５頁］も圧延時にロール間隙で変態した微細粒を実験室的なロール加工試料部分で得た。再述するが、大きな歪みが必要であり、変態生成物は混じり合ってまさに「寄せ集め」のような状態で、ある程度の量で非常に大きな粒が存在していた。ベイノン（Beynon）氏他およびプリエストナー氏により報告された処理も、実用的というより科学的に関心の持たれるものであった。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の第１の好ましい目的は、例えばベイナイトを含む各種の相または相混合物の何れかにおいて超微細な顕微鏡組織を有する鋼を製造する実用的な処理を提供することである。
【００１０】
本発明の第２の好ましい目的は、超微細なフェライトの顕微鏡組織を有する鋼を製造する実用的な処理を提供することである。
【００１１】
本発明の第３の好ましい目的は、超微細な顕微鏡組織、特に超微細フェライト顕微鏡組織を有する鋼を提供することである。
【００１２】
本発明の第４の好ましい目的は、超微細なフェライトの顕微鏡組織を有する鋼の製造に使用する装置を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は、超微細なフェライト粒を達成するオーステナイトからフェライトへの変態が、大きなオーステナイト粒、例えば８０ミクロンより大きい粒、を有する鋼の１回の変形によって達成できるという驚くべき最初の発見から発展している。このことは通常の予測、すなわち最終製品において求められるフェライト粒の寸法が小さくなればなるほど変態前に要求されるオーステナイト粒の寸法が小さくなるという一般的な予測、と完全に逆なものである。本発明は、この発見の特別な内容に関してまったく知られていない。むしろ、超微細なフェライト粒を有する鋼は、変形帯および他の欠陥における粒界での核形成およびこれに続く粒内部での核形成を通常のように続行させるものから、オーステナイト粒に対して均質なフェライトへの実質的に瞬間的な変態を誘起させるものへと変態を変化させることによって、製造されるということが広義に認識される。これは、例えば変態前または変態中にフェライト粒の粒界における核形成を減少させる、すなわち最少限にすることで都合がよい。オーステナイトの粒径の拡大は、勿論のことながら、粒界での核形成を減少する１つの手段である。何故なら、粒界の減少を伴うからである。しかし、他の方法も使用できる。
【００１４】
部分冷却されたオーステナイト相の鋼が例えば７００〜９５０゜Ｃの範囲の温度に１回通して変形されるときには、従来より予測されるようにフェライトへの変態は変形前は起こらないが、その代わりに変形中またはその直後に急激に生じることも認識された。
【００１５】
超微細なフェライト粒を得るオーステナイトからフェライトへの変態は、鋼を大きな粒径へとオーステナイト化した後、該鋼をオーステナイト相において部分冷却および変形処理することで達成できることも認識された。これは、粗大なオーステナイト粒径の相を与えるための鋼の再加熱が冷却による変態後に粗大なフェライト粒径を生じることになるという従来の知識では全く予期できないことである。
【００１６】
更に、本発明は超微細な顕微鏡組織の製造に限定されず、例えばベイナイトを含む各種の相または相混合物の何れかにおいて超微細な顕微鏡組織を製造できることも見出された。
【００１７】
したがって本発明は、第１の基本的な見地において、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼の処理を有する、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造する方法を提供する。
【００１８】
第２の基本的な見地において、鋼をオーステナイト化させるために加熱し、オーステナイト相の鋼を予備冷却し、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼を処理する諸段階によりなる方法を含む。
【００１９】
オーステナイト相の鋼の予備冷却は、５０〜２０００゜Ｋ／分の範囲の速度で自然空冷、強制される空冷または水冷で行われることが好ましい。
【００２０】
第３の基本的な見地において、本発明は、新らしく鋳造されたオーステナイト相の鋼を部分的に予備冷却し、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼を処理する諸段階を有する、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造する方法を含む。
【００２１】
本明細書に使用されているように、「オーステナイト相の鋼」という用語はオーステナイトの相とされている鋼を意味する。新らしく鋳造された鋼のようなある種の鋼は、オーステナイト相になる前に内部に形成された多数の他の相を有し得ることが認識されている。
【００２２】
オーステナイト相の鋼に適用される処理は、低炭素鋼について６００°Ｃ〜９５０°Ｃ好ましくは７００°Ｃ〜９５０°Ｃでおこなわれる変形である。
【００２３】
第４の基本的な見地において、本発明は、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するように、鋼の組織を横断する予め定めた歪み形状すなわち歪み勾配を発生させるための実質的な変態が開始される前に、オーステナイト相の鋼を変形させる段階を含んでなる、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造する方法を含む。
【００２４】
超微細な顕微鏡組織の領域は、組織の横断面全体を含むことが好ましく、均質な超微細な顕微鏡組織であることが最も好ましい。代替実施例で、超微細な顕微鏡組織の領域は、鋼の１つまたは複数の表面層を含んでなる。後者の目的に関すれば、本発明の第４の見地において、予め定めた歪み形状は鋼の１つまたは複数の表面層における比較的大きな歪みと、心部における比較的小さい歪みとを含むことができる。したがって、超微細な顕微鏡組織となる変態は１つまたは複数の表面層で生じる傾向を見せる。このような歪みの非均一性は、圧延される鋼表面（すなわちストリップ面）とロールとの間に存在する摩擦条件を有することで増大させることができる。代替的に、第４の見地において、圧延される鋼表面とロールとの間の摩擦係数を選定することで、鋼は組織の横断面全体が変態されて超微細な顕微鏡組織にされることができ、実質的に均質の超微細な顕微鏡組織とされることが好ましい。
【００２５】
この状況において、「歪み形状」という用語は有効歪み形状を示しており、有効な歪みは該ストリップがロールと接触することで生じるせん断歪みと、厚さを単純に減少することに関係した圧縮歪みとの組み合わされた作用を含んでいる。
【００２６】
オーステナイト相の鋼に対して加えられる変形は、本発明の他の見地によれば圧延変形を含むことが有利である。圧延速度は０．１〜５．０ｍ／秒の範囲が好ましい。好ましい歪み形状を発生させるために、ニップ間隙すなわち圧延厚さ（Ｈｍ）に対する圧延円弧（Ｌｄ）の比は１０より大きいことが好ましい。
【００２７】
本明細書で使用されているように、「急激な実質的に完全な変態」という用語は、変形範囲内で、それから１秒以内で、最終的な超微細顕微鏡組織へ９０％が変態することを表す。フェライト製品の場合は、フェライトへの変態が急激な実質的に完全な変態であるのに対して、炭化物（セメンタイト）の形成が長時間にわたって発生する。ベイナイト製品の場合は、全ての変態は変形範囲内でまたはそれから１秒はなれた範囲内に生じ得る。
【００２８】
本発明の第１、第２、第３または第４の見地の何れかにおける変形は、鋼を一対の反転ロール間に通して２０〜７０％、最も好ましくは３０〜６０％の範囲内の比率で該鋼の厚さ寸法をロール間の挿入ニップで決まる値にまで減じるようにすることを含むことが好ましく、これだけで行われることが最も好ましい。鋼の１回の変形だけで遂行される、例えば一対の反転ロール間に鋼を１回通過させることで行われることが好ましい。ロールにより、上述の変形範囲は鋼とロールとの間の接触円弧を含み、これはニップ（nip）で終端する。ロールの幾何形状、例えば回転速度や、鋼の厚さに対するロール径は、前記急激な実質的に完全な変態に最適に選定される。勿論のことながら、変態の前後でロール処理を行えるが、変形前にオーステナイト相の鋼は加工されないか、ほんの軽く加工されるだけであることが好ましい。
【００２９】
この変形は、超微細な顕微鏡組織となる大部分で均質な変態を誘起することが好ましい。変態は、主として変形工程中に行われることが好ましいが、幾分かの変態は変形の直ぐ後に生じる。超微細な顕微鏡組織となる変態は変形後の１秒以内に完了することが好ましい。この変態処理は「歪み誘起変態」と呼ばれている。
本発明の第２の見地によれば、鋼は１０００゜Ｃ〜１４００゜Ｃに加熱されることが好ましく、１１００゜Ｃ〜１３００゜Ｃに加熱されることが最も好ましい。
【００３０】
第１、第２、第３または第４の見地の各々において、鋼は変態後に冷却されることが好ましい。
【００３１】
超微細な顕微鏡組織は、例えば超微細な主としてフェライト粒を含むことができ、または他の例としてベイナイト顕微鏡組織とされ得る。
【００３２】
オーステナイト相の鋼は５０ミクロンよりも大きい平均オーステナイト粒径を有することが好ましく、８０ミクロンより大きいことが一層好ましい。通常の熱間圧延におけるオーステナイト粒径は、変態前は大体４０ミクロンである。このオーステナイト相の鋼は等軸性でもよい。
【００３３】
前述の好ましい範囲のオーステナイト粒径を有するオーステナイト相の鋼に加えて、または代えて、鋼はフェライト粒の粒界核形成を減少または実質的になくすのに有効となるように予備処理されて、前記急激変態をし易くすることができる。このような予備処理は、選択した鋼の平均オーステナイト粒径を拡大する予備処理を含み得るのであり、または例えば選択した元素（例えばほう素）を添加して粒界反応性を低下させるようにする化学処理と代替されるか追加されることができる。予備処理は、例えば１０００〜１４００゜Ｃの範囲の高温から前述の温度範囲である６００゜Ｃ〜９５０゜Ｃへ鋼を予備冷却することである。
【００３４】
変態した鋼の冷却は特に急激に行う必要はなく、したがって強制空冷、例えば５００゜Ｋ／分まで、好ましくは５０〜２０００゜Ｋ／分の間の冷却速度を得ることができる。勿論、本発明は、有利であると立証されるならば、これより遅い、またはより急激な冷却を拒むものではない。本発明の特定例はロールニップ内に冷却流体を後方噴射して、粒径を改善する、例えば変態した鋼の表面のフェライト粒径を改善するようになされている。
【００３５】
変態を受ける鋼は、鋼ストリップ、プレート、シート、ロッドまたはバーとされることが好ましいが、本発明は他のシート形状、例えばビレットやスラブにも応用できる。ストリップ、プレート、シート、ロッドまたはバーは２０ｍｍよりも薄い厚さであることが好ましく、１０ｍｍよりも薄いことが最も好ましい。本発明は従来より薄いストリップ（５ｍｍ未満）とみなされる製品に主として適用されると考えられる。何故なら、超微細な顕微鏡組織の形成が最適化されるのはこのようなストリップだからである。
【００３６】
第５の基本的な見地において、本発明は例えば超微細なフェライト粒を有する超微細な顕微鏡組織を備えた鋼を提供するのであり、これは均質で、少なくとも部分的に１つまたはそれ以上の領域で超微細とされ、これらの領域では３ミクロンより大きな平均粒径は存在しない。この鋼は、中心部で１０ミクロン以下の平均粒径を有し、表面層で２ミクロン以下の平均粒径を有することが好ましい。フェライト粒の顕微鏡組織の体積におけるかなりの部分、例えば少なくとも３０％で、３ミクロンより小さい粒径のフェライト粒を主に含んでいることが更に好ましい。この鋼の顕微鏡組織は、例えば超微細な顕微鏡組織の領域を有する１つまたは複数の表面層、および比較的粗い顕微鏡組織の心部層のように、層状化されることができる。この層状化した顕微鏡組織では、微細粒層の少なくとも８０％の体積が３ミクロンより小さい寸法の粒を主に含んでなることが好ましい。
変形温度は、望まれる最終製品鋼の仕様によって選択されることができ、例えば軟質鋼に関しては高い変形温度とされる。
【００３７】
典型的に、前記変形は鋼のある程度の冷却、例えば熱の導通路を形成することに伴って生じる。これは潤滑および（または）強制冷却ロールを使用する周知法によって公知の方法で改善される。
【００３８】
製品鋼がフェライト相である場合、フェライトへの変態は顕微鏡組織を生じるようになされ、鋼の中心の平均フェライト粒径は表面層の粒径の１０倍を超えないことが好ましい。
【００３９】
超微細な顕微鏡組織は典型的には等軸性であるが、これは本質的なことでない。
鋼は、例えば予備加熱および部分冷却によって予備処理されて、前記超微細な顕微鏡組織に変態する粒の比率を増大することができる。
【００４０】
オーステナイト相の鋼は低炭素鋼（Ｃ＜０．３％）であることが好ましく、低炭素マイクロアロイ鋼即ち微細に合金化した低炭素鋼とすることができる。しかしながら高炭素鋼も同様にふるまうことが示されており、本発明によって処理すると超微細な顕微鏡組織を形成できる。
【００４１】
第６の基本的な見地において、本発明は、オーステナイト相の鋼を鋳造する手段と、新らしく鋳造されたオーステナイト相の鋼を受け入れて部分的に予備冷却するように配置された手段と、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するような実質的な変態が開始される前に該部分的に冷却された鋼を処理する手段とを含む、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造するための組み合わされた鋳造および変形装置を含む。
【００４２】
鋳造手段は薄いスラブまたはストリップの鋳造装置とされ、また処理手段は圧延手段、例えば一対の反転ロール（contra-rotating rolls）を含むことが好ましい。
【００４３】
第７の基本的な見地において、本発明は鋼を加熱してオーステナイト相となす手段と、オーステナイト相の鋼を部分的に冷却する手段と、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するような実質的な変態が開始される前に該部分的に冷却されたオーステナイト相の鋼を処理する手段とを含む、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造するための変形装置を含む。
【００４４】
本発明の実施例が添付図面およびその例を参照して、単に説明のためだけに以下に記載される。
【実施例】
【００４５】
第１図はストリップ鋳造および圧延ライン１０の簡単な図であり、このラインは本発明の第６の概念の実施例を含んでなる。１０ｍｍより薄いことが好ましい厚さのオーステナイト相の高温ストリップ１１がストリップ鋳造装置１２から垂直下方へ出て、予備冷却装置１６へ直接に給送される。ここで該鋼は自然空冷、強制空冷または水冷により７００〜９５０゜Ｃの範囲の温度まで予備冷却される。まだオーステナイト相である該ストリップはロールスタンド１８を１回通過されて５０％の圧下が行われ、該鋼に歪みを発生させて急激な実質的に完全な変態が行われるようにする。半分の厚さにされた変態した圧延ストリップ１９は自然空冷、強制空冷または水冷装置２０を通して大気温度、または選定された中間的な温度にまで冷却される。超微細粒の鋼ストリップは次ぎにコイル装置２２に集められる。この鋼の表面温度は、ロールとの接触円弧で定められる変形領域の前後で、それぞれ高温計２４，２５で監視される。
【００４６】
第２図は本発明の第７の見地の実施例を含む小型の圧延ラインの簡単な図である。１０ｍｍより薄いことが好ましいゲージ即ち厚さの鋼ストリップ５１は、コイル装置５２から引き出され、炉、例えば横方向フラックス誘起炉５４を通過され、その内部でストリップはオーステナイト相平衡温度（Ａｅ３）を超えて加熱されて、オーステナイトに変態する。オーステナイト相の鋼５５は７００〜９５０゜Ｃの範囲の温度まで自然空冷、強制空冷または水冷の予備冷却装置５６で冷却される。まだオーステナイト相であるストリップ５５はロールスタンド５８を１回通過されて５０％の圧下が行われ、該鋼に歪みを発生させて急激な実質的に完全な変態が行われるようにする。半分の厚さになった変態した圧延ストリップ５９は自然空冷、強制空冷または水冷装置７０を通して大気温度、または選定された中間的な温度にまで冷却される。超微細粒の鋼ストリップは次ぎにコイル装置７２に集められる。この鋼の表面温度は、ロールとの接触円弧で定められる変形領域の前後で、それぞれ高温計２４，２５で監視される。
【００４７】
第３図はストリップ１００により本発明の第４の見地を実現するための１回通過用の圧延変形装置の横断面を概略的に示している。ロールは１１２で示され、第３図はまた前述したパラメータＬｄおよびＨｍを示している。第４図は本発明のこの見地により好ましいとされる一般的な形状のストリップ肉厚を通る代表的な横断面の歪み形状を示す図である。有効歪みは、Ｈ／ｈで与えられ、Ｈはロール入口のストリップ厚、ｈはロール出口のストリップ厚である圧下歪みと、摩擦条件によるせん断歪みとの組み合わされた効果を表す。第５図は所定の時点における変形領域を通過中のストリップの長手方向横断面における金属の連続した横方向セグメント１０５の変位を示している。第６図は典型的な生成された層構造の顕微鏡組織（すなわち大勢をしめる超微細顕微鏡組織の表面層と、比較的粗い顕微鏡組織の心部）を示している。該層の幅は第４図および第５図に示された高歪み表面層に対応することが分かるであろう。
【００４８】
例１
表面温度が１２５０゜Ｃで、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオーステナイト粒径を有することが観察された低炭素鋼ストリップ（０．０９％のＣ、１．４７％のＭｎ、０．０８％のＳｉ、０．０２７％のＮｂ、０．０２５％のＴｉ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が自然空冷されるように放置されて８００゜Ｃの表面温度まで予備冷却された。２．２５ｍｍ厚の冷却したストリップは一対の反転ロール（contra-rotaling rolls）のニップ（nip）を１回通過されて変形圧延され、１．３８ｍｍの厚さまで３８％の圧下を行われた。ロールから出た鋼ストリップの出口表面温度は７００゜Ｃであった。該ストリップは次ぎに大気中に放置されて大気温度まで冷却された。
【００４９】
フェライト粒径は１ミクロン未満から１２ミクロンまでの範囲で様々であり、全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から３ミクロンまでの粒径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた。観察により、ニップに与えられた部分的に冷却された鋼はそれまで部分的または全体的に変態されていなかったが、実質的にまだ全体としてオーステナイト相の鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態はロールニップにおいて、またはその非常に近い直後生じていると考えられ、これはこのメカニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆっくりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どまたは全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒は寸法拡大に抗して位置固定されていたことが暗示された。
【００５０】
例２
表面温度が１２５０゜Ｃで、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオーステナイト粒径を有することが観察された低炭素鋼ストリップ（０．１％のＣ、１．３８％のＭｎ、１．４％のＳｉ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が自然空冷されるように放置されて７７５゜Ｃの表面温度まで予備冷却された。２．１３ｍｍ厚の冷却したストリップは一対の反転ロールのニップ（nip）を１回通過されて圧延変形され、１．３ｍｍの厚さまで３９％の圧下を行われた。ロールから出た鋼ストリップの出口表面温度は６８８゜Ｃであった。該ストリップは次ぎに大気中に放置されて大気温度まで冷却された。
【００５１】
フェライト粒径は１ミクロン未満から２０ミクロンまでの範囲で様々であり、全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から３ミクロンまでの粒径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた。観察により、ニップに与えられ部分的に冷却された鋼はそれまで部分的または全体的に変態されず、実質的にまだ全体としてオーステナイト相の鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態はロールニップ（roller nip）において、またはその直後に生じていると考えられ、これはこのメカニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆっくりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どまたは全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒は寸法拡大に抗して位置固定されたことが暗示された。
【００５２】
例３
新らしく鋳造された鋼は実験の目的で容易に入手できなかった。しかしながら、表面温度が１２５０゜Ｃの低炭素鋼ストリップ（０．０７％のＣ、０．４％のＭｎ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が新しい鋳鋼を模して使用された。この鋼は、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオーステナイト粒径を有していた。使用された鋼は粒組織が等軸性である点で新らしく鋳造された鋼と相違していた。この鋼は自然空冷されるように放置されて８００゜Ｃの表面温度まで予備冷却された。１．８ｍｍ厚の冷却したストリップは一対の反転ロールのニップ（nip）を１回通過されて圧延変形され、１．０ｍｍの厚さまで４５％の圧下を行われた。ロールから出た鋼ストリップの出口表面温度は６８０゜Ｃであった。該ストリップは次ぎに大気中に放置されて６００゜Ｃまで冷却され、この温度で１時間保持してコイル形成をシュミレートし、その後放置されて大気温度まで冷却された。
【００５３】
製品は９５％フェライトで、ストリップ中に均一に分布されていることが見出された。フェライト粒径は１ミクロン未満から１０ミクロンまでの範囲で様々であり、全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から２ミクロンまでの粒径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた。観察により、ニップによりもたらされ且つ部分的に冷却された鋼は部分的または全体的に変態されておらず、実質的にまだ全体としてオーステナイト相の鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態はロールニップにおいて、またはその直後に生じていると考えられ、これはこのメカニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆっくりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どまたは全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒は寸法拡大に抗して位置固定されたことが暗示された。
【００５４】
ストリップは引張り試験を行われ、降伏強度が４６０Ｍｐａ、限界強度が４８０Ｍｐａであることが見出された。全伸びは２８％であり、均一な伸びは２０％であった。
【００５５】
例４
表面温度が１２５０゜Ｃで、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオーステナイト粒径を有することが観察された低炭素鋼ストリップ（０．１％のＣ、０．８６％のＭｎ、０．２９％のＳｉ、０．０３７％のＮｂ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が自然空冷されるように放置されて８００゜Ｃの表面温度まで予備冷却された。２．４ｍｍ厚の冷却したストリップは一対の反転ロールのニップを１回通過されて圧延変形され、１．４３ｍｍの厚さまで４０％の圧下を行われた。ロールから出た鋼ストリップの出口表面温度は６９６゜Ｃであった。該ストリップは次ぎに大気中に放置されて大気温度まで冷却された。
【００５６】
フェライト粒径は１ミクロン未満から１２ミクロンまでの範囲で様々であり、全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から２ミクロンまでの粒径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた。観察により、ニップによりもたらされ且つ部分的に冷却された鋼はそれまで部分的または全体的に変態されておらず、実質的にまだ全体としてオーステナイト相の鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態はロールニップにおいて、またはその直後に生じていると考えられ、これはこのメカニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆっくりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どまたは全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒は寸法拡大に抗して所定位置に固定されたことが暗示された。
【００５７】
その他の例
製造および実験の両方による多数の低、中および高炭素鋼がミルで圧延された。これらの鋼の炭素含有量は０．０３６〜０．７７％の範囲であり、全組成が第１表に示されている。鋼はまず２ｍｍ厚のストリップに粗加工され、約１００ｍｍの幅で１５０ｍｍ長さの試片に切断された。ストリップは１０〜１５分間ほどステンレス鋼バッグ（bag）内で１２５０゜Ｃに再加熱された後、所望の圧延温度にまで空冷された。圧延は１回通過で行われ、約３００ｍｍ形のロールが使用された。試料は次ぎに空冷され、または流動砂床で１時間にわたり一定温度に保持されてコイリング（coiling）のシミュレートが行われ、続いて２つのカオウール（kaowool）ブランケット間で室温まで冷却された。圧延入口および出口温度は圧延間隙の各側方に位置する高温計で記録した。圧延入口および出口温度は表２に示されている。
【００５８】
ストリップの顕微鏡組織に対する各種パラメータの影響が調べられた。炭素および他の共通する合金元素の影響に加えて、幾つかのシートのＮｂ、ＴｉおよびＢのような微細合金化元素の存在が最終顕微鏡組織に影響すると期待された。圧延入口温度、圧下、圧延速度、潤滑および給送厚さも調べられた。表２は全シートに関して調べた実験条件の範囲を示している。
【００５９】
金属試料は標準技術を使用して圧延したストリップから準備され、光学および走査電子顕微鏡を使用して調べられた。ヴィッカース硬度測定が行われ、引張り試片は同じストリップから準備された。引張り試験はシンテック（Sintech）引張り機で１０−４／Ｓの歪み速度で行われた。
【００６０】
顕微鏡組織
第１表に示された鋼は普通およびマイクロアロイ低炭素級、中炭素級および高炭素級に分類された。全ての圧延された試料の一般的な特徴は顕微鏡組織の存在であり、通常は試料の表面付近のフェライト粒および別個の炭素粒、および中心部分の粗い顕微鏡組織からなる。超微細領域は全体的に試料厚さの約１／４〜１／３の深さに浸透していた（第６図）。個々の顕微鏡組織は以下に更に示され説明される。
【００６１】
温度の降下は圧延ミルの出口で７０〜１８０゜Ｃの範囲を記録し、そのほとんどは７０〜１００゜Ｃの範囲であった。圧下のほとんどは３０〜４０％の間であった。
【００６２】
普通低炭素鋼
４つの普通低炭素鋼、すなわちＭ０６、Ａ０６および３３７３および３３９８が圧延され、大部分の実験条件はＭ０６およびＡ０６で変化された。
【００６３】
Ｍ０６
圧延入口温度の影響は４つの試料を８３５、７９５、７７５および７４０゜Ｃ（それぞれ試料Ｍ０６−１、２、４および３）で圧延して考察された。最初の２つの条件は顕微鏡組織に重大な変化を示さず、試料深さの約１／４ほど浸透した粒径１〜３ミクロンの等軸フェライトの領域（第７Ａ図）と、粒径５〜１５ミクロンの粗い角度の付いた等軸フェライトの中央領域（第７Ｂ図）とであった。第３の入口温度は、表面近くにある程度の共晶フェライトの形成をもたらし、恐らく前のオーステナイト粒界に形成した。しかしながら、表面付近にはそれまでと同様に超微細フェライト粒が存在し、中央に粗く角度の付いた組織が存在している。最も低い出口温度は、多量の共晶フェライトからなる顕微鏡組織を試料全体にわたって形成した（第７Ｃ図）。
【００６４】
圧延速度の影響は、０．１８、０．２７、０．３７（標準速度）および１．０ｍ／秒の速度を比較して考察された。遅い圧延速度（Ｍ０６−５および６）は冷いロールとの接触時間が長いためにロール間隙内でかなり大きな温度損失を生じた。これは、同様な入口温度（Ｍ０６−４）での標準圧延速度の場合よりも多くの共晶フェライトを形成した。０．１８ｍ／秒の圧延速度では、全く異なる顕微鏡組織が生じた。試料の中央および表面の両方で超微細なベイナイト状顕微鏡組織が構成され、この組織は自然に結晶化し易い（第８Ａ図）。表面ラス（laths）は中央のそれよりも微細であった。このような顕微鏡組織は大きな温度降下（約１７０゜Ｃ）を表し、これはロール間隙にて生じた。最高のロール速度は１．０ｍ／秒（Ｍ０６−１６）に達し、これは層状構造を形成したが表面領域のフェライト粒は超微細でなかった（第８Ｂ図）。
【００６５】
５つの試料は、ロールに窒化ほう素を噴射潤滑して圧延された。７９０゜Ｃで圧延された１つの試料（Ｍ０６−８）は５７％の圧下が行われ、試料の全体にわたる多量の共晶フェライトと、Ｍ０６−５で観察されたのと同様な超微細ベイナイトとして発現した相とで構成されていた。第２の試料（Ｍ０６−１０）は多少高い温度で圧延されただけであるが、圧下は４１％だけであった。この試料は試料Ｍ０６−５と同程度にロールで冷却されなかった。これは小量の共晶フェライトで、また比較的浅い超微細（１〜３ミクロン）のフェライト領域および粗い（５〜１５ミクロン）角度の付いたフェライトの中心部分を有して構成された。試料Ｍ０６−１８および１９は潤滑されて８００および７７５゜Ｃで圧延され、再び説明するが僅かに異なる組織を形成し、より厳しく冷却される表面領域および少ない共晶フェライトを有していた。これらの相違は潤滑厚さの変化が原因となり得る。１つのロール（Ｍ０６−１７）に対するだけの潤滑材の供給は、潤滑面の近くに冷却された顕微鏡組織を生じ、反対側の面（第９図）に比較的微細なフェライト組織を形成した。潤滑されない試料（第９Ｂ図）と比較すると圧下が僅かに増大した。２つのスケール付き（すなわちバッグで再加熱されていない）試料（Ｍ０６−２１および２２）が圧延され、比較的粗い等軸フェライトの表面粒（１０ミクロンまで）と粗い中央部分（１０〜２０ミクロン）が形成された。スケールは潤滑材の作用を果たすと期待され、またスケールはロール荷重を僅かに減じて全圧下を増大させたが、スケールの存在はロールに潤滑材を噴射しての圧延と同様な組織を形成しなかった。しかしながらスケールは絶縁材として作用し、温度降下を約４０゜Ｃと減少させた。
【００６６】
Ｍ０６材料に関する最終的な条件の変化は、流動砂床の圧延ストリップによるコイル形成の影響であった（Ｍ０６−１５）。試料Ｍ０６−１５の表面および中心の粒径に変化は現れなかったが、炭化物分布はコイル形成処理によって変化した（第１０Ａ図）。粒界と、コイル形成された試料における３点とに多量の炭化物が存在しているのが現わされている（第１０Ｂ図）。
【００６７】
Ａ０６
再加熱温度は幾つかの例で低下されたが、通常のＡ０６がＭ０６と同様な条件で圧延された。一般に、厚さおよび圧延方向に多くの変化があったが、Ｍ０６に似た顕微鏡組織が得られた。
【００６８】
圧延入口温度は試料Ａ０６−１、２、３および８で変化された。９０５゜Ｃの最高入口温度がＡ０６−８に使用され、表面付近に１〜４ミクロン、中心部分に約１５ミクロンまでの粗い粒を有する程良い等軸組織が形成された。Ａ０６−２に関する出口温度８５５゜Ｃは試料Ａ０６−８と同様な深さの等軸フェライト領域を、またしばしば２０ミクロンを超える長さの粗く角度のついた様々に配向されたフェライト粒で構成された中心部分を形成した。５０゜Ｃほど入口温度を低下させると（Ａ０６−１）、同様な組織を生じたが、これはある程度の共晶フェライトの発現であった。最低の圧延温度７５５゜Ｃ（Ａ０６−５）は多量の粗い共晶フェライトを生じたが、超微細な表面帯は残っていた。
【００６９】
圧延速度はプロセス変数として調べられ、Ｍ０６と同様な傾向が観察された。低い圧延速度０．１８ｍ／秒（Ａ０６−４）は同じ温度で圧延された試料（Ａ０６−１）と同じ組織を生じたが、温度降下は１００゜Ｃを大きく超えており、かなりの共晶フェライトが生じた。中間速度０．２７ｍ／秒は全体的に粗い顕微鏡組織を生じたが、この試料（Ａ０６−７）は高温で圧延されていた。
【００７０】
試料Ａ０６−５および６に関しては１０５０゜Ｃに再加熱温度を低下させたことが、表面領域の超微細粒の体積率を減少し、中心部分の粒の粗さを増大した。高い入口温度で圧延された試料（Ａ０６−５）は約４ミクロン未満の粒径のフェライト粒の領域を有していたが、これらの粒は隔離され、表面の直ぐ付近には位置していなかった。低い出口温度（Ａ０６−６）は非常に少ない超微細フェライトの領域を生じ、非常に粗く角度の付いた粒が顕微鏡組織の全体にあり、表面にまでも延在していた。温間加工したフェライト粒の形跡が幾つかあった。
【００７１】
３３７３
この級（０．０６５％のＣ−１％のＭｎ）の顕微鏡組織は、試料深さの約１／４に浸透した超微細フェライト粒（１〜２ミクロン）の表面層で構成され（第１１Ａ図）、偏析した炭化物の領域が列状に整列して現れている。中心部は大きな体積部分の勿論ヴィドマンシュテーテン
2006274446.tif 000003
すなわち針状フェライトで構成され、第２の相、恐らくパーライトの痕跡があった。
【００７２】
３３９８
この高Ｓｉ級は、再加熱温度によって大部分決定されたような、前のオーステナイト粒径の影響に対するある程度の洞察を最終顕微鏡組織に与えた。１２５０゜Ｃもの高い再加熱温度（第１２Ａ図）は３３７３の加熱で得られた組織と同様の組織を生じたが、表面層は全体、および粗く一層ブロック状のフェライト粒でなる中央部ほど微細でなく、ある量の別個のマルテンサイトの島状部分があった。炭化物はフェライト粒界に存在し、フェライト粒の大部分のまわりに連続していた。該試料を９５０゜Ｃに再加熱すると（３３９８−２）、前とは別の表面および中央領域を生じたが、しかしながら表面は超微細粒または亜粒と、大きな加工されたフェライト粒との混合物で構成されていた（第１２Ｂ図）。中央部は適度の等軸フェライト（約５〜１０ミクロン）と個別の炭化物およびある量の小さなマルテンサイトの島状部分で構成されていた。
【００７３】
マイクロアロイ低炭素鋼
Ｔｉの添加
鋼３４０３（０．０２４％のＴｉ）は均一な超微細フェライト粒(第１３Ａ図)である１／４の試料深さ範囲と、角度のついたある量の針状フェライト粒、分散した炭化物および個別のマルテンサイトの島状部分で構成された中央部（第１３Ｂ図）とを生じた。同様な０．２０％のＭｏを添加された鋼（３４０３）は同様な組織を生じたが、表面層は一層微細なフェライト粒（１未満〜２ミクロン）で構成され（第１４Ａ図）、試料中央部のフェライトは微細で更に針状（第１４Ｂ図）であった。再び説明するが、マルテンサイトの小さなポケットがあった。
【００７４】
溶接棒鋼（３３９３および３３９４）におけるようなＴｉの多量の添加は、超微細フェライト表面層（第１５Ａ図）を形成し、中央部に極めて微細な針状フェライト組織（第１５Ｂ図）を生じた。超微細フェライトは光学顕微鏡を使用して解明できず、電子顕微鏡がミクロン未満の粒を明らかにした。再び説明するが、別個のマルテンサイトの島状部分は針状フェライト全体に分散されていた。
【００７５】
Ｎｂの添加
何れもＮｂおよびＴｉを含有する２つの通常級の鋼ＸＦ４００およびＸＦ５００が処理されて、約１ミクロンまでの粒径のフェライト粒で構成された同様の表面顕微鏡組織を生じたが、中央部の組織は多少相違した。ＸＦ４００試料の中央部は角度の付いたブロック状のフェライト粒で構成され、これらは寸法および形状の両方とも異なって、約５〜１５ミクロンであった。しかしながらＸＦ５００試料は微細な多少均一な針状フェライト顕微鏡組織を生じた。
【００７６】
０．０３７％のＮｂを含有する試料３３７０が供給厚の増大、潤滑および圧延後のコイル形成の影響を調べるために使用された。２ｍｍの初期厚を有する標準試料（３３７０−１）は１／４の試料深さに達する通常の超微細フェライトと、中央部の角度の付いた針状フェライトとで構成された。供給厚が４ｍｍに増大されると（試料３３７０−２）、表面領域の粒径はそれほど微細でなくなり（約４ミクロンまで）浸透深さはそれほど深くなく、恐らく試料深さの約１／５に達するだけであった。ロール間隙内での温度降下は５０゜Ｃを超えていた。試料３３７０−３については潤滑が使用され、温度降下は１４０゜Ｃを超えるほどに増大し、ほとんどこれは潤滑材の伝熱の影響によると考えられる。表面領域の粒径は小さいが均一でなく、該領域の深さは更に減少した。中央部の顕微鏡組織は本質的に同じであった。試料３３７０−４（投入厚は２ｍｍ）は、７５０゜Ｃでの圧延後に６００゜Ｃでコイル形成され、これは最初の３つの試料の出口温度よりも低い温度であった。超微細な表面領域の深さは試料厚の１／３に達し、全試料中で恐らく最高の浸透であった。該領域の粒径は１ミクロン未満であった。中央部は比較的変化なく維持され、コイル形成が全体的な顕微鏡組織に重大な影響を及ぼすとは見られなかった。
【００７７】
他の添加
試料３６０７および３６０８は両方ともＭｏおよびＴｉを含有し、３６０８は０．００２％のＢを含有していた。このＢの添加は、顕微鏡組織に重大な変化を与えるとは見られず、何れの試料も標準的な深さの超微細粒と、中心部の角度の付いたフェライト粒とで構成されていた。試料３６０８−１は超微細ではない領域を表面に有していたが、これは脱炭の影響であろう。鋼３６０７もまた圧延後に６００゜Ｃでコイル形成されたが（３６０７−２）、入口温度は３６０７−１よりも５０゜Ｃ低く、これが２つ比較を困難にした。それにも拘わらずにコイルの形成後の顕微鏡組織の変化は殆どなかった。
【００７８】
鋼３３９９は０．４８％のＣｒを含有し、表面付近に１〜２ミクロンのフェライト粒の領域を生じ、ストリップの中央にはかなり大きな容積部分のマルテンサイトの島状部分を有する針状フェライトを生じた。
【００７９】
中炭素鋼
この級は約０．２〜０．４％のＣを含有し、幾つかの例ではＴｉ、ＶおよびＢを含有した。普通炭素鋼試料３３７４は０．２１％のＣを含有し、粒径１〜３ミクロンの等軸フェライト粒の表面層に、微細な炭化物が列をなして偏析して構成された（第１６Ａ図）。針状フェライトが中央部に存在し、微細フェライト粒のネックレスが前のオーステナイト粒界のまわりを取り巻いた（第１６Ｂ図）。第２の普通炭素鋼（１０４０）が３つの条件、すなわち７５０および７００゜Ｃで圧延後に空冷、および７５０゜Ｃで圧延且つ６００゜Ｃでコイル形成、のもとで処理された。全ての試料は試料厚の１／３の深さに達する超微細顕微鏡組織を特徴としていた。この領域には、非常に微細且つ大容積の炭化物が全体的に分布されていた（第１７Ａ図）。共晶フェライトがストリップ中央部に形成されて前のオーステナイト粒界の輪郭を形成していたが、この領域の大部分はパーライトであった（第１７Ｂ図）。この例では、コイル形成は炭化物分布に重大な変化を与えるとは見られなかった（第１７Ｃ図および第１７Ｄ図）。
【００８０】
試料３５２１（Ｔｉ添加）および３５２４（ＴｉおよびＶ添加）の両方が１０４０級と同じ条件で処理された。両方の組成はほぼ全ての条件で同様の顕微鏡組織を有していた。これらは超微細なフェライト粒および炭化物で表面領域を構成されたが、炭化物は６００゜Ｃでコイル形成された２つの試料の粒と同様に微細で且つそれ以上に個別であるように見られた（第１８Ａ図および第１８Ｂ図を比較して）。超微細粒はまた低い温度で圧延された試料（３５２１−３および３５２４−３）において多少微細であった。中央部はパーライトマトリックスに全体的に針状フェライト粒が分布されて構成されていた。これらの針状組織はＶを含有する試料において一般に微細であり、特に試料３５２４−３で調質が見られた。
【００８１】
最後の中炭素鋼（３６０５）はＴｉおよびＢを含有していた。その顕微鏡組織は中炭素鋼３６０７および３６０８（Ｔｉ、ＭｏおよびＢと合金化）と同様であったが、多量の炭化物が存在し、予想したように特に超微細な表面領域に存在した（第１９Ａ図）。第２の試料（３６０５−２）は圧延前に９５０゜Ｃに再加熱され、試料３３９８−２と同様に表面領域を比較的粗い加工されたフェライト粒で構成され、個別の小さな炭化物および超微細粒すなわち準粒の小さな領域を有していた（第１９Ｂ図）。中心部のフェライト粒は適度に等軸性であった。この同じ材料は９５０および１２５０゜Ｃにも加熱され、冷却され、そしてオーステナイト粒界を腐食（etch）された。低い温度の再加熱は１０〜２０ミクロンの粒を形成する一方、高い温度の再加熱は１００〜４００ミクロンの寸法の粒を生じた。
【００８２】
高炭素鋼
２種のパーライト鋼１０６２および１０７７が両方とも試料３５２１、３５２４および１０４０の処理に使用したのと同じ３つの条件のもとで圧延された。これらは各種条件で処理された顕微鏡組織の間に殆ど相違はなかった。再び述べるが、両方の鋼の表面領域にせん断の痕跡があり、これらの領域には超微細なフェライト粒（寸法で１ミクロン未満）および個別の炭化物が存在していた（第２０図）。しかしながら、小さな圧下（一般に２０〜２５％）で達成されたにも拘わらずに、超微細フェライトの深さは低炭素鋼の試料で観察されたよりも小さかった。中央部はパーライトの集合体で構成され、通常処理の高炭素級で期待されるのと同様な顕微鏡組織を有していた（第２０図）。
【００８３】
機械的特性
全ての鋼の機械的特性が第３表に示されている。０．２％の耐力が高Ｃ鋼で決定された。何故なら、明瞭な上または下の降伏点がないからである。これらの結果の最も普通な概念の１つは、多くの、特に低Ｃ級に関しての応力歪み曲線の平坦部分であった。これはＹＳ／ＵＴＳ比で表され、多くの例では１．００に近い。加工硬化のない例が試料Ａ０６−８の応力歪み曲線に示されている（第２１図）。この後、応力は低下し、初期レベルよりも低く維持される。高Ｃ鋼は特に１０４０、１０６２および１０７７の市販級で格段に大きい範囲で加工硬化した。典型的な曲線は第２２図に示されている（試料１０６２−１）。
【００８４】
この結果は、この形式の処理で非常に高い強度が達成されることを示している。普通低炭素鋼（Ｍ０６−９）は５９０ＭＰａの降伏強度とともに、１６％の全伸びを得て、またＡ０６−８は２倍の伸びと４３０ＭＰａの降伏強度とを生じた。０．０６５％のＣを含有する第３の普通Ｃ鋼（３３７３）も優れた特性、すなわちそれぞれ５２０および５８０ＭＰａのＬＹＳおよびＵＴＳ、２３％の全伸び、を有していた。低Ｃ鋼の最高の強度特性は、それぞれ７４５および８３０ＭＰａのＬＹＳを有する２つの溶接棒鋼（３３９３および３３９４）で得られた。試料３３９８および３６０５で再加熱温度を低下させると、強度のかなりの増分を生じたが、延性には不利に影響した。これは、高温度での再加熱後の超微細顕微鏡組織から低温度での再加熱後の粗い加工されたフェライト組織への移行をもたらすという興味ある結果のためである。
【００８５】
各種条件のもとで圧延されたＭ０６に関する結果は、幾つかのプロセス要因が最終特性に影響することになることを示した。圧延入口温度（Ｍ０６−１，２および４）は材料強度に特別変化を及ぼさなかったが、高い圧延温度は最も柔軟なストリップを生んだ。圧延後のコイル形成は、高速度での圧延（Ｍ０６−１６）と同様に材料を軟化させ、伸びを増大した。低温度での再加熱（Ｍ０６−１３）は、完全に異なる顕微鏡組織を形成するにも拘わらずに、通常の高温度で再加熱したストリップ（Ｍ０６−１４）より僅かに低いだけの特性を生じた。顕微鏡組織から予測されるように、潤滑したロールで処理された試料はスケール付き試料よりも格段に高い強度を生じた。驚くほどでないが、スケール付きの試料Ｍ０６−２１の比較的粗い顕微鏡組織は試験した全ての材の中で最高のはるかに柔らかなストリップとなった。
【００８６】
高Ｃ級は連続的な降伏を示し、したがって耐力はＬＹＳの代わりに測定された。これらの鋼は低Ｃ級試料よりも大きな加工硬化を示し、幾つかの非常に高い強度値を生んだ。ＴｉおよびＶの添加のために、Ｃ含有量が低いにも拘わらずに、試料３５２４は１０４０級のものよりも高い耐力および引張り強度、ならびに同等の延性を得た。パーライト鋼１０６２および１０７７は工業的な条件(バー形状)のもとで通常得られるものよりも大きな強度を有していが、全伸びは小さかった。全ての中および高Ｃ級鋼において、６００゜Ｃでのコイル形成はＰＳおよびＵＴＳの両方を減少（１０７７の例で１００ＭＰａを超えて）させたが、延性には殆ど影響しなかった。３５２４の加熱を除いては、ロール入口温度の５０゜Ｃの低下は、少なくとも３０ＭＰａの強度増分を生じた。
【００８７】
現時点で、オーステナイト相の鋼が超微細な顕微鏡組織になる変態を生じる正確なメカニズムは完全に理解されていない。オーステナイト相の粒界部分を減少し、次ぎに予備冷却を行うことで、フェライト相への変態を引き起こすための駆動力は非常に高まることが、理論的に想定される。しかしながら、核形成を達成するには粒界部分は不十分である。それ故にオーステナイト相の間に、また実質的な変態が生じる前に鋼を処理する（すなわち鋼を変形させる）ことにより、フェライト相への均質な歪み誘起変態が生じる。この均質な変態は急激に行われて、フェライト粒は極めて小さくなる。
【００８８】
微細粒への変態は、米国特許第４４６６８４２号で教示されるように変態フェライトの動的再結晶化よりも、むしろ均質変態の結果による。
【００８９】
【表１】
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【００９０】
【表２−１】
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【表２−２】
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【００９１】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００９２】
【図１】本発明の第６の見地の実施例による小型の圧延ラインの簡単な図。
【図２】本発明の第７の見地の実施例による組み合わされたストリップ再加熱および圧延ラインの簡単な図。
【図３】本発明の第４の方法の実施例に使用された１回通過用の圧延変形装置の簡単な図。
【図４】第３図のストリップを通る代表的な横断面の歪み形状の図。
【図５】第３図に示されたストリップの顕微鏡組織の連続する横方向セグメントの変位。
【図６】本発明の実施例による鋼の超微細粒の表面領域を示す光学顕微鏡写真。
【図７Ａ】Ｍ０６鋼ストリップの中心領域の超微細フェライト粒の走査電子顕微鏡写真。
【図７Ｂ】Ｍ０６鋼ストリップの中心領域の粗いフェライト粒の光学顕微鏡写真。
【図７Ｃ】低入口温度で圧延されたＭ０６試料の光学顕微鏡写真。
【図８Ａ】低速で圧延されたＭ０６ストリップの表面領域の超微細な顕微鏡組織の走査電子顕微鏡写真。
【図８Ｂ】高速で圧延されたＭ０６ストリップの表面領域のフェライト粒の光学顕微鏡写真。
【図９Ａ】潤滑されて圧延されたＭ０６の表面領域の光学顕微鏡写真。
【図９Ｂ】潤滑されないで圧延されたＭ０６の表面領域の光学顕微鏡写真。
【図１０Ａ】空冷後のＭ０６の表面領域の炭化物の分布を示す走査電子顕微鏡写真。
【図１０Ｂ】６５０゜Ｃで巻き取られた後のＭ０６の表面領域の炭化物の分布を示す走査電子顕微鏡写真。
【図１１Ａ】０．０６５Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７３）の表面領域の炭化物の分布を示す光学顕微鏡写真。
【図１１Ｂ】０．０６５Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７３）の中心領域の針状フェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１２Ａ】１２５０゜Ｃで再加熱した後の高ＳＩ鋼（３３９８）の表面領域の超微細フェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１２Ｂ】９５０゜Ｃで再加熱された後の高ＳＩ鋼（３３９８）の表面領域の加工したフェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１３Ａ】Ｔｉマイクロアロイ鋼（３４０３）の表面領域の超微細フェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１３Ｂ】Ｔｉマイクロアロイ鋼（３４０３）の中心領域の粗いフェライトおよびマルテンサイトの島状部分を示す光学顕微鏡写真。
【図１４Ａ】Ｔｉ−Ｍｏマイクロアロイ鋼（３４０３）の表面領域の超微細フェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１４Ｂ】Ｔｉ−Ｍｏマイクロアロイ鋼（３４０３）の中心領域の粗いフェライトおよびマルテンサイトの島状部分を示す光学顕微鏡写真。
【図１５Ａ】高Ｔｉ鋼（３３９４）の表面領域の超微細フェライトを示す走査電子顕微鏡写真。
【図１５Ｂ】高Ｔｉ鋼（３３９４）の中心領域の針状フェライトおよびマルテンサイトの島状部分を示す光学顕微鏡写真。
【図１６Ａ】０．２１Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７４）の表面領域の超微細フェライトおよび炭化物偏析を示す光学顕微鏡写真。
【図１６Ｂ】０．２１Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７４）の中心領域のネックレス状および針状フェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１７Ａ】１０４０鋼の表面領域の超微細フェライトおよび炭化物を示す光学顕微鏡写真。
【図１７Ｂ】１０４０鋼の中心領域のパーライトおよび初析フェライト（proeutectoid ferrite）を示す光学顕微鏡写真。
【図１７Ｃ】空冷後の１０４０鋼の表面領域の炭化物分布を示す走査電子顕微鏡写真。
【図１７Ｄ】６００゜Ｃで巻き取られた後の１０４０鋼の表面領域の炭化物分布を示す走査電子顕微鏡写真。
【図１８Ａ】空冷後の０．２７Ｃ−０．１２Ｖ鋼（３５２４）の表面領域の炭化物分布を示す光学顕微鏡写真。
【図１８Ｂ】６００゜Ｃで巻き取られた後の０．２７Ｃ−０．１２Ｖ鋼（３５２４）の表面領域の炭化物分布を示す光学顕微鏡写真。
【図１９Ａ】１２５０゜Ｃで再加熱後のＴｉ−Ｂ含有の中程度のＣ鋼（３６０５）の表面領域の超微細フェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図１９Ｂ】９５０゜Ｃで再加熱後のＴｉ−Ｂ含有の中程度のＣ鋼（３６０５）の表面領域の加工された粗いフェライトを示す光学顕微鏡写真。
【図２０Ａ】１０７７共晶鋼の表面領域の超微細フェライトを示す走査電子顕微鏡写真。
【図２０Ｂ】１０７７共晶鋼の中心領域のパーライトを示す走査電子顕微鏡写真。
【図２１】加工硬化を示さない低Ｃ鋼（Ａ０６）の応力歪み曲線。
【図２２】比較的高レベルの加工硬化を示す高Ｃ鋼（１０６２）の応力歪み曲線。
【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７Ａ】
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【図７Ｂ】
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【図７Ｃ】
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【図８Ａ】
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【図８Ｂ】
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【図９Ａ】
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【図９Ｂ】
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【図１０Ａ】
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【図１０Ｂ】
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【図１１Ａ】
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【図１１Ｂ】
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【図１２Ａ】
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【図１２Ｂ】
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【図１３Ａ】
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【図１３Ｂ】
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【図１４Ａ】
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【図１４Ｂ】
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【図１５Ａ】
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【図１５Ｂ】
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【図１６Ａ】
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【図１６Ｂ】
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【図１７Ａ】
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【図１７Ｂ】
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【図１７Ｃ】
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【図１７Ｄ】
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【図１８Ａ】
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【図１８Ｂ】
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【図１９Ａ】
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【図１９Ｂ】
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【図２０Ａ】
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【図２０Ｂ】
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【図２１】
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【図２２】
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